CC BY
75
Механика деформируемого твердого тела
DOI: http://www.dx.doi.org/10.24866/2227-6858/2020-3-3 УДК 621.791: 539.42
К.А. Молоков, К.М. Маслов
МОЛОКОВ КОНСТАНТИН АЛЕКСАНДРОВИЧ - к.т.н., доцент, SPIN: 4021-7431,
ScopusID: 57197836777, e-mail: spektrum011277@gmail.com
МАСЛОВ КИРИЛЛ МАКСИМОВИЧ - студент, e-mail: kiriklewar@mail.ru
Политехнический институт (Школа)
Дальневосточный федеральный университет
Владивосток, Россия
Расчетные методы оценки ударной вязкости сварных элементов с трещинами
Аннотация: Практика показывает, что для сварных конструкций, эксплуатируемых в условиях Крайнего Севера необходимо уделять внимание работоспособности сварных соединений при низких температурах. Металл сварных соединений в процессе воздействия обработки изменяет свои свойства, снижается ударная вязкость, образуется гетерогенная структура с большой степенью разнозернисто-сти. Чтобы оценивать и иметь возможность правильно контролировать термическое воздействие и последствия сварочного процесса, требуется решить задачу аналитического определения ударной вязкости для всех зон сварного соединения.
В настоящей статье представлен инженерный метод оценки ударной вязкости, применимый для любой зоны сварного соединения, в которой имеется острый или особый концентратор напряжений -трещина. Разработанный аналитический метод расчета ударной вязкости отражает качественную и количественную картину взаимосвязи структурно-механических характеристик и работы развития трещины в диапазоне температур 77...300 К. Предложенная схематизация зависимости критического коэффициента интенсивности напряжений от температуры позволила найти коэффициенты, характеризующие свойства материала, и выполнить расчеты изменения предела текучести и предела прочности от температуры эксплуатации.
Построены графики зависимости работы развития трещины от температуры эксплуатации для сталей 15ГС и 17ГС, сравнение которых с экспериментальными данными показывает удовлетворительное согласование. Найдено, что при напряжениях предела выносливости отношение работы развития трещины к критической длине трещины постоянно, не зависит от температуры и для сталей 15ГС и 17ГС равно около 10.
Ключевые слова: ударная вязкость, работа разрушения, коэффициент интенсивности напряжений, трещина, феррито-перлитная сталь, зона термического влияния.
Введение
Известно, что при пониженных температурах эксплуатации сварные соединения низкоуглеродистых сталей имеют существенно меньшую ударную вязкость. Поэтому в настоящее время актуален вопрос повышения этого параметра для сварных корпусных конструкций, в особенности связанных с эксплуатацией при низких температурах в условиях Крайнего Севера [1, с. 151]. Такими конструкциями могут являться, например, корабли (в особенности ледоколы), представляющие в своем корпусе многочисленные связи с большой степенью неопределимости. Сочетание резкой концентрации напряжений и низкой температуры часто приводит к хрупкому разрушению [13], сопровождающемуся значительным уменьшением
© Молоков К.А., Маслов К.М., 2020
О статье: поступила: 11.04.2020; финансирование: бюджет ДВФУ.
прочности. Жесткость соединений корпуса, в свою очередь, способствует появлению трещин и снижает сопротивляемость конструкции циклическим нагрузкам.
Большинство упомянутых корпусных конструкций сварены из низкоуглеродистых феррито-перлитных сталей низкой и повышенной прочности. У этих сталей наблюдается переход к почти полному хрупкому разрушению при температуре -60 °С [1]. Особое внимание стоит уделить зоне термического влияния, где ударная вязкость в основном металле около зоны сплавления получается ниже, чем в исходной стали.
Цель данного исследования - разработка аналитического метода, позволяющего количественно оценивать влияние режима сварки на характеристику ударной вязкости сварного соединения с острым концентратором напряжения, находящимся в зоне термического влияния или в сварном шве.
Способы повышения ударной вязкости сварных соединений
из низкоуглеродистых сталей
Первым способом повышения ударной вязкости для сварных соединений из низкоуглеродистых и низколегированных сталей служит высокий отпуск сварного соединения при температурах 520-550 °С, который восстанавливает пластические свойства, снижает усталость металла, убирает внутренние напряжения и повышает статическую прочность конструкций при их эксплуатации в условиях низких температур. Этот способ более характерен для статических систем, поскольку объём вовлекаемого в работу металла при постоянной нагрузке будет больше, а соответственно неравномерно распределённых напряжений - меньше. Однако стоит отметить что высокий отпуск металла уже при температурах 560-650 °С отрицательно влияет на вибрационную и усталостную прочность и резко снижается эффективность отпуска [1, с. 136] для повышения ударной вязкости.
