Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей

Рассмотрены факторы, определяющие скорость развития замедленного разрушения при водородном охрупчивании сварных соединений мартенситной стали при температурах выше и ниже выявленного минимума трещиностойкости (80…100 °С) и соединений бейнитной стали. В дополнение к известным представлениям показано,...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Veröffentlicht in:	Автоматическая сварка
Datum:	2009
1. Verfasser:	Скульский, В.Ю.
Format:	Artikel
Sprache:	Russisch
Veröffentlicht:	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України 2009
Schlagworte:	Научно-технический раздел
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100885
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей / В.Ю. Скульский // Автоматическая сварка. — 2009. — № 7 (675). — С. 14-20. — Бібліогр.: 33 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1859827908752703488
author	Скульский, В.Ю.
author_facet	Скульский, В.Ю.
citation_txt	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей / В.Ю. Скульский // Автоматическая сварка. — 2009. — № 7 (675). — С. 14-20. — Бібліогр.: 33 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Автоматическая сварка
description	Рассмотрены факторы, определяющие скорость развития замедленного разрушения при водородном охрупчивании сварных соединений мартенситной стали при температурах выше и ниже выявленного минимума трещиностойкости (80…100 °С) и соединений бейнитной стали. В дополнение к известным представлениям показано, что кинетика замедленного разрушения может определяться характером распределения в объеме металла микропластических деформаций, развитие которых зависит от термически активируемых микроструктурных изменений, и быстротой создания локальной критической плотности дислокаций и водорода. В общем случае зависимость длительности разрушения от температуры описывается С-подобными кривыми. The factors determining the rate of delayed fracture propagation at hydrogen embrittlement of welded joints of martensite steel at temperatures higher and lower than the revealed minimum of crack resistance (80-100 °C) and joints of bainite steel are considered. In addition to the known concepts it is shown that kinetics of delayed fracture can be determined by the character of distribution in the volume of metal of microplastic deformations, the propagation of which depends on the thermally-activated microstructural changes and rate of formation of local critical density of dislocations and hydrogen. In a general case the dependence of fracture duration on temperature is described using C-like curves.
first_indexed	2025-12-07T15:30:04Z
format	Article
fulltext	УДК 621.791:669.14.018.2/.8-194.2 ОСОБЕННОСТИ КИНЕТИКИ ЗАМЕДЛЕННОГО РАЗРУШЕНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ЗАКАЛИВАЮЩИХСЯ СТАЛЕЙ В. Ю. СКУЛЬСКИЙ, канд. техн. наук (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины) Рассмотрены факторы, определяющие скорость развития замедленного разрушения при водородном охрупчивании сварных соединений мартенситной стали при температурах выше и ниже выявленного минимума трещиностойкости (80…100 °С) и соединений бейнитной стали. В дополнение к известным представлениям показано, что кинетика замедленного разрушения может определяться характером распределения в объеме металла микропластических деформаций, развитие которых зависит от термически активируемых микроструктурных изменений, и быстротой создания локальной критической плотности дислокаций и водорода. В общем случае зависимость длительности разрушения от температуры описывается С-подобными кривыми. К л ю ч е в ы е с л о в а : дуговая сварка, закаливающиеся стали, сварные соединения, закалка, мартенсит, низкотем- пературный распад, бейнит, локальная деформация, замед- ленное разрушение, холодные трещины Образование холодных трещин [1, 2] в сварных соединениях закаливающихся сталей происходит при температурах, обеспечивающих достаточные для развития разрушения активацию движения дислокаций и диффузионную подвижность водо- рода в сочетании с энергичным взаимодействием водорода с ловушками — дислокациями и мик- рополями повышенных упругих напряжений (микронапряжений) [3–6]. Начальная температура возможного появления трещин на ветви охлаж- дения различными исследователями оценивается в довольно широких пределах — приблизительно от 300 °С и до температуры окружающей среды [7–10]. Однако более точное определение темпе- ратуры, ниже которой возникает риск замедлен- ного разрушения, имеет важное прикладное зна- чение. С целью уточнения температурного ин- тервала проявления склонности к образованию хо- лодных трещин в работе [11] показано, что у свар- ных соединений мартенситных сталей опасность трещинообразования возникает при температуре ниже 140…120 °С. В