Мартенситное превращение

Стали мартенситного класса в условиях сварочного термического цикла в участках зоны термического влияния (а также и в металле шва, если он подобен по составу свариваемому металлу) закаливаются на мартенсит. Высокая твердость и низкая деформационная способность металла с мартенситной структурой в результате

щественно усложняют технологический процесс изготовления сварных конструкций с применением хромомолибдено-вых сталей. Наличие хрупких с пониженной трещиностойко-стыо участков металла с неравновесной мартенситной структурой (твердых прослоек) может привести к возникновению трещин в процессе сварки, к разрушениям при сборке узлов или гидравлических испытаниях, в процессе монтажа, пуска и длительной эксплуатации технологического оборудования.

Наличие хрупких, с пониженной трещиностойкостью участков металлов с неравновесной мартенситной структурой (твердых прослоек) может привести к возникновению трещин непосредственно в процессе сварки или термической их обработки, к разрушениям при сборке узлов или гидравлических испытаниях, а также в процессе пуска и длительной эксплуатации технологического оборудования.

Растрескивание металла трубопроводов вследствие водородного охрупчивания зарождается на участках стали с твердой мартенситной структурой, обычно в местах концентрации остаточных напряжений, возникающих при изготовлении труб. Как правило, коррозионное растрескивание кольцевых швов трубопроводов, транспортирующих сероводородсодержащие среды, связано с непроваром в корне шва или внутренним подрезом. Любая прерывистость в корне шва может явиться причиной коррозионного растрескивания, при этом скорость распространения трещин в процессе эксплуатации газопроводов сернистого газа определяется глубиной и радиусом поверхностного дефекта в вершине сварного соединения [19]. Исследования коррозионных повреждений трубопроводов, изготовленных из стали марки 17Г2С и транспортирующих газ с примесью сероводорода (до 2%), показали, что общим для всех случаев разрушения сварных соединений является зарождение трещин

Было установлено, что основной металл разрушенной трубы по химическому составу соответствовал техническим условиям, однако имел пониженную ударную вязкость (при 0°С — 4,05 кгм/см2, а при минус 40°С — 3,3 кгм/см2, тогда как техническими условиями регламентируются значения не менее 8 и 3,5 кгм/см2 соответственно). Металл продольных заводских швов по химическому составу также соответствовал требованиям технических условий, а по механическим свойствам (особенно металл ремонтных швов) имел недопустимо высокое временное сопротивление разрыву (до 750 МПа при максимально допустимых по техническим условиям 690 МПа) и низкую пластичность (относительное удлинение для ремонтных швов составляло 2,9% при минимально допустимых 18%, а ударная вязкость при температурах 0 и минус 40°С — 1,45 и 0,69 кгм/см2 соответственно. В заводских продольных швах имелось много микропор и мелких шлаковых включений, являющихся источниками зарождения микротрещин, величина которых, однако, соответствовала техническим условиям. Металл поперечного монтажного шва содержал хрома на 0,18% больше верхнего допустимого предела и имел неудовлетворительные характеристики пластичности (ударная вязкость при температуре 0°С — 4,96 кгм/см2, а при минус 40°С — 1,36 кгм/см2). В связи с повышенной чувствительностью стали 14Г2САФ к перегреву в заводских продольных ремонтных швах и поперечных автоматических монтажных швах присутствовали участки металла с крупными ферритными зернами, а в зоне термического влияния — участки с мартенситной структурой. Эти участки металла имели низкую стойкость к коррозионному растрескиванию.

Опыты проводили на стали с дуальной ферритно-мартенситной структурой, а фрактальную размерность определяли с помощью отношения периметра границ зерен феррита к их площади. Установлено, что в логарифмических координатах эта зависимость линейная (рисунок 2.12), что указывает на фрак-тальность границ зерен. lg Р (мкм)

В начале 70-х годов началось интенсивное развитие- специального раздела механики разрушения, посвященного вопросам трещиностойкости металлов и сплавов в условиях совместного воздействия коррозионных сред и длительных нагрузок. Первые исследования сопротивления росту коррозионных трещин с применением коэффициентов интенсивности напряжений касались длительного статического нагружения (коррозионного растрескивания). Было показано, что такие традиционно считающиеся мало активными среды, как вода, спирты, масла н т. д. вызывают докрптический рост трещин в высокопрочных сталях при значениях коэффициента интенсивности напряжений К, существенно меньших вязкости разрушения Kic. В дальнейшем кардинальное воздействие коррозионных сред на докрптическин рост трещин было подтверждено и для ряда других высокопрочных сплавов. Исключение составляет рост трещин в условиях ползучести при повышенных температурах, а также в высокоуглеродистых низкоотпущенных сталях с мартенситной структурой. В последнем случае фактором замедленного разрушения может быть водород, оставшийся в металле после металлургического передела.

