CC BY
166
УДК 621.791
Е.А. Кривоносова, Е.А. Синкина, О.А. Рудакова
Пермский государственный технический университет
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЗАИМОСВЯЗИ МЕЖДУ СТРУКТУРНЫМ СОСТАВОМ ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ И КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТЬЮ СТАЛЕЙ РАЗЛИЧНЫХ ПЛАВОК СТАЛИ ЭП-56
Представлены результаты испытаний коррозии под напряжением зоны термического влияния стали ЭП-56. Установлено, что склонность к коррозионному растрескиванию зависит от исходного состояния, химического состава и параметров термического цикла сварки.
Ключевые слова: коррозия под напряжением, сталь феррито-мартенситного класса, исходный структурный состав, зона темического влияния, термический цикл сварки.
На предприятии «Протон-ПМ» для изготовления ответственных сварных конструкций широко используется сталь ЭП-56 (09Х16Н4Б). Технология сварки этой стали отработана, но периодически в сварных конструкциях по данным цветной дефектоскопии обнаруживались трещины. Исправление поверхностных трещин не гарантирует их отсутствия по всему сечению сварных соединений. В последние годы было несколько случаев разрушения сварных конструкций после гидроиспытаний. Разрушение происходило по зоне термического влияния.
В связи с этим возникла необходимость тщательного изучения влияния режимов термической обработки до и после сварки, а также режимов сварки на свойства сварных соединений. Особый интерес к изучению процессов в околошовной зоне при сварке обусловлен тем, что именно в ней, как правило, происходят наиболее резкие изменения структуры и свойств основного металла, которые в большинстве случаев оказываются решающими при оценке свариваемости данного сплава или стали (снижения пластичности и ударной вязкости вследствие роста зерна, перегрева и полной или частичной закалки, образование горячих и холодных трещин).
Сталь ЭП-56 (09Х16Н4Б) относится к высокопрочным сталям феррито-мартенситного класса. Применяется в аэрокосмической, судостроительной промышленностях для изготовления ответственных узлов и конструкций. Сталь ЭП-56 обладает высокой коррозионной стойкостью в атмосферных условиях и в ряде химических сред благодаря повышенному содержанию хрома.
Для проведения работы ОАО «Протон-ПМ» были предоставлены листы из стали ЭП-56 четырех плавок - 1Ш1165, 1Ш1163, 2Ш7219 и 2Ш7588 - в состоянии поставки. Химический состав и механические свойства горячекатаных термически обработанных (нагрев 970 °С, воздух; отпуск 350 °С, 2 ч, воздух) листов разных плавок по сертификату качества представлены в табл. 1 [1].
Таблица 1
Химический состав и механические свойства исследуемых плавок стали ЭП-56
Характеристика гост 5632-72 Номер плавки
Химический состав 1Ш1165 1Ш1163 2Ш7219 2Ш7588
С 0,08-0,12 0,09 0,11 0,09 0,09
Мп <0,5 0,31 0,40 0,26 0,27
Бі <0,6 0,43 0,30 0,28 0,33
Р <0,030 0,028 0,025 0,020 0,020
Б <0,015 0,002 0,002 0,003 0,002
Сг 15,0-16,5 15,10 15,50 16,5 16,0
№ 4,0-4,5 4,20 4,20 4,3 4,1
Си - 0,06 0,10 0,005 0,09
V - 0,03 0,02 - 0,02
№> 0,05-0,15 0,11 0,07 0,1 0,06
W - 0,03 0,02 - 0,03
Мо - 0,03 0,04 - 0,1
Ті - - - - 0,001
N - 0,065 - 0,040 -
Механические свойства
Временное сопротивление ств, кг/мм2 141,0 131,0 133,0 137,0
Предел текучести стт, кг/мм2 - 139,0 122,0 118,0 125,0
Относительное удлинение 8,% - 12,5 14,0 15,0 15,0
Для сравнительного анализа плавок стали были выбраны образцы плавок 1Ш1165 и 2Ш7219. Плавка 1Ш1165 (образцы № 5, 7) показала наименьшую стойкость к коррозионному растрескиванию среди всех испытанных плавок, а плавка 2Ш7219 (образцы № 22, 24) - наибольшую.