интервале примерно 80…100 °С такие соединения имеют самую низкую трещиностойкость, что определяется ми- нимальной длительностью развития разрушения. При более низких и более высоких температурах период разрушения увеличивается. Там же пока- зано, что у соединений стали с бейнитно-мартен- ситным превращением, характеризующейся мень- шей степенью закалки и большей стойкостью против образования холодных трещин, темпера- турный интервал трещинообразования ограничен верхней пороговой температурой примерно 80 °С. Для расширения представлений о факто- рах, влияющих на образование холодных трещин, требуется выяснение возможных причин измене- ния кинетики замедленного разрушения в зави- симости от температуры металла соединений. Целью настоящей работы является анализ не- которых физико-металлургических явлений, ока- зывающих влияние на склонность сварных сое- динений закаливающихся сталей к замедленному разрушению в зависимости от температуры, при которой они находятся на стадии охлаждения пос- ле фазовой перекристаллизации. В работе использованы результаты испытаний по методу Implant, выполненные при поддер- жании постоянной температуры сварных соеди- нений в интервале примерно от 160 °С до ком- натной. Для этого испытательная установка была оснащена системой автоматического контроля температуры и нагрева, которая включалась по достижению соединением заданной температуры на ветви охлаждения после окончания сварки [11]. Эксперименты проводили с применением ручной дуговой сварки покрытыми электродами. Для наг- ружения сварных соединений использовали ры- чажную систему со сменными грузами. В про- цессе испытания образца нагрузка оставалась не- изменной. С помощью датчиков регистрировали перемещения λ в сварном соединений [12], что позволило оценить скорость ползучести ε⋅ (ε⋅ = Δλ ⁄ Δt, где Δλ, Δt — соответственно прира- щение перемещений и соответствующий период времени) [13] на установившейся стадии развития замедленного разрушения (рис. 1). Для оценки энергии активации рассматриваемых в работе процессов использовали результаты измерения скорости изучаемого процесса при разных тем- пературах (при замедленном разрушении — ско- рость ползучести) и подход, основанный на со- отношении, связывающем скорость процесса с энергией активации и температурой [14, 15]: © В. Ю. Скульский, 2009 14 7/2009 ε⋅ = A exp –E RT, где E — энергия активации, кДж/моль; R — уни- версальная газовая постоянная; T — абсолютная температура, К; A — константа. Для дилатометрических исследований особен- ностей низкотемпературного отпуска мартенсита использовали образцы из сталей с мартенситным превращением, закаленных в воде после печного нагрева до 1200 °С. Результаты испытаний соединений сталей, за- каливающихся с образованием мартенситной струк- туры, приведены на рис. 2, 3. В опытах исполь- зовали электроды, обеспечивающие мартенситную структуру наплавленного металла: для сварки об- разцов из сталей 10Х9МФБ, 25Х2НМФА — FOX C9MV (Boеhler, Австрия), 38ХН3МФА — экспе- риментальные с легированием, близким к стали. Выявленная зависимость технологической прочнос- ти от температуры, по-видимому, связана с осо- бенностями развития термоактивационных процес- сов, влияющих на структурные изменения и процесс трещинообразования. Согласно существующим представлениям за- медленное разрушение является следствием пос- тепенного развития межатомных разрывов в зонах с повышенной плотностью дефектов кристалли- ческого строения и микронапряжений под влия- нием водорода [16–18]. Началу разрушения пред- шествует стадия накопления ионизированного во- дорода в зоне предразрушения до концентрации, достаточной для формирования микроразрыва. Основной вклад в достижение критического сос- тояния металла и инициирование его разрушения вносят дислокации, транспортирующие или свя- зывающие водород в зоне их скопления у пре- пятствий, обычно — у границ зерен. В связи с этим локальная микропластическая деформация, как результат страгивания и перемещения дис- локаций в наиболее податливых микроучастках под влиянием напряжений, рассматривается как начальная (и необходимая) стадия замедленного разрушения [3, 19, 20]. Развитие разрушения, представляющее собой последовательное чередо- вание актов зарождения и роста микротрещин, также сопровождается постепенно нарастающей деформацией под действием приложенной нагруз- ки. Именно эта деформация — ползучесть, выз- ванная возникновением и подрастанием внутрен- них дефектов, фиксируется в процессе испытания (рис. 1). Таким образом, локальность начальной мик- ропластической деформации является основным фактором развития разрушения. В свою очередь, распределение микродеформаций в больших объемах препятствует возникновению локального критического состояния, достаточного для зарож- дения очагов разрушения и его последующего рас- пространения [13]. Поэтому неоднородность мик- роструктуры, наличие и характер распределения податливых для деформирования микроучастков в объеме жесткой матрицы могут оказывать су- щественное влияние на снижение сопротивления замедленному разрушению, что также подтверж- дают данные работы [19]. Механические и технологические свойства мартенситного металла зависят от степени отпус- ка (или распада) исходного закаленного твердого раствора. Причем заметное снижение твердости и, следовательно, улучшение пластичности про- исходят даже при выдержке закаленного металла Рис. 1. Схема развития ползучести при замедленном разру- шении: I — начальная стадия нарастания перемещений; II — стадия устойчивой ползучести; III — разрушение; штриховая линия — отсутствие деформации и разрушения Рис. 2. Характер изменения времени замедленного разруше- ния сварных соединений мартенситной стали 10Х9МФБ в зависимости от температуры (испытания при нагружающем напряжении σ = 430 МПа) Рис. 3. Термокинетические кривые замедленного разрушения сварных соединений: 1 — сталь 25Х2НМФА, σ = 400 МПа; 2 — 38ХН3МФА, σ = 170 МПа 7/2009 15 в интервале относительно низких температур — примерно от 100 до 200 °С [20]. Подобные струк- турные изменения должны влиять на склонность к образованию холодных трещин (например, из- вестное явление «самоотпуска» мартенсита в низ- котемпературном интервале после фазовой перес- тройки является фактором повышения трещинос- тойкости). Низкотемпературные изменения в мартенсите имеют следующие особенности. Мартенсит как напряженная и метастабильная структура харак- теризуется повышенной склонностью к распаду. Процесс распада идет в направлении достижения «упруготермического равновесия» в кристалли- ческой системе в результате перераспределения избыточного углерода в междоузлиях и его вы- хода в зоны скопления дефектов [21-25]. При ком- натной температуре, ввиду малой диффузионной подвижности углерода, заметных изменений в свойствах мартенсита не происходит. Однако с повышением температуры термическая активация диффузии углерода (при 100 и 200 °С коэффи- циент диффузии углерода по сравнению с ком- натой температурой возрастает соответственно на 3 и на 6 порядков [26]) приводит к первой стадии отпуска закаленного мартенсита со значительным уменьшением объема металла. В нелегированных углеродистых сталях распад мартенсита на первой стадии отпуска активизируется при 70…80 °С и заканчивается при 170…200 °С, в интервале 100…150°С процесс идет наиболее интенсивно [21–23]. На этой стадии углерод выходит из твер- дого раствора с образованием пластинчатого ме- тастабильного ε-карбида типа М2С, что сопровож- дается уменьшением тетрагональности решетки [21]. В результате металл частично разупрочня- ется и приобретает большую пластичность, чем в исходном закаленном состоянии. Распад мартенсита в объеме металла развива- ется постепенно. Начальная миграция углерода к микродефектам, зарождение и рост карбида в этой зоне происходят за счет рядом расположенного уг- лерода, затем процесс распространяется в большем количестве элементарных микрообъемов. В резуль- тате формируются участки твердого раствора с по- ниженной и с исходной высокой концентрацией уг- лерода [21, 23]. Кинетика процесса определяется подвижностью углерода, зависящей от температу- ры. Так, по данным работы [20], длительность по- лураспада мартенсита в высокоуглеродистой ста- ли при комнатной температуре составляет 36 лет, при 80 °С — 7 ч 50 мин, при 100 — 50 мин, при 120 — 8 мин, при 140 — 2,3 мин, при 160 — 45 с. Согласно расчету, энергия активации мар- тенситного распада в диапазоне рассмотренных температур составляет 108 кДж/моль. Таким образом, в процессе распада мартенсита формируется неоднородная структура, состоящая из исходной жесткой мартенситной матрицы и микроучастков возле границ с меньшей степенью искажения кристаллической решетки и меньшим сопротивлением пластическому сдвигу. Отсюда следует, что степень развития распада определяет характер распределения в объеме металла мик- ропластических сдвиговых деформаций под вли- янием внешней нагрузки либо усадочных напря- жений. Как видно из представленных эксперименталь- ных данных (рис. 2, 3), интервал температур от начала проявления склонности к трещинообразо- ванию до снижения трещиностойкости до мини- мума (от 140 до 100…80 °С) совпадает с интер- валом первой стадии распада мартенсита. Вполне вероятно, что существует связь между трещинос- тойкостью сварных соединений легированных сталей и изменениями в строении и прочности мартенсита, возникающими в процессе его низ- котемпературного распада. Экспериментально установлено, что у иссле- дуемых сталей с низким содержанием углерода (10Х9МФБ, 40Х9МФБ, 25Х2НМФА, 38ХН3МФА) отпускные явления, сопровождаю- щиеся уменьшением объема, так же, как и в вы- сокоуглеродистой