2. Особенности кинетических диаграмм разрушения. В первых исследованиях, касающихся оценок кинетики докритического роста трещин при длительном статическом нагруженни в водных средах, рассматривались преимущественно закаленные низкоотпущенные стали с пределом текучести выше 1500 Н/мм2. Было показано, что скорость распространения трещины прямо пропорциональна коэффициенту интенсивности напряжений растущей коррозионной трещины. Дальнейшее распространение подходов линейной механики разрушения на более широкий круг высокопрочных материалов и коррозионных сред выявило более сложный характер зависимости v(K). Типичная кинетическая диаграмма коррозионного растрескивания в координатах \gv-K представлена па рис. 48.3. На участках I и III скорость роста трещины увеличивается с повышением /?, а в пределах участка II, охватывающего значительный диапазон значений К, наблюдается стабилизация скорости. Существуют различные суждения о причинах четко выраженных участков диаграммы коррозионного растрескивания. Их связывают с влиянием в пределах каждого участка доминирующего механизма воздействия среды. Второй горизонтальный участок часто связывают с релаксацией напряжений в вершине трещины вследствпп ее интенсивного ветвления. Характер зависимости v(K) во многом зависит от структуры сплава и типа среды. Для высокопрочных сталей с мартенситной структурой с пределом текучести 1500 Н/ммг и выше на кине-

Опыты проводили на стали с дуальной ферритно-мартенситной структурой, а фрактальную размерность определяли с помощью отношения периметра границ зерен феррита к их площади. Установлено, .что в логарифмических координатах зга зависимость линейная (рисунок 2.12), что указывает на фракталь-ность границ зерен. lg Р (мкм)

Стали 12X13 и 20X13 применяют для изготовления деталей с повышенной пластичностью, подвергающихся ударным нагрузкам (лопатки турбин, предметы домашнего обихода). Стата 30X13, 40X13 с мартенситной структурой идут на изготовление измерительного и медицинского инструмента, пружин и др. Стали 12X17. 15Х25Т и 15X28 обладают более высокой

Прокал иваемость- это способность стали к получению закаленного слоя с мартенситной или трооститно-мартенситной структурой определенной глубины. Характеристикой прокаливаемости является наибольший критический диаметр ?>к цилиндра из данной стали, который при закалке приобретает полумартенситную структуру в центре образца. Проблема прокаливаемости связана с тем, что скорость охлаждения по сечению образца (детали) различна и уменьшается по мере удаления от поверхности детали. Следовательно, твердость по сечению детали будет неоднородной. Например, для стали с содержанием 0,8% углерода твердость на поверхности может достигать 65 HRC и только 15 HRC в центре. Для углеродистых сталей глубина закалки составляет 1,5-2 мм, а для легированных в 2-2,5 раза больше в зависимости от химического состава стали.

4. Мартенситное превращение............. г2?

Таким образом, аустенито-мартенситное превращение в данном случае является промежуточным в процессе перехода аустенита в перлит.

4. МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ

Мартенситное превращение обнаружено у многих металлов и сплавов, к описанию которых мы вернемся позже. Сейчас рассмотрим лишь мартенситное превращение в стали.

Мартенситное превращение в стали, обладая указанными двумя характерными особенностями, в свою очередь имеет

специфические черты, которых нет в мартенситном превращении других сплавов. Мартенситное превращение в сталях необратимо, т. е., протекая в направлении Fev (C)-»-Fea (С), оно не происходит в обратном направлении по той же бездиффузионной кинетике1. Кроме того, кристалл мартенсита в стали, независимо от температуры, образуется за чрезвычайно ко-

1 Исключение составляют некоторые малоуглеродистые высоколегированные сплавы железа. В этих сплавах мартенситное превращение существенно отличается от такового в обычных сталях.

Углерод интенсивно снижает температуру начала и конца мартенситного превращения. При содержании углерода свыше 0,5%) часть мартенситного превращения распространяется на область отрицательных температур, т. е. при непрерывном охлаждении мартенситное превращение в сталях с С>0,5°/о, не заканчивается по достижении комнатной температуры.

^Явление стабилизации объясняется релаксацией напряжений, так как они, напряжения, необходимы для реализации мартенситного превращения. Поэтому напряжения, приложенные извне, вызывают мартенситное превращение, а если избежать возникновения напряжений (например, измельчив кусок стали на отдельные монокристальные порошинки), то мартен-ситное превращение не происходит.

Мартенситное превращение, т. е. превращение, характеризуемое двумя особенностями — бездиффузионностью и ориентированностью (см. выше стр. 000), обнаружено у многих (практически у всех полиморфных) металлов и их сплавов (титана, циркония, кобальта, натрия, теллура, ртути, лития и их сплавов), а также в системах Си—Sn, Си—Zn, Си—А1 и др., имеющих полиморфные превращения твердых растворов.

Атермическое мартенситное превращение, довольно подробно описанное выше, как указывалось, в основном протекает в сталях, содержащих угле-