Содержание углерода в обеих плавках находится на одном уровне (0,09 %). Фосфор в плавке 1Ш1165 содержится в пределах верхней допустимой границы, а в плавке 2Ш7219 фосфора в 1,5 раза меньше. Такие же различия и в содержаниях кремния и азота. Отмечено, что азот повышает склонность к коррозионному растрескиванию малоуглеродистых сталей [2].
Для определения влияния термической обработки на стойкость к коррозионному растрескиванию образцы № 5 и № 22 помимо серийной термообработки были подвергнуты предварительной термической обработке со следующими характеристиками:
1) нормализация при Т = 1040 ± 10 °С, выдержка 40-60 мин, охлаждение на воздухе;
2) отпуск при Т = 630 ± 10 °С, выдержка 2-2,5 ч, охлаждение на воздухе.
Для исследования влияния структурного состава зоны термического
влияния на коррозионную стойкость была выбрана методика воспроизведения термических циклов, позволяющая воспроизводить термический цикл, соответствующий любой точке зоны термического влияния. Наибольший интерес для исследования представлял термический цикл с максимальной температурой нагрева 1350 °С. Поскольку основным фактором структурообразования является скорость охлаждения, при воспроизведении изменяли скорость охлаждения. Так, короткие термические циклы (с меньшим временем нагрева) обеспечивали более высокую скорость охлаждения, чем длинные термические циклы. Для анализа структурных и фазовых превращений, протекающих в ЗТВ при различных термических циклах, изучали структуру в исходном состоянии и после нагрева по короткому и длинному термическим циклам.
Рис. 1. Структура образцов в состоянии поставки, *500; а - № 5; б - № 7; в - № 22; г - № 24
Образцы плавки 1Ш1165 в исходном состоянии перед воспроизведением термического цикла сварки имеют различия в структуре в зависимости от предварительной термообработки (рис. 1, а, б). Термически обработанный образец № 5 имеет зернистую структуру с выделениями феррита. В образце № 7 заметна
направленная полосчатая структура, но толщина полос намного меньше, чем у образца № 24 плавки 2Ш7219, также не подвергнутого термообработке. Полосчатость пропадает с проведением предварительной термообработки образца № 22, и становится видна зернистая структура (рис. 1, в, г).
Сталь ЭП-56 относится к удовлетворительно свариваемым. При охлаждении после сварки на воздухе склонна к подкаливанию и образованию хрупких структур [3].
Для данной стали применяют предварительную термообработку; нормализация + высокий отпуск. Нормализация (нагрев выше Ас3) способствует растворению карбидов и получению равновесной структуры. Высокий отпуск применяют для преобразования закалочных структур.
Образцы плавок (№ 5, 22), подвергнутые предварительной термической обработке, имеют более крупное зерно в исходном состоянии, чем образцы соответствующих плавок, но термически необработанных. Наблюдаем, что термический цикл не влияет на размер зерна у образцов без термообработки, в то время как у обработанных образцов заметен небольшой рост зерна.
Для исследования склонности к коррозионному растрескиванию ЗТВ выбраны образцы из участков нагрева 800 °С и 1350 °С, что соответствует зонам неполной перекристаллизации и перегрева.
Воспроизведение проводилось по различным термическим циклам; короткому и длинному. Короткий цикл характеризуется меньшей погонной энергией, чем длинный цикл, следовательно, и меньшим временем пребывания выше критической точки Ас3.
Испытания образцов обеих плавок, воспроизводимых по длинному термическому циклу, на коррозионное растрескивание показали, что при режимах сварки, соответствующих данному термическому циклу, зона неполной перекристаллизации не склонна к коррозии под напряжением (ни один образец не разрушился).