стали, начинают активизиро- ваться при температурах около 80° С (рис. 4). Полученные результаты подтверждают возмож- ность влияния распада мартенсита в интервале выше 80°С на технологическую прочность свар- ных соединений этих сталей. Температура по-разному влияет на проявление водородного фактора. При высокой температуре ио- ны водорода легко диффундируют по междоузлиям α-решетки — совершают «перескоки» с низкой энергией активации, составляющей, по разным оценкам, примерно от 7 до 12,5…14,7 кДж/моль [3, 26–28], при этом водородная хрупкость не воз- никает. При температуре ниже 200 °С усиливается взаимодействие водорода с дислокациями и гра- ницами зерен [3, 26, 27]. В этих условиях пре- обладающей становится диффузия при преодо- Рис. 4. Дилатометрические кривые отпуска мартенситных сталей с 9 % Cr: 1 — 10Х9МФБ; 2 — 40Х9МФБ; 3 — 25Х2НМФА 16 7/2009 лении водородом энергетических барьеров (в зоне связывающих его ловушек) с энергией активации примерно 25…41 кДж/моль [26–28]. Поскольку охрупчивание вызывается водородом, связанным с дислокациями, развитие замедленного разруше- ния должно наблюдаться при температурах ниже 200 °С. Причем, как следует из данных работ [27, 28], достаточно энергичный захват водорода дис- локации происходит при температуре ниже 120 °С. Для уточнения возможного механизма влияния температуры на изменение склонности к трещино- образованию дополнительно проведен расчет энергии активации ползучести сварных образцов, фиксируемой в процессе испытания на замедлен- ное разрушение. Поскольку при испытании нес- кольких образцов в одних и тех же условиях часто наблюдался разброс в значениях длительности разрушения и скорости ползучести, расчеты да- вали усредненные приблизительные значения E. Сопоставив полученные значения E c близкими значениями энергии активации известных процес- сов, можно выявить тот термически активируе- мый внутренний процесс в металле, который кон- тролирует развитие экспериментально изучаемого явления [13, 15]. В связи с тем, что кривые изменения длитель- ности и скорости (рис. 5) разрушения с измене- нием температуры для сварных соединений мар- тенситной стали имеют перегиб при 80…100 °С, что соответствует минимуму трещиностойкости, было выполнено раздельное определение энергии активации ползучести в температурных интерва- лах выше и ниже области перегиба: выше 80…100 (высокотемпературная) и ниже 80 °С (низкотем- пературная область). Соответствующие скорости рассчитывались по кривым ползучести (см. рис. 1), получаемым экспериментально. При испытании соединений мартенситной стали типа 10Х9МФБ в высокотемпературном интервале (от 100 до 120…140 °С) зафиксировали два типа ползучести: ползучесть, не сопровождавшуюся раз- рушением, для которой характерна весьма малая ско- рость (порядка 10–4…10–3 мкм/с) и постепенное воз- растание скорости с повышением температуры; сред- нее значение абсолютной энергии активации E сос- тавляло примерно 85…87 кДж/моль (при разбеге значений от 54 до 150 кДж/моль); ползучесть при замедленном разрушении с E ≈ 22…40 кДж/моль, скорость которой (порядка 10–2…10–3 мкм/с) сни- жалась при возрастании температуры. Первый вид ползучести (с E ≈ 85…87 кДж/моль) можно свя- зать с частичным разупрочнением и облегчением деформирования металла вследствие развития пер- вой стадии распада мартенсита (E = 108 кДж/моль), которая, в свою очередь, контролируется диффу- зией углерода (для диффузии углерода в α-железе при пониженных температурах E = 84, при тем- пературах до 500 °С — 105 кДж/моль [26]). Вто- рой вид ползучести (с E ≈ 22…40 кДж/моль) кон- тролируется декогезивным действием водорода, поступающего в зону разрушения при взаимо- действии с дислокациями (E ≈ 25…41 кДж/моль) [26–28]. В низкотемпературной области развивался только один вид ползучести, связанный с замед- ленным разрушением. Расчетное значение энер- гии активации (E ≈ 9…33 кДж/моль), как и в пре- дыдущем случае, сопоставимо с энергией акти- вации перемещения водорода при взаимодействии с дислокациями. Это согласуется с определяющей ролью водорода в развитии трещинообразования. Заметных изменений в мартенсите в низкотемпе- ратурном интервале не происходит. Поэтому можно предположить, что высокая жесткость металла и снижение подвижности дислокаций при понижен- ных температурах ведут к сдерживанию микроп- ластической деформации, требуемой для зарожде- ния и роста трещины, а также замедлению накоп- ления диффузионного водорода в зоне предразру- шения. Видимо, поэтому, со снижением темпера- туры происходит увеличение периода замедленного разрушения сварных соединений мартенситных ста- лей. Полученные результаты позволяют сделать следующие предположения относительно факто- ров, определяющих изменение кинетики замед- ленного разрушения сварных соединений мартен- ситных сталей в зависимости