Сварка в машиностроении.Том 3 (1041440), страница 28
Текст из файла (страница 28)
Проверка указанной схемы на угловых и стыковых соединениях хромомолибденованадиевых сталей показала, что для относительно быстрых циклов (в условиях испытания около 5 мии) или при сравнительно невысоких температурах, когда эффект ползучести относительно невелик, с достоверностью можно использовать формулу 10%. Для циклов большой длительности, характерных для стационарных установок, расчет по правилу 10~4 дает завышенные значения долговечности и в этих случаях нужно использовать формулу суммирования повреждений.
Стабильность структуры и свойств. Как отмечалось ранее, на жаропрочность влияют структурное состояние металла и его стабильность во времени, По условию формирования сварного соединения его различные зоны в исходном состоянии имеют неравновесную структуру с высокой степенью пересыщенности твердого раствора и большой плотностью структурных несовершенств. Во время последующих высокотемпературных выдержек такое структурное состояние является нестабильным и подвержено значительному изменению, сопровождающемуся и существенным изменением свойств. Хотя термическая обработка заметно снижает степень структурной неравновесности разных зон соединения, она тем не менее не восстанавливает полностью структуру и свойства сварного соединения до уровня свойств основного металла.
Для шва и околошовной зоны сварных соединений, подвергаемых при сварке перегреву, последующая высокотемпературная выдержка по-разному влияет на структуру и свойства. Бели сталь не содержит энергичных карбидообразующих элементов, то с увеличением температуры и длительности выдержки твердость участка перегрева постепенно снижается (кривая 1 на рис.
14), что связано с распадом неравновесной структуры и козгуляцией дисперсных фаз. При наличии в стали таких элементов как ванадий, титан и ниобий, на начальной стадии старения твердость растет тем заметнее, чем выше содержание этих элементов (кривые 2 и 3). Это связано с эффектом твердения за счет выпадения дисперсных карбидов ванздия из пересыщенного твердого раствора. Дальнейшая выдержка ведет к постепенному снижению твердости, обусловленному эффектом перестаривания. Чем выше температура выдержки.
тем быстрее достигается максимальная тьердость и тем меньше она. Свайстви сварных соединений 137 136 7Каропрочноста сварных соединений 220 Юа, мн дгв О Уу гав В зависимости от термического режима сварки исходная структура шв: и околошовной зоны может заметно меняться. Соответственно н процессы старения этих зон могут развиваться по- ~ lа разному. На рис,!5 приведены зависимости изменения твердости и пластичности околошовной зоны сварного соединении .7ВВ стали 15Х2НМФЛ О процессе старения. Образцы перед испытанием нагревали и охлаждали гав по режимам для околошовной зоны с получением конечной ее структуры в диапазоне от мартенснтной до бейннэно-феррнт! пой.
Наложение кривых охлажу дения на диаграмму анизотермического превращения показало, что они охватывают все возможные режимы сварки и наплавки. Для образцов с наиболее равновесной структурой (бейнитно-ферритной) четко проявляется эффект старения и нривая 2 имеет явно выраженный максимум; с повышением степени неравновесности исходной структуры эта закономепность нарушается.
Кривая 1 для образца с мартенситной структурой имеет два перегиба, являющиеся следствием одновременного протекания двух процессов: распада закалочных структур и дисперсионного твердения. Если ува 12 ув 11 ув Уг 71277„Уу с/ . уа-ю Рис. 14. Влияние содержания ванадия в низколегированной стали на изменение твердости в околошовной зоне в процессе старения. Содержание ванадия: У вЂ” Оэуэ; г — О $7эуе; Э вЂ” О,ЗЗ% 6 17 УВ УУ гв Ю м ту ат ПР=~(га.уг~~УВ' ау ву Рис. 15, Сводные параме|рнческне зависимости изменения твердости и чувствительности к трещинам околошовной зоны стали 15Х2НМФА в процессе старения: а — твердость; б — критическое раскрытие; исходная структура околоигоаиой эоны: у — мартексит,' г — бейиит е ферритом иа кривых старения разных зон сварного соединения отсутствуют пики твердости, а с увеличением температуры и длительности выдержки твердость монотонно снижается, то заметного изменения свойств этих зон, как правило, не происходит.