Структура образца № 5 после воспроизведения цикла сохраняет зернистый характер (рис. 2, а). Происходит небольшой рост зерна и уменьшение остаточного аустенита Аост. Структура образца М + Ф + Аост. По границам выделяются карбиды.
Образец № 7 теряет слабовыраженную направленность зерен и приобретает равномерную мелкодисперсную структуру с отсутствием скоплений карбидов (рис. 2, б). Структура образца М + Ф.
Полосчатость (чередование темных и светлых полос) образца № 24 сохраняется после воспроизведения цикла (рис. 2, в). Темные полосы представляют собой 8-Ф + карбиды, а светлые - мартенсит М.
а б в
Рис. 2. Структура образцов после нагрева по длинному ТЦ, *500: а - № 5;
б - № 7; в - № 24
Твердость в исходном состоянии образцов обеих плавок, не подвергнутых термической обработке, меньше, чем твердость образцов с предварительной термообработкой. Твердость образцов (№ 7, 24), не подвергнутых предварительной термообработке, после воспроизведения увеличивается. Обратная картина с образцами с термообработкой (№ 5, 22): их твердость уменьшается.
Испытания на коррозионное растрескивание образцов, воспроизводящие зону перегрева, т.е. нагрев до 1350 °С, позволяют сделать вывод, что данный участок ЗТВ предрасположен к коррозии под напряжением. После испытаний все образцы разрушились.
После воспроизведения образца № 5 с большой скоростью охлаждения, т.е. короткого цикла, структура стали представляет собой М + 8-Ф (рис. 3, а). Разрушение произошло по границе раздела фаз М + 8-Ф. Такая структура способствует продвижению трещины (рис. 4, а).
Образец № 7 после имитации приобретает мелкодисперсную структуру (рис. 3, б) с коагуляцией карбидов по границам, что подтверждено съемкой в поляризованном свете, по которым и происходит разрушение стали (рис. 4, б).
В образце № 22 наблюдаются участки троостита в мартенситной структуре (рис. 3, в). Для подтверждения данных участков троостита произведен замер твердости. Значения твердости приведены в табл. 2.
Таблица 2
Твердость Иц образцов
Плавка Термический цикл Твердость Иц в исходном состоянии, МПа Твердость Иц после ТЦ, МПа
24 Без т/о 800, длинный 3281 4041
1350, короткий 3934
1350, длинный 3258
Окончание табл. 2
Плавка Термический цикл Твердость Иц в исходном состоянии, МПа Твердость Иц после ТЦ, МПа Плавка
22 С т/о 800, длинный 4914 3181
1350, короткий Мартенсит-3493 Троостит-4201 0бщая-4700
1350, длинный 4538
7 Без т/о 800, длинный 3220 3784
1350, короткий 3257
1350, длинный 4993
5 С т/о 800, длинный 4142 4094
1350, короткий 4507
1350, длинный 4014
Мартенсит обеднен углеродом, и поэтому его твердость меньше. В поляризованном свете в зерне троостита между прослойками находятся скопления карбидов. Разрушение проходит по границам зерен мартенсита и, дойдя до зерна троостита, продолжается через него между прослойками зерна (рис. 4, в).
Образец № 24 после воспроизведения по короткому циклу имеет полосчатую структуру М + 8-Ф (рис. 3, г). Распространение трещины в данной структуре замедлено благодаря специфической структуре. В мартенситной области трещина распространяется перпендикулярно растягивающим напряжением по границе мартенситного зерна, но, дойдя до области 8-Ф и карбидов, она не может продвигаться в прежнем направлении. Она движется вдоль прослойки до тех пор, пока не дойдет до конца либо «несовершенства» прослойки и сможет идти в мартенситной области [4]. Распространение трещины имеет ступенчатый характер (рис. 4, г). Данная структура наиболее благоприятна.