от температуры. В интервале склонности к образованию холод- ных трещин (ниже 140…130 °С) основным дес- труктивным фактором является водород, взаимо- действующий с ловушками (дислокациями). При температуре выше 80..100 °С дополнительное влияние на характер развития замедленного раз- рушения оказывает термически активируемый процесс, подобный первой стадии отпуска мар- тенсита. На этой стадии, как показано выше, рас- пад мартенсита развивается постепенно в резуль- Рис. 5. Связь между температурой и скоростью ползучести при замедленном разрушении сварных соединений стали 10Х9МФБ: светлые и темные значки — соответственно край- ние (минимум, максимум) и средние значения нагружения 7/2009 17 тате перемещения углерода из кристаллической решетки к близлежащим дефектам кристалличес- кого строения и к границам [29]. Частично по- терявшие углерод участки мартенсита разупроч- няются и становятся более податливыми для мик- ропластической деформации, чем окружающий твердый раствор с исходным содержанием угле- рода. При температурах вблизи начала активации распада (80…100 °С) диффузионное перемеще- ние углерода идет относительно медленно. Мож- но предположить, что постепенно развивающийся при этом распад и, как следствие, — неоднород- ное разупрочнение мартенсита, создают условия для прохождения локальных микропластических деформаций в зоне границ зерен и быстрого об- разования трещин при водородном охрупчивании. Кроме того, для начальной стадии распада ха- рактерно развитие неоднородного распределения углерода (формирование скоплений в виде зон Гинье–Престона) и зарождение в кристалличес- ких дефектах субмикроскопических карбидов [29]. Скопления углерода и выделяющиеся фазы создают микрообласти с локальными повышен- ными напряжениями (эффект дисперсионного твердения) [29]. Микроструктурная неоднород- ность и твердение матрицы также могут способ- ствовать прохождению локальных микросдвиго- вых процессов в менее прочных зернограничных микроучастках и развитию межзеренного разру- шения [30]. С развитием подобных явлений, по- видимому, может быть связан минимум трещи- ностойкости в интервале 80…100 °С (рис. 6). При более высокой температуре термическая актива- ция диффузии углерода способствует быстрому распространению распада мартенсита. Вероятно, что в этих условиях увеличение размеров участков частично отпущенного мартенсита, податливых для деформации, приводит к распределению плас- тических деформаций в больших объемах. В ре- зультате снижается вероятность быстрого локаль- ного скопления дислокаций и водорода до кри- тического уровня и сдерживается развитие замед- ленного разрушения. Логично предположить, что отсутствие склонности к трещинообразованию при температурах выше 140 °С является следс- твием быстрого объемного распада мартенсита, слабой связи водорода с дислокациями, а также частичного выхода диффузионного водорода из сварного соединения. При пониженных темпера- турах (ниже 80 °С) развивается только замедлен- ное разрушение, вызванное водородом. По мере снижения температуры длительность разрушения в этом интервале увеличивается, что может быть связано с ослаблением термической активации подвижности дислокаций и перемещения водо- рода в жестком мартенсите. У соединений бейнитной стали (рис. 7, сварка электродами ТМЛ-3У) минимум трещиностойкос- ти смещен в область комнатной температуры (при более низких температурах опыты не проводили). С повышением температуры испытаний трещи- ностойкость возрастает. По-видимому, в этом слу- чае изменения в трещиностойкости могут опре- деляться следующими факторами. Обычно в ус- ловиях охлаждения при ручной дуговой сварке соединения приобретают не чисто бейнитную, а мартенситно-бейнитную структуру c преоблада- ющей долей мартенсита. Для такого металла ха- рактерна неоднородность степени закалки различ- ных фаз, вызванная неоднородным распределе- нием углерода на стадии промежуточного прев- ращения. В результате в исходной структуре, на- ряду с прочными и труднодеформируемыми учас- тками, присутствуют микроучастки с меньшей прочностью и большей податливостью для сдви- говой деформации. В процессе испытаний при по- вышенных температурах в таком металле возмо- жен распад мартенситной составляющей (по ана- логии с первой стадией распада мартенсита). Это способствует общему повышению пластичности и возрастанию стойкости против замедленного разрушения. Так, например, при испытании при температуре 70…80 °С с помощью датчиков мик- роперемещений было зафиксировано укорочение Рис. 6. Связь между температурой и факторами, регулирую- щими развитие замедленного разрушения в сварных соедине- ниях мартенситных сталей (заштрихованная зона — температурная область минимальной трещиностойкости) Рис. 7. Обобщенные термокинетические кривые замедленно- го разрушения сварных соединений