В отличие от этого развитие в процессе старения днсперсионного твердения сопровождается существенным изменением свойств шва и околошовной зоны, Для перлитных сталей оно обычно приводит к повышению переходной темперзтуры хрупкости и к увеличению таким образом опасности хрупкого разрушения изделия при температуре 20' С, нак, например, во время гидравлического испытания сосудов и трубопроводов, проводимого в этом температурном интервале. Для сталей разных струнтурных нлассов оно сопровождается также сниже- Рис. 16.
Микроструктура высонотемпературного хрупкого разрушения в околошовной зоне сварного соединения стали 12Х18Н10Т. 300 гс нием высокотемпературной пластичности в диапазоне температур и выдержек, соответствующих максимальной твердости. Минимальное критическое раснрытие трещины по результатам испытания прн высоких температурах образцов на чистый изгиб составляет лишь 0,05 — 0,12 мм (рис. !5, б), в то время кан для основного металла оно обычно не падает ниже 0,8 мм. Наиболее низка пластичность образцов с мартенситной структурой; с переходом к более равновесным структурам околошовной зоны температурный интервал хрупкости сужается и сдвигается в зону более высоких температур. Такое резкое снижение пластичности зон перегрева сварных соединений при высокотемпературной выдержке приводит к опасности появления в них трещин при термичесной обработке и последующей эксплуатации. Они обычно имеют межзеренный характер и, нак правило, концентрируются в околошовной зоне на расстоянии одного-двух зерен от границы сплавления (рис, 16).
Массовое их появление при высокотемпературной эксплуатации явилось одной из основных 139 !38 Жаропрочность сварных соединений Своиства сварных соединений б, ХЕС/ИГ7Х Рис. 17. Зависимости длительной прочности при испытаниях сварных образцов на изгиб: ;в 8 б .е .7„очт а — плоские образцы стали 15Х1М1Ф: ф — исходное состояние после сварки; А — недоотпуск при 680' С; — отпуск при 730' С! — трубчатые образцы стали !2Х18Н10Т: Π— растяжение; сварные образцы: сх — растяжение; ~ — изгиб 78 Ю б 7й' г 7 вб 7 7й' г з вх 77о' й) сварных соединений аустенитной стали 12Х18Н10Т (рис.
17, б) также заметно снижается. В условиях растяжения длительная прочность сварных соединений близка к прочности основного металла и разрушений в околошовной зоне, характерных для эксплуатации, не происходит. Количественно оценить вероятность хрупких разрушений можно в условиях испытания по методике ЦКТИ [4) сварных образцов на изгиб с постоянной скоростью деформации. За показатель склонности против хрупких разрушений принимают относительное удлинение наружного волокна до появления трещины. Для приближенной оценки склонности сварных соединений к хрупким разрушениям в околошовной зоне можно использовать различные технологические пробы и в первую очередь тавровую (2) и стыковую пробу ЛКЗ 14). Проведенные по методике ЦКТИ испытания позволили четко разделить сварные соединения по склонности к хрупким разрушениям в околошовной зоне и оценить влияние на нее различных факторов.
Наблюдаемая при этом разница в длительной пластичности может достигать одного-двух порядков. Так, сварные соединения стали 15Х1М(ФЛ (рис. 18, а) при высокой прочности основного металла разрушаются в исходном и недоотпущенном состояниях практически бездеформацгонно (6 = 0,1 -1- 1,0%). Проведение для них высокого отпуска, который снимает эффейт дисперсного твердення и уменьшает прочность основного металла, причин отказа в 60-х годах от широкого применения аустеиптных паропроводов из стали 12Х18Н10Т.