Вторым способом повышения ударной вязкости низкоуглеродистых сталей служит увеличение погонной энергии при сварке. Данный способ позволяет предотвратить возникновение холодных трещин в сварном соединении и в зоне термического влияния. Однако стоит учитывать, что при температуре 1000 °С и более и последующей выдержке в металле наблюдается рост аустенитного зерна, что приводит к образованию закалочных структур, которые, в свою очередь, вновь способствуют образованию холодных трещин. Поэтому стоит выбирать оптимальный параметр погонной энергии, тем самым исключив перегрев металла в ЗТВ [17].
Третий способ заключается в аргонодуговой обработке сварных соединений. Этот метод позволяет убрать остаточные напряжения после сварки и приводит к образованию сорбитооб-разной дисперсионной структуры, что положительно сказывается на ударной вязкости металла шва. В процессе реализации данного метода циклически осуществляется импульсно-дуговой нагрев металла базовым и импульсным током. Важным преимуществом данного способа является возможность обработки швов во всех пространственных положениях [1, с. 224]
Значительное влияние на величину сварочных деформаций оказывает степень концентрации теплоты, выделяемой при сварке. Вышеперечисленные методы повышения ударной вязкости можно отнести к закалочным.
Помимо методов закалки существует еще один перспективный метод ультразвукового воздействия на сварочную ванну при её кристаллизации. При реализации данного метода измельчение зерна металла практически в два раза выше по сравнению с соответствующей технологией сварки [22, с. 122].
Ударная вязкость и её составляющие
Ударная вязкость определяется по общепринятой известной формуле [1, 7, 8 и др.]: А
ан=-,
н (1)
где Лн - работа, затрачиваемая при испытании образца, кг • м; F - площадь поперечного сечения образца в месте надреза до испытания, см2. Сначала ошибочно предполагали, что если разделить работу на площадь поперечного сечения, то можно определять некоторую удельную характеристику металла при использовании образцов различных размеров. Позднее стало ясно, что для получения удельной характеристики нужно делить поглощенную работу на объём деформированного металла. Измерить этот объем практически трудно, поэтому определение удельной ударной вязкости пока невозможно [7]. Тем не менее, несмотря на отсутствие физического смысла, введенная ранее размерность ударной вязкости сохранилась до настоящего времени (ан, кг • м/см2) в международной системе единиц: 10-1 МН • м/м2 ^ 1 кг • м/см2. Дело в том, что большинство исследователей работают с одинаковыми образцами (10 х 10 х 55 мм), и в таком случае ан можно рассматривать как работу Лн, кг • м, деленную на постоянный коэффициент F = 0,8 см2. Для современных программ конечно-элементного анализа определение расчетом удельной ударной вязкости не составляет особых трудностей, если не считать трудоемкости подготовки таких моделей [15, 16].
Есть попытки [16] создания компьютерной модели образцов с заданными характеристиками структур материала, авторы которой показали, что для повышения ударной вязкости сталей необходимо снижать содержание цементита и перлита в стали.
Известно что общую энергию Лн, израсходованную на разрушение образца при испытании на ударный изгиб, можно разделить на две составляющие, соответствующие энергии, поглощённой при зарождении (Лз) и развитии (Лр) трещины, т.е.
Лн = Аз + Лр, (2)
которые можно рассчитать, если известны некоторые данные эксперимента [9, с. 71].
Кроме того, энергию развития трещины (Лн) дополнительно разделяют на хрупкую и вязкую, причём вязкое развитие происходит без заметной пластической деформации. При вязком развитии трещины большая часть энергии поглощается пластической зоной, а при хрупком - пластическая зона почти отсутствует.
Если значение энергии в формуле (2) отнести к сечению образца F, получим
4н = 4з + 4г. (3)
г г г
В левой части равенства, согласно формуле (1), получаем ударную вязкость ан, а в правой - ее составляющую: работу зарождения аз и развития ар трещины, т.е.
