Замедленного разрушения

Для обеспечения хорошей свариваемости при дуговой сварке этих сталей рекомендуют следующие технологические мероприятия: предварительный и последующий подогрев заготовок до температуры 100—300 °С в целях замедленного охлаждения и исключения закалки з. т. в.; прокалка электродов, флюсов при температуре 400—450 °С в течение 3 ч и осушение защитных газов для предупреждения попадания водорода в металл сварного соединения; низкий (300—400 СС) или высокий (600—700 °С) отпуск сварных соединений сразу после окончания сварки в целях повышения пластичности закалочных структур и удаления водорода.

ж) межкристаллитной (рис. 3, 2ж), распространяющейся по границам кристаллитов (зерен) металла (например, коррозия в некоторых условиях хромоникелевой стали Х18Н10 после ее замедленного охлаждения или нагрева при 500—850° С); этот вид коррозии особенно опасен тем, что, не изменяя часто внешнего вида металлической конструкции, ведет к быстрой потере металлом прочности и пластичности;

Межкристаллитная коррозия аустенитных хромоникелевых сталей связана с малой устойчивостью границ зерен после замедленного охлаждения или нагрева стали при 450—850° С, что имеет место главным образом при сварке.

Сплав X располагается в интервале концентрации O-f-0,025% С (до предельной растворимости С в феррите). Крайняя левая часть диаграммы показана на рис. 5.6. Имеются участки замедленного охлаждения в интервале /—2 (кристаллизация б-феррита), 3—4 (превращение б-феррита в аустенит), 5—6 (превращение аустенита в феррит) и ниже точки 7 (выделение цементита из пересыщенного С феррита по линии PQ). В этих интервалах наблюдается двухфазное равновесие (с=1) и возможно замедленное охлаждение.

ЗАМЕДЛЕННОГО ОХЛАЖДЕНИЯ

ПОВЫШЕНИЕ СВОЙСТВ Ф-ПЕРЛИТНЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ ПУТЕМ ЗАМЕДЛЕННОГО ОХЛАЖДЕНИЯ ПОСЛЕ ПРОКАТКИ.......................................................................................6Г

Конкретные режимы медленного охлаждения разных сталей в зависимости от устойчивости аустенита (от термокинетических диаграмм превращения его) могут быть различными как по скорости охлаждения, так и по конечной .температуре охлаждения. Для сталей с меньшей устойчивостью аустенита, когда при определенной скорости охлаждения имеет место полное феррито-перлитное превращение, конечная температура замедленного охлаждения может быть более высокой, чем у сталей с устойчивым аустенитом, для которых удаление водорода до неопасной концентрации в стали проходит при более низких температурах из твердого раствора а в течение определенного времени. .

обработки стали 9X18, позволяющий получить высокую степень стабильности геометрич. размеров деталей подшипников в интервале рабочих темп-р от —200° до +150° и обеспечивающий наилучший комплекс механич. св-в, состоит из предварит, нагрева до 850°, окончат, нагрева до 1050—1070°, охлаждения в масле, а затем замедленного охлаждения до —70° и отпуска при 150—180°.

Превращение остаточного аустенита в мартенсит при длительном хранении и особенно во время работы подшипника при отрицательных температурах сопровождается , значительным увеличением его линейных размеров. Это происходит в том случае, когда фактическая температура закалки оказывается выше 1070° С. Для стабилизации размеров и повышения контактной усталостной прочности применяют дополнительную обработку стали холодом. Мартенситное превращение при закалке в практически применяемом интервале закалочных температур заканчивается при 70° С. Оптимальный режим термической обработки стали 9X18, позволяющий получить высокую степень стабильности геометрических размеров деталей подшипников в интервале рабочих температур от —200 до +150° С и обеспечивающий наилучший комплекс механических свойств, состоит из предварительного (до 850° С) и окончательного нагрева (до 1050—1070° С), охлаждения в масле, а затем замедленного охлаждения до —70° С и отпуска при 150—180° С.

вавшегося мартенсита. В остальных зонах (3 и 5-й) температура понизится до уровня, соответствующего началу мартенситного превращения. После переноса детали (венца маховика) во вторую закалочную среду (масло) мартенситное превращение во всех зонах, за исключением первой, будет продолжаться в условиях замедленного охлаждения, в связи с чем оно окажется «растянутым по времени». Общая длительность протекания мартенситного превращения при этом существенно возрастет, что приведет к резкому снижению напряженности и, следовательно, вероятности образования трещин. Таким образом, для данной детали предпочтительнее первоначальное охлаждение погружением в циркулирующую воду как метод, обеспечивающий стабильность результатов.

образование $ процессе замедленного охлаждения перед фронтом распада более стабильных частиц, менее склонных к растворению с одновременным уменьшением степени пересыщения приводит к значительному замедлению прерывистого распада.

Холодные трещины — один из случаев замедленного разрушения «свежезакаленной» стали. Закономерности замедленного разрушения следующие: 1) разрушение носит межкристаллический характер; 2) разрушение происходит через некоторый инкубационный период после приложения нагрузки при условии деформирования с малыми скоростями (ё ^ 10~4 с ) или действия постоянного усилия; 3) сопротивляемость замедленному разрушению значительно меньше кратковременной прочности и зависит от времени действия нагрузки (рис. 13.27); 4) сопротивляемость замедленному разрушению стремится к некоторому минимальному значению (0р.тт), которое соответствует периоду времени 10...20 ч после окончания термического воздействия и приложения минимальной разрушающей нагрузки; затем сопротивляемость разрушению возрастает в течение от 1 сут до 10 сут в результате так называемого процесса «отдыха»; 5) склонность к замедленному разрушению полностью подавляется при охлаждении ниже 200 К, восстанавливаясь при последующем нагреве до нормальной температуры, заметно ослабляется при нагреве до 370...420 К и полностью исчезает при нагреве до 470...570 К.