мартенситной 10Х9МФБ (1) и бейнитной 10ГН2МФА (2) сталей при σ = 320 МПа 18 7/2009 образца, что могло быть следствием распада структуры закалки. Развивающееся при этом объемное разупрочнение, по-видимому, являлось фактором повышения трещиностойкости. При по- ниженных температурах структурные изменения (в масштабах времени проводимых испытаний) не происходят. Сохраняющиеся высокая жест- кость и структурная неоднородность мартенсит- но-бейнитного металла, а также некоторое ослаб- ление термической активации подвижности дисло- каций могли создавать условия для развития ло- кальных деформаций в менее прочных микроучас- тках. Видимо, в силу этих причин сокращалось вре- мя развития замедленного разрушения со сниже- нием температуры. В этой серии опытов энергия активации разрушения в результате водородного охрупчивания составляла около 22 кДж/моль. С понижением температуры в отрицательной области сдерживаются как перемещение дисло- каций, так и диффузия водорода, и при опреде- ленной температуре –T замедленное разрушение становится невозможным [15, 28, 31, 32]. Так, нап- ример, А. М. Макарой показано, что трещино- образование останавливается при –70 °С [32], сог- ласно данным работы [28] водородная хрупкость в стали Fe–5Сr исключалась при температуре ни- же –60…–100 °С. С учетом полученных экспе- риментальных данных и отмеченного влияния от- рицательных температур на водородную хруп- кость обобщенная температурная зависимость трещиностойкости в координатах температура — время замедленного разрушения приобретает вид С-подобных кривых (см. рис. 7). Из полученных результатов следует, что при регулировании тепловых режимов сварки следует учитывать термокинетические особенности тре- щинообразования. Например, в случае мартенсит- ных сталей целесообразно обеспечивать снижение скорости охлаждения соединения в интервале вы- сокой стойкости против замедленного разрушения (не ниже 140 °С). Следствием применения такой меры является частичное (и достаточно быстрое) объемное разупрочнение мартенсита, а также вы- ход из соединения диффузионного водорода. Ско- рость охлаждения сварного соединения не должна превышать скорость развития распада мартенсит- ного твердого раствора. В случае быстрого спада температуры металл соединения может оказаться в состоянии начала формирования структурной неоднородности (при температурах, близких к 100…80 °С), для которого существует риск быс- трого развития трещинообразования. Целесооб- разной мерой повышения трещиноустойчивости является низкотемпературный отдых после окон- чания сварки [33], который также следует про- водить в интервале высокой стойкости против об- разования трещин. Таким образом, показано, что в интервале тем- ператур проведенных испытаний сварных соеди- нений закаливающихся сталей (от 140 °С до комнатных) образование трещин было связано с деструктивным (охрупчивающим) действием во- дорода. Сделано предположение, что определя- ющее влияние на изменение кинетики трещи- нообразования оказывает характер распределения микропластических деформаций, инициирующих развитие замедленного разрушения. С возраста- нием степени локализации микросдвиговых про- цессов в жестком закаленном металле должна возрастать вероятность быстрого возникновения критического состояния (критической плотности дислокаций и концентрации водорода), требуемо- го для зарождения и распространения трещины. Показано, что изменение трещиностойкости под влиянием температуры может быть сопряжено с характером развития низкотемпературного распа- да мартенсита, определяющего степень жесткости металла и особенности формирования разупроч- ненных (податливых для деформации) микрозон. Установлено, что в исследованных низкоуглеро- дистых легированных сталях распад мартенсита, подобный известному низкотемпературному рас- паду мартенсита в углеродистых сталях, разви- вается при температурах выше 80 °С. Микро- структурная неоднородность, возникающая в со- единениях мартенситых сталей при температурах в области начала активизации распада (80…100 °С), может быть причиной развития ло- кальных микросдвиговых деформаций в зоне гра- ниц зерен, что приводит к быстрому развитию замедленного разрушения и определяет минимум трещиностойкости. Выявленное сдерживание раз- рушения при более высоких температурах может быть связано с быстрым распространением ра- зупрочнения, распределением микродеформаций в больших объемах, а также со снижением энергии связи водорода с дислокациями и с час- тичным выходом водорода из зоны разрушения. В интервале ниже 80 °С трещинообразование в соединениях мартенситных сталей со снижением температуры также замедляется. Это может яв- ляться следствием возрастания сопротивления жесткой мартенситной матрицы развитию мик- ропластической деформации, ослабления диффу- зионной подвижности водорода и результи- рующего