ан = аз + ар. (4)
При работе зарождения трещины наблюдается критический интервал перехода металла из вязкого состояния в хрупкое при некой температуре 7^3. При понижении температуры испытания этот переход имеет ярко выраженный дискретный характер и осуществляется в узком температурном интервале Д71 = 10 ^ 20 °С. В таких случаях легко определить критическую температуру (ее обычно принимают равной верхней температуре интервала). Однако для малоуглеродистых и низколегированных сталей не наблюдается столь дискретного перехода из вязкого разрушения в хрупкое. Энергия затрачиваемого образца постепенно снижается от максимальных значений до близких к нулю в довольно широком температурном интервале ДГ2. Для решения вопроса о том, какую из температур внутри этого интервала правильно считать критической, рассмотрим, как изменяется напряженное состояние в зоне разрушения во время испытания образца на ударный изгиб.
Известно, что усиление объёмного напряженного состояния повышает критическую температуру, т.е.
Ъ = /(£), (5)
где Р - учитывает характер и представляет собой отношение между нормальными и касательными напряжениями.
В области Н (рис. 1, а, позиция 1), где действует концентратор в виде надреза с радиусом R=1,0 мм (образец I типа по [8]), создается напряженное состояние рн. После зарождения трещины (рис. 1, а, позиция 2), представляющей собой предельно острый концентратор с И ^ 0, вокруг ее вершины (область Т) создается напряженное состояние рт, которое является значительно более жестким, чем рн, т.е. рт » рн. В таком случае можно утверждать, что критическая температура металла в области Н будет существенно ниже, чем в объеме Т, т.е.
< П, (6)
где - критическая температура, определенная в условиях действия концентратора напряжений в виде исходного надреза ударного образца, т.е. при напряженном состоянии рн; -критическая температура, определенная в условиях действия концентратора типа трещины, т.е. при напряженном состоянии рт.
Итак, при испытании ударного образца в нем последовательно возникают два различных напряженных состояния рн и рт, которым соответствуют две критические температуры и . Каждую из этих температур определяют при испытании на ударный изгиб.
а б
Рис. 1. Области, находящиеся в разных напряженных состояниях: а - до (позиция 1) и после (позиция 2) появления трещины; б - изменение ударной вязкости ан, работы зарождения аЗ и развития аР трещины в зависимости от температуры испытания Т [7].
На основании измерений ударной вязкости ан, которая является интегральной характеристикой энергоемкости образца в процессе разрушения, нельзя судить о том, как с понижением температуры изменяется работа, затрачиваемая на упругую и пластическую деформацию образца до зарождения трещины, т.е. в условиях напряженного состояния рн, и после её зарождения, когда в процессе развития разрушения действует напряженное состояние рт. Поэтому в общем случае, когда Ф , из температурной зависимости ан нельзя установить, какая из этих двух температур определяется. Этот функциональный недостаток ударной вязкости в значительной степени может быть преодолен с помощью ее разделения на работу зарождения аз и развития аР трещины. На рис. 1, б схематически показано такое разделение. При каждой температуре определена энергия, которая затрачена на деформацию образца до зарождения трещины в дне надреза, т.е. энергия аз. Остальная часть ударной вязкости затрачивается на развитие этой трещины до полного разрушения образца, т.е. соответ-
ствует аР. При таком разделении сериальные кривые для аз и аР соответствуют определенным, относительно постоянным напряженным состояниям образца, которые были обозначены через и .
Ход кривых (рис. 1, б) типичен для низколегированных сталей и позволяет определить температуры, при которых образец переходит в хрупкое состояние как в условиях напряженного состояния (при зарождении трещины), так и в условиях (при развитии трещины). Это температуры 7^ и 7^, при которых аз и аР принимают практически нулевые значения. Эти две температуры имеют вполне определенный физический смысл. При температуре 7^ имеющаяся в образце трещина развивается до полного разрушения образца практически без энергетических затрат, или, другими словами, при этой температуре металл в условиях напряженного состояния находится в хрупком состоянии.
При температуре 7^ процесс зарождения трещины происходит практически без энергетических затрат, т.е. при этой температуре в условиях напряженного состояния металл находится в хрупком состоянии. Очевидно, что 7^ < 7^, так как < Следовательно, при испытании на ударный изгиб, при температуре ниже 7^ измеряют работу, необходимую для зарождения трещины, так как при этих температурах ая « аз.