Подобные трещины, возникая при термической обработке при последующих испытаниях или эксплуатации изделия, могут явиться очагами хрупких разрушений. Склонность к хрупкому разрушению в околошовной зоне наиболее полно может быть выявлена проведением высокотемпературных испытаний сварных образцов на изгиб (рис. 17). В условиях изгиба длительная прочность при 600' С сварного соединения стали 15Х1М1Ф и исходном и недоотпущенном состояниях, когда в наибольшей степени проявляется эффект дисперсного твердения, примерно на 30% ниже соответствующих значений для основного металла (рис.
17, а). После высокого отпуска, приводящего к перестариванию металла околошовной зоны, длительная прочность повышается и становится близкой к прочности основного металла в том же исходном состоянии. Длительная прочность при изгибе Рис. 18. Изменение длительной пластичности сварных соединений, склонных к хрупким разрушениям в околошовпой зоне. Испытания па изгиб по методике ЦКТИ: йе а — сталь 15Х!М1Фуп ф — исходное состояние; 88) — иедоот. пуск при 630* С; А — высокиб отпуск при 730' С! б — сталь 12Х!8Н!ОТ: ф — исходное состояние; ٠— стабилизация црн 800' С; 4~ — аустенизация нрн 1150' С; — — — — основной металл ЯЮ 7ЕЕ УЕЕ тхе еу ззе бее! с ау выдержках.
В зависимости от фазового состава шва и его легирования оно может иметь разную природу. Охрупчивапие наиболее распространенных аустенито-ферритных, а также феррито-аустенитиых и ферритных швов связано прежде всего с нестабильностью ферритной фазы прн иьк оких температурах.
Ответственными за него в данном случае явлшотся механизмы 475-градусной хрупкости и 6-охрупчивания. Тонкое распределение ферритной фазы в сварных швах ускоряет процессы распада ферритной фазы. По данным испытания па ударную вязкость металла аустенитных и аустенитоферритных !ывов (рнс.! 9) выявляются две области их высокотемпературного охрупчивания. Первая из них, расположенная в интервале 300 — 500' С, начинает проявляться, если содержание ферритной фазы в структуре шва превышает 8 — 10%. Увеличение его до 20вув приводит уже к резкому падению ударной вязкости даже после относительно кратковременных выдержек в этом интервале температур и может проявляться в появлении трещин в корневых слоях многослойного шва непосредственно во время сварки. Ответственным за охрупчивание в этом интервале температур является мехюп!зм 475-грс:!)спой хрупкости, приводящий к структурным изменениям в первую очередь на границе раздела аустенитной и заметно повышает пластичность до !2 — 20%.
Хотя и в этом случае разрушения концентрируются в околошовной зоне, они сопровождаются значительной деформацией, что заметно уменьшает вероятность хрупких разрушений. Высокой склонностью к хрупким разрушениям в исходном и стабилизированном состояниях облада1от сварные соединения стали типа 12Х18Н10Т, яегированной титаном (рис. 18, б). Лишь аустенизация, снимая эффект диспйрснонного твердени я, обусловливает повышение пластичности сварного соединения до уровня. основного металла. С ростом жаропрочности аустенитной стали, достигаемым обычно дополни.- тельным легированием ее титаном, ниобием и алюминием, склонность сварных соединений к хрупким разрушениям в околошовной йм зоне заметно возрастает. ге Особенно велика она в сварных соединениях высокожаропрочных сплавов на нике- 75 левой основе !4). Одним из основных факторов, определяющих жаропрочность сварных соедине- 4 ний аустенитных сталей, является охрупчивнние их швов при высокотемпературных а 78 14! Свойства сварных соединений 140 Жароггрочность сварных соединений ~Ъ вгг/и а„, агг и/гнг 12 11 10 ферритиой фаз.
Хрупкость такого рода в зависимости от содержания феррита в структуре сохраняется до 200 — 500' С. Оиа устраняется относительно кратковременным нагревом при 550' С и выше. В области температур 550 — 850' С аустеиито-ферритиые швы подвержены охрупчиваиию вследствие образования при этих температурах в участках феррита хрупких иитерметаллидиых соединений типа а-фазы.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