замедления формирования микрозон с критической плотностью дислокаций и водорода. В отличие от мартенситного металла сварные со- единенения бейнитных сталей при сварке приоб- ретают неоднородную мартенситно-бейнитную структуру. Для такого металла, как известно, ха- рактерна неоднородность по механическим свойс- твам, связанных с наличием различных микро- структурных составляющих. Уменьшение перио- да замедленного разрушения соединений бейнит- 7/2009 19 ной стали при снижении температуры ниже 80…70 °С, вероятно, связано с возрастанием сте- пени локализации микросдвиговых деформаций в менее прочных микроучастках и, как следствие, — быстрым зарождением и ростом трещин. Мож- но также полагать, что высокая стойкость сварных соединений бейнитных сталей против образова- ния холодных трещин при температурах 70…80 °С и выше обусловлена повышением пластичности металла в результате низкотемпе- ратурного распада структуры закалки и частич- ным выходом из соединения диффузионного водорода. Рассмотренные закономерности изме- нения трещиностойкости сварных соединений ле- гированных низкоуглеродистых сталей целесо- образно учитывать при выборе рациональных те- пловых режимов (температур предварительного подогрева, режимов изотермической выдержки после сварки) при сварке сталей с близкими сис- темами легирования. 1. Шоршоров М. Х., Чернышова Т. А., Красовский А. И. Ис- пытания металлов на свариваемость. — М.: Металлур- гия, 1972. — 240 с. 2. Гривняк И. Свариваемость сталей. — М.: Машинострое- ние, 1984. — 216 с. 3. Карпенко Г. В., Крипякевич Р. И. Влияние водорода на свойства стали. — М.: Металлургия, 1962. — 200 с. 4. Макаров Э. Л. Природа разрушения при образовании «холодных» трещин в высокопрочных закаливающихся сталях при сварке // Прогрессивная технология конс- трукционных материалов: Тр. МВТУ им. Н. Э. Баумана. — 1977. — № 248, вып. III. — С. 85–105. 5. Саррак В. И. Филиппов Г. А. Влияние примесей на хруп- кость стали после закалки // Физ.-хим. мех. материалов. — 1981. — № 2. — С. 96–101. 6. Колачев Б. А. Водородная хрупкость металлов. — М.: Металлургия, 1985. — 216 с. 7. Макара А. М., Мосендз Н. А. Сварка высокопрочных ста- лей. — Киев: Техніка, 1971. — 140 с. 8. Suzuki H. Cold cracking and its prevention in steel welding. — S. l. — [1978]. — 10 p. — (Intern. Inst. of Welding; Doc. IX-1074–78). 9. Підгаєцький В. В. Пори, включення і тріщини в зварних швах. — К.: Техніка, 1970. — 418 с. 10. Terasaki T., Hall G. T., Parteger R. I. Cooling time and pre- diction equation for estimating hydrogen diffusion in CTS test welds // Trans. Jap. Weld. Soc. — 1991. — 22, № 1. — P. 53–56. 11. Скульский В. Ю. Термокинетические особенности обра- зования холодных трещин в сварных соединениях зака- ливающихся теплоустойчивых сталей // Автомат. сварка. — 2009. — № 3. — С. 14–18. 12. Касаткин Б. С., Бреднев В. И., Волков В. В. Методика определения деформаций при замедленном разрушении // Там же. — 1981. — № 11. — С. 1–7, 11. 13. Бреднев В. И., Касаткин Б. С. Удельная работа образо- вания очагов холодных трещин при сварке низколегиро- ванных высокопрочных сталей // Там же. — 1988. — № 11. — С. 3–8, 11. 14. Гарофало Ф. Законы ползучести и длительной прочнос- ти. — М.: Металлургия, 1968. — 304 с. 15. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. — М.: Мир, 1972. — 408 с. 16. Касаткин О. Г. Особенности водородного охрупчивания высокопрочных сталей при сварке // Автомат. сварка. — 1994. — № 1. — С. 3–7. 17. Влияние водорода на склонность к образованию трещин в ЗТВ с концентратором напряжений / Б. С. Касаткин, О. Д. Смиян, В. Е. Михайлов и др. // Там же. — 1986. — № 11. — С. 20–23. 18. Металлургия дуговой сварки. Взаимодействие металла с газами / И. К. Походня, И. Р. Явдощин, А. П. Пальцевич и др. — Киев: Наук. думка, 2004. — 445 с. 19. Hydrogen embrittlement and heat-affected zone cracking in low-carbon alloy steels with acicular microstructures / T. Boniszewski, F. Watkinson, R. G. Baker, H. F. Tremlett // British Welding J. — 1965. — 12, № 1. — P. 20–42. 20. Kikuta Y., Araki T. Microscopic redistribution behaviors of hydrogen and fracture morphology of HAZ cold cracking in high strength steel. — S. l. — [1980]. — 11 p. — (Intern. Inst. of Welding; Doc. II-927–80). 21. Гуляев А. П. Металловедение. — M.: Металлургия, 1978. — 647 с. 22. Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превраще- ния в железе и стали. — М.: Наука, 1977. — 238 с. 23. Лысак Л. И., Николин Б. И. Физические основы терми- ческой обработки стали. — Киев: Техніка, 1975. — 304 с. 24. Kehoe M., Kelly P. M. The role of carbon in the strength of ferrous materials // Scripta Metallurgica. — 1970. — 4, № 6. — P. 473–467. 25. Новиков В. М. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986. — 480 с. 26. Фаст Дж. Д. Взаимодействие металлов с газами. Кине- тика и механизм реакций. — М.: Металлургия, 1975. — Т. 2. — 325 с. 27. Choo W. Y., Lee Young Jai. Thermal analysis of trapped hydrogen in pure iron // Metal. Trans. A. — 1982. — 13, № 1. — P. 135–140. 28. Мороз Л. С., Чечулин Б. Б. Водородная хрупкость метал- лов. — М.: Металлургия, 1967. — 256 с. 29. Гудремон Э. Специальные стали. — М.: Металлургиздат, 1951. — Т. 1. — 952 с. 30. Земзин В. Н., Шрон Р. З. Термическая обработка и свойства сварных соединений. — Л.: Машиностроение, 1978. — 367 с. 31. Макклинток Ф., Аргон А. Деформация и разрушение ма- териалов. — М.: Мир, 1970. — 444 с. 32. Макара А. М. Исследование природы холодных трещин при сварке закаливающихся сталей // Автомат. сварка. — 1960. — № 2. — С. 9–33. 33. Козлов Р. А. Сварка теплоустойчивых сталей. — Л.: Ма- шиностроение, 1986. — 161 с. The paper deals with the factors determining the rate of delayed fracture development at hydrogen embrittlement of martensite steel welded joints at temperatures above and below the found crack resistance minimum (80...100 °С) and of bainite steel joints. In addition to the known concepts, it is shown that the kinetics of delayed fracture can be determined by the nature of distribution of microplastic deformations in the metal volume, the development of which depends on thermally-activated microstructural changes, and rate of creation of the local critical density of dislocations and hydrogen. In the general case the dependence of fracture duration on temperature is described by C-shaped curves. Поступила в редакцию 13.02.2009 20 7/2009
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-100885
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	0005-111X
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T15:30:04Z
publishDate	2009
publisher	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
record_format	dspace
spelling	Скульский, В.Ю. 2016-05-28T11:21:59Z 2016-05-28T11:21:59Z 2009 Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей / В.Ю. Скульский // Автоматическая сварка. — 2009. — № 7 (675). — С. 14-20. — Бібліогр.: 33 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100885 621.791:669.14.018.2/.8-194.2 Рассмотрены факторы, определяющие скорость развития замедленного разрушения при водородном охрупчивании сварных соединений мартенситной стали при температурах выше и ниже выявленного минимума трещиностойкости (80…100 °С) и соединений бейнитной стали. В дополнение к известным представлениям показано, что кинетика замедленного разрушения может определяться характером распределения в объеме металла микропластических деформаций, развитие которых зависит от термически активируемых микроструктурных изменений, и быстротой создания локальной критической плотности дислокаций и водорода. В общем случае зависимость длительности разрушения от температуры описывается С-подобными кривыми. The factors determining the rate of delayed fracture propagation at hydrogen embrittlement of welded joints of martensite steel at temperatures higher and lower than the revealed minimum of crack resistance (80-100 °C) and joints of bainite steel are considered. In addition to the known concepts it is shown that kinetics of delayed fracture can be determined by the character of distribution in the volume of metal of microplastic deformations, the propagation of which depends on the thermally-activated microstructural changes and rate of formation of local critical density of dislocations and hydrogen. In a general case the dependence of fracture duration on temperature is described using C-like curves. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей Peculiarities of kinetics of delayed fracture of welded joints of hardening steels Article published earlier
spellingShingle	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей Скульский, В.Ю. Научно-технический раздел
title	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей
title_alt	Peculiarities of kinetics of delayed fracture of welded joints of hardening steels
title_full	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей
title_fullStr	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей
title_full_unstemmed	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей
title_short	Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей
title_sort	особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей
topic	Научно-технический раздел
topic_facet	Научно-технический раздел
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100885
work_keys_str_mv	AT skulʹskiivû osobennostikinetikizamedlennogorazrušeniâsvarnyhsoedineniizakalivaûŝihsâstalei AT skulʹskiivû peculiaritiesofkineticsofdelayedfractureofweldedjointsofhardeningsteels

Особенности кинетики замедленного разрушения сварных соединений закаливающихся сталей

Institution

Ähnliche Einträge