Рис. 3. Структура образцов после нагрева по короткому термическому циклу, х500: а - № 5; б - № 7; в - № 22; г - № 24
а б в г
Рис. 4. Распространение трещины образцов после нагрева по короткому термическому циклу, х500; а - № 5; б - № 7; в - № 22; г - № 24
При длительном пребывании выше точки Ас3 при нагреве до 1350 °С, т.е. на всех образцах с большой погонной энергией, независимо от исходного состояния наблюдается дельта-феррит, выделившийся по границам зерна (светлые выделения по границам). Содержание 8-Ф для этого класса сталей зависит от уровня температуры нагрева. Нагрев до температур близких к температуре солидуса может привести к значительному содержанию 8-Ф. Такая структура характерна для участка зоны, прилегающей к линии сплавления со швом. Ширина этого участка увеличивается с возрастанием погонной энергии сварки. Чем больше участок, тем ниже вязкость сварного соединения [5].
После воспроизведения термического цикла с высокими скоростями охлаждения твердость у образцов всех плавок увеличивается и не зависит от предварительной термической обработки.
При воспроизведения по длинному термическому циклу твердость у образцов с предварительной термообработкой (№ 5, 22) снижается.
Роста зерна после воспроизведения по короткому ТЦ не наблюдается у всех образцов, в то время как у плавки 1Ш1165 после имитации по длинному термическому циклу заметен рост зерна.
После испытаний на коррозионное растрескивание стали ЭП-56 образцы плавок 1Ш1165 показали меньшую стойкость, чем образцы плавки 2Ш7219.
При осмотре изломов и поверхности разрушения с помощью микроскопа МБС-10 заметна следующая закономерность. На поверхности испытания образцов плавки 1Ш1165 зарождается множество коррозионных трещин глубиной (1/3...1/2)8. Разрушение происходит по одной из трещин вблизи максимальной стрелы прогиба (рис. 5). На поверхности испытания образцов плавки 2Ш7219 зарождается одна трещина, по которой и происходит разрушение (рис. 6).
Рис. 5. Характер разрушения образцов плавки 1Ш1165: а - вид сверху; б - вид сбоку
Рис. 6. Характер разрушения образцов плавки 2Ш7219: а - вид сверху; б - вид сбоку
На рис. 7 приведена диаграмма зависимости времени до разрушения от плавки стали и предварительной термообработки.
Плавка стали
Рис. 7. Зависимость времени до разрушения от плавки стали и предварительной термообработки
Образцы всех плавок с предварительной термообработкой оказывались менее стойки, чем образцы без предварительной термообработки.
Сталь плавки 1Ш1165 содержит кремния и марганца больше, чем сталь плавки 2Ш7219. Кремний и марганец, растворяясь в аустените, вытесняют углерод, увеличивая объем аустенита. Это приводит при охлаждении к увеличению Аост и вытеснению углерода, который, соединяясь с хромом, образует карбиды по границам зерен. Неоднородность межзеренных границ выше, чем в стали плавки 2Ш7219 [6].
Сталь плавки 1Ш1165 содержит больше фосфора на 0,01 %, что снижает работу распространения трещины. Как известно, фосфор относится к сильным упрочнителям [7].
Кремний и марганец снижают Ас3, следовательно, понижается температура интенсивного роста зерна. Поэтому нагрев образцов плавки 1Ш1165 приведет к значительному укрупнению зерна.
Список литературы
1. ГОСТ 5632-72. Стали высоколегированные и сплавы коррозионностойкие, жаростойкие и жаропрочные.
2. Василенко И.И., Мелехов Р.К. Коррозионное растрескивание сталей. - Киев: Наукова думка, 1977. - 256 с.
3. Специальные стали: учебник для вузов / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. - 2-е изд., перераб. и доп. - М.: МИСИС, 1999. - 408 с.
4. Стеклов О.И. Стойкость материалов и конструкций к коррозии под напряжением. - М.: Машиностроение. 1990. - 384 с.
5. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. М.: Металлургия, 1967. - 798 с.
6. Петров Л.Н. Коррозия под напряжением. - Киев: Вища школа, 1986. - 142 с.
7. Ажогин Ф.Ф. Коррозионное растрескивание и защита высокопрочных сталей. - М.: Металлургия, 1974. - 256 с.
Получено 14.01.2011