Температуры 7^ и 7^ можно рассматривать как нижние границы интервалов, в которых металл переходит из вязкого состояния в хрупкое в условиях напряженных состояний и . Однако больший интерес представляют критические температуры 7^ и 7^, при которых металл обладает достаточным запасом вязкости, гарантирующим необходимую работоспособность в условиях соответствующего напряженного состояния. По-видимому, с точки зрения эксплуатации конструкции наиболее предпочтительны те температуры, при которых значения аз и аР на сериальных кривых начинают понижаться. Однако, как уже указывалось, это понижение в ряде случаев может происходить постепенно, и тогда трудно определить его начало. С инженерной точки зрения 7^ и 7^ можно определять с учетом некоторых энергетических критериев, установленных статически.
Учет работы развития трещины
Понятно, что единица объема материала при нагружении до разрушения поглощает некоторое количество энергии. На основании закона сохранения энергии и движения можно утверждать, что для доведения единичного объема материала до разрушения необходимо отнять у него энергию, равную приложенной извне энергии разрушения. Работоспособность материала не является постоянной величиной, характеризующей данный материал при всех условиях [4]. Достаточно понизить температуру эксплуатации, чтобы работоспособность уменьшилась.
Результаты исследований прочности и механических свойств металлов при низких температурах [2, 3, 6, 9, 19, 20, 24, 25] позволяют сделать следующий вывод: снижение температуры, как правило, сопровождается повышением прочности, снижением пластичности металлов и увеличением предела прочности ав1, истинного предела прочности 5н, предела текучести ат, а0,2.
Несмотря на уменьшение пластичности у многих металлических сплавов, в частности у конструкционных сталей, в условиях значительного снижения температуры (до 77 К) при статическом нагружении сохраняется достаточно большой запас пластичности (относительное поперечное сужение = 10 — 50%). Эти данные подтверждаются результатами испытаний [19, 20].
Зависимость ат и ав от температуры Т может быть представлена в виде экспоненциальных функций [14]:
О = [О]Т0 • ехР Рт (^ -О = Шт0 • ехр рв (^ - -1)
(7)
То
где (Зт и (Зв - характеристики материала; [от]^ , [ов]Го - предел текучести и предел прочности при комнатной температуре соответственно; Т0 - 293 К. Зависимость ¡Зт от предела текучести материала приведена в [5].
Значение ¡Зв можно вычислить по формуле [14]
р р Ы^УКк) (8)
где [5к]г0 - истинный предел прочности при комнатной температуре. Значение истинных напряжений [5к]г0 феррито-перлитных сталей в момент разрыва металла при нормальных температурах определяется формулой
[5К]То=Ов^1 + 1,4^К), (9)
где 1рк - относительное сужение металла, доли.
При статическом нагружении образцов с надрезом (концентратором напряжений) даже в условиях значительного снижения температуры (до 77 К) обычно увеличивается прочность с сохранением еще относительно большого запаса пластичности [23].
В металлических конструкциях, работающих при переменных нагрузках, неизбежно возникновение трещин. После образования трещины разрушение материала возможно при рабочих напряжениях, меньших значения предела текучести. Эффективность работы материала с трещинами при различных эксплуатационных температурах, а также в целом способность материала сопротивляться распространению трещин при переменных и динамических нагрузках зависят от характеристики материала - ударной вязкости ан.
При эксплуатации сварные металлоконструкции нередко подвергаются динамическим нагрузкам. Динамический процесс деформации или разрушения может возникнуть вследствие как резкого возрастания внешней нагрузки, так и резкого снижения сопротивления разрушению, например при хрупком разрушении.
Ударная вязкость ан является интегральной характеристикой энергоемкости образца в процессе динамического разрушения. Однако на основании ее измерений нельзя судить о том, что с понижением температуры изменяется работа, затрачиваемая на упругую и пластическую деформацию образца до зарождения трещины, т.е. в условиях напряженного состояния рн, и после ее зарождения, когда в процессе развития разрушения действует напряженное состояние рт. Работа развития трещины аР является сравнительно новой и мало изученной характеристикой. Чем больше величина работы по развитию трещины, тем лучше материал, и, в частности, его структура лучше сопротивляется увеличению трещины. Изменение аР под влиянием различных факторов, связанных как с внутренним строением стали, так и с условиями ее эксплуатации, по-видимому, явится предметом многих будущих исследований. Накопленный в этом направлении опыт пока крайне ограничен. Однако работа развития трещины может быть приближенно вычислена на базе методов линейной механики разрушения и использоваться для сопоставления разных материалов на сопротивление росту трещин с учетом эксплуатационных температур.