Зарождение очага замедленного разрушения свежезакаленной стали связывают с микропластической деформацией (МПД) в приграничных зонах зерен. Наличие в структуре такой стали

незакрепленных, способных к скольжению дислокаций при действии сравнительно невысоких напряжений обусловливает МПД. Особенно высока, плотность дислокаций в свежезакаленном мартенсите. Значение МПД лежит в диапазоне 10~6...10~4 и проявляется при напряжениях выше предела неупругости или микроскопического предела текучести ал (рис. 13.28). Процесс МПД — термически активируемый, т. е. его скорость зависит от температуры и значения приложенных напряжений. После «отдыха» способность закаленной стали к МПД исчезает. Конечные высокая твердость и предел текучести закаленной стали — результат старения, при котором происходит закрепление дислокаций атомами углерода. Особенности развития МПД достаточно хорошо объясняют приведенные выше закономерности замедленного разрушения.

Механизм межкристаллического разрушения при образовании очагов замедленного разрушения может быть объяснен тем, что максимальные плотность дислокаций и интенсивность МПД приходятся на приграничные зоны зерен. Это обусловлено тем, что мартенситное превращение начинается в центральных частях зерен в верхней части температурного интервала превращения, а заканчивается в приграничных зонах в нижней части этого интервала. Кроме того, при образовании пластинчатого мартенсита его иглы при выходе на границы зерен вызывают в зонах, примыкающих к ним, появление высоких плотности дислокаций и уровня микронапряжений. При длительном нагружении по границам зерен развивается локальная МПД, в результате чего реализуется межкристаллическое разрушение по схеме Зинера — Стро, предполагающей относительное проскальзывание и поворот зерен по границам (рис. 13.29).

нагрузкой в течение 20—24 ч. За сравнительный количественный показатель сопротивляемости металла сварных соединений образованию XT принимают минимальное растягивающее напряжение от внешней нагрузки ap.min, при котором начинают образовываться трещины (см. рис. 13.27). Указанный метод учитывает, что XT имеют характер замедленного разрушения и образуются в послесварочный период, а предусмотренный им режим нагружения воспроизводит действие различных по значению остаточных сварочных напряжений. Разновидности этого метода отличаются формой и размерами образцов, технологией их сварки, процедурой выявления трещин и применяемым испытательным оборудованием.

В теории надежности отмечается два основных подхода формирования моделей - полуэмпирический (феноменологический) и структурный. Феноменологический подход основан на обобщении результатов наблюдений и экспериментов, выявлении основных статистических закономерностей и прогнозировании функционирования технических систем. Среди этого класса моделей приведены многостадийная модель накопления повреждений, теория замедленного разрушения, статистическая модель разрушения и др. Структурный подход предусматривает прежде всего исследование структурных особенностей рассматриваемого объекта (например, при анализе прочностных свойств металлических деталей необходимо учитывать структуру металла и связанных с ней дефектов - микротрещин, дислокаций, конфигурации и положения границ зерен и т.д.). Ко второму классу можно отнести модели хрупкого разрушения, пластического разрушения, так называемую объединенную структурную мо-дель, причем автором особо подчеркивается перспективность дальнейшего развития структурного моделирования.

Результаты исследований процессов, связанных с соединением металлов, на основе синергетики должно привести к разработке принципиально новых технологических процессов (1), получению соединений из металлических материалов в аморфном состоянии, управлению химическим составом и химической стабильности сварного соединения, элективному регулированию кристаллической структурой и напряженно-деформационным Состоянием сварного соединения и конструкции, в целом. Кроме того, появляется возможность прогнозирования появления штатных дефектов формирования соединения: газовые поры, горячие и холодные трещины, предупреждение развития замедленного разрушения и пр.

Можно также, не задаваясь величиной /п, определять допускаемую длину трещины, исходя из докритического роста трещины /,: •—/ц (при :УГОМ коэффициент т определяется величиной /,—/„). Запас на докритическнй рост необходим при длительном статическом нагружении, в агрессивных средах, при эффектах ползучести и замедленного разрушения, коррозии под напряжением, повторном циклическом нагружешш и др. В этих случаях расчет на однократное пагружепие должен дополняться расчетом на долговечность.

При исследовании закономерностей роста трещины в металлах, взаимодействующих с водородом, большое распространение приобрел подход, связанный с изучением зависимости скорости роста трещины / = dl/dt от коэффициента К, называемой кинетической диаграммой растрескивания. В этих диаграммах обнаруживаются такие качества, которые позволяют считать их основными для систем металл — водород, несущими наиболее полную и сопоставимую информацию о трещиностойкостп материалов. По-видимому, все определяемые экспериментально параметры и зависимости (характеризующие трещнностойкость системы металл — водород) прямо содержатся в кинетической диаграмме (А',л, Км) или могут быть рассчитаны на ее основе. Например, можно построить диаграмму замедленного разрушения в -коорди-

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.

254. Романив О. П., Никифорчин Г. Н., Деев Н. А. Кинетические эффекты в механике замедленного разрушения высокопрочных сплавов.— ФХММ, 1970, № 4, с. 9—24.