Известна зависимость [11], связывающая ударную вязкость ан с характеристикой механики разрушения:
ВЕСТНИК ИНЖЕНЕРНОЙ ШКОЛЫ ДВФУ. 2020. № 3(44)
_ (10) *1с = 120 • (1 — д2)'
Чтобы воспользоваться формулой (10) для расчета ударной вязкости, необходимо определить критический коэффициент интенсивности напряжений К"1с. Известна зависимость для нахождения К"1с на базе справочных механических характеристик и параметров структуры материала феррито-перлитных сталей:
к = [(Ямсв^)^1^ 6,18^ (11)
где - диаметр феррито-перлитного зерна, м; йМСе = 1,618 • ймс - сопротивление микросколу деформированной структуры материала, МПа; т - степенной коэффициент упрочнения стали; Б = (1 + ш)(1 — 2д)/2 - коэффициент, учитывающий повышение первого главного напряжения в случае СНС плоской деформации; д - коэффициент Пуассона; ц = 1 — - коэффициент, показывающий соотношение главных компонент напряжений в области предразрушения
В данном случае для определения размера можно воспользоваться известной зависимостью между сопротивлением микросколу недеформированного материала (ймс) и размером зерна, [12]:
Дмс = 5,7^-1/2. (12)
Эксперименты по изучению группы углеродистых и низколегированных сталей позволили установить взаимосвязь между ймс, временным сопротивлением разрыву и относительным поперечным сужением в виде эмпирической зависимости:
Яш: = (13)
^к
отсюда размер зерна равен: [(1 — ^2)-5,7
^з =
(14)
Микроскол зерна происходит хрупко, поэтому сопротивление микросколу иногда называют сопротивлением хрупкому разрушению.
При понижении температуры предел текучести и предел прочности стали увеличиваются. При этом сопротивляемость микротрещинам сначала медленно уменьшается, а затем резко падает до значений йМСе. Температура, при которой йМСе = а0,2 = ав, соответствует абсолютно хрупкому разрушению.
Определим для абсолютно хрупкого разрушения, т.е. когда о равно О0,2 и равно йМСе. При этом условии можно получить зависимость [12]
= 7(Дмсе)Мб,18 — 7,64К' (15)
Заменяя в формуле (15) йМСе = 5,7^-1/2, получим, что при хрупком разрушении К1С = (25 — 27,9) МПа • м1/2 (рис. 2), что полностью соответствует экспериментальным данным. Также в [12] установлено, что К1С при температуре 77 К не зависит от диаметра зерна и для малоуглеродистых ферритто-перлитных сталей, в отличие от аустенитных сталей, равен ЛТ1С ^ 27,6 МПа • м1/2.
Ов
На рис. 2 цифрами обозначены кривые для различных марок феррито-перлитных сталей в порядке убывания их вязкости.
Рис. 2. Схематизация зависимости К1с от температуры (схема авторов).
При повышении температуры, когда в вершине трещины образуется зона пластической деформации, при расчете К1С следует учитывать, что в области низких температур резко уменьшается показатель упрочнения, который определяет величину деформации ( ет1п), соответствующую реализации микроскола [12].
Таким образом, имея зависимости ет1П = /(т) и ^мсе = /(^тп), можно построить температурную зависимость для К1С. Величину критической деформации в области низких температур мы оценивали по экспериментальным данным, приведенным в [21].
Для сталей 15ГС и 17ГС расчетным путем найдено изменение вязкости разрушения от температуры (рис. 3). Результаты сравнения наших численных расчетов как качественно, так и количественно показали хорошее согласование. Для этих сталей К1С падает почти в 2 раза от температуры +25 до — 25 °С, при этом величина критической трещины уменьшится в 4 раза.
Подставляя (11) в (10), после некоторых преобразований получим удельную работу развития трещины при условии хрупкого разрушения в виде
(Ямсе •0)т+1^ 123,6
ап
Ч
(т+1) • о(т-1 •
(16)
Е
Модуль упругости и коэффициент Пуассона определяются по справочнику. Предел текучести находится по результатам оценки твердости переносным динамическим твердомером с последующим пересчетом по известным зависимостям ( с1з) методом реплик или по формуле (14).
ВЕСТНИК ИНЖЕНЕРНОЙ ШКОЛЫ ДВФУ. 2020. № 3(44)
Таким образом, получена зависимость параметра ударной вязкости от простых механических характеристик и параметра структуры, определяемых расчетными методами.
Сравнение экспериментальных данных и результатов расчета по уравнению (11), проведенное для сталей различного класса, убедительно показывает пригодность данной зависимости для расчетного определения К1с для разных температур.
Чтобы получить зависимости основных механических характеристик стали от температуры эксплуатации, нужно найти неизвестные коэффициенты материалов ¡Зв и ¡Зт в формулах (7). Это можно сделать, если использовать совместно с (7) уравнение (8).
а б
Рис. 3. Результаты изменения вязкости разрушения от температуры эксплуатации сталей: а
-15ГС, б - 17ГС (расчеты авторов).
Таким образом, объединив уравнения в систему и основываясь на физическом факте, что при хрупком разрушении с пренебрежимо малыми пластическими деформациями можно допустить ат = ав, появляется возможность определить неизвестные коэффициенты материала и ¡Зт. Равенство
= Ов (17)
с хорошей степенью точности выполняется для температуры 77 К малоуглеродистых и низколегированных сталей.
Запишем (7) в виде системы уравнений:
= [°т]то • ехР = Шт0 • ехР
ё4-т)
(т - т}
(18)
Здесь Т0 = 293 К, тогда, принимая Т = 77 К с учетом (17), а также взяв отношения первого уравнения (18) ко второму уравнению системы (18), получим систему уравнений в виде
Рв Ч^кЪо/Што)
Рт НЫто/Што)
[ст]То
(19)
Ы
в!То
1п
V.
Решив систему (19), имеем при Т = 11 К; Т0 = 293 К коэффициенты:
Ч[Бк]То/ЫТо)
Рв =
(Г-7 + Ы(.[5К]Т0/Шт0) • - 1)/1П([5к]то/[°т]то))
X
X
Рт =
1п([Бк]То/[ат]То)' 1п([ат]То/[ав]То)
(20)
1 -^ + 1п([5к]То/[ав]т0) • (^ - ^1)/1п([5к]То/[ат]То)
1 1
Подставляя коэффициенты (20) в (18), будем иметь функции изменения ат и ав в зависимости от температуры Т.
Известно, что интегральные характеристики металлов описывают общее состояние и связаны с макроразрушением стали. В то же время любое изменение структурно чувствительных свойств металла, а также его разрушение (образование трещин, коррозии и др.) впервые проявляются в микрообластях металла и непосредственно связаны с изменением его тонкой структуры [26, 27].
Величина критического размера трещины определяется характеристикой вязкости разрушения. Чтобы оценить величину вязкости разрушения (10)—(11) при низких температурах, необходимо построить модель зависимости К1с от температуры. В формулы (10) и (11) в явном виде не входит значение температуры как аргумент. Поэтому было принято найти зависимости входящих в эти уравнения характеристик т, ав, ат материалов от температуры. Используя полученные нами выражения для коэффициентов ¡Зв, ¡Зт и формулы (11), (18), расчетным путем найдены изменения вязкости разрушения от температуры и соответствующие им удельные работы развития трещины (16) в зависимости от температуры. Результаты изменения работы развития трещины для сталей 15ГС и 17ГС представлены графически (рис. 4).
-100 -50
т,с
а б
Рис. 4. Результаты расчетов изменения работы развития трещины от температуры эксплуатации для сталей: а - 15ГС, б - 17ГС. Сплошная линия - расчет,
точки - экспериментальные данные [7].
Результаты расчетных данных ударной вязкости от температуры показывают хорошее согласование с результатами экспериментов [7]. Построенная расчетная модель для оценки работы развития трещины от температуры позволяет оценить влияние феррито-перлитного зерна йз на критическую величину трещины при известных отрицательных температурах эксплуатации (рис. ). Результаты расчетов по представленным моделям показывают что увеличение балла зерна на 1 феррито-перлитных сталей приводит к снижению критической температуры хрупкости Т^, определенной по ар=0,2 МПа-м в среднем на 10 °С, что сходится с данными [7, с. 169].
Расчетным методом построена зависимость ар = [(Ь,кр~), которая имеет линейный характер (рис. 6). Она построена при одинаковых критических напряжениях разрушения °1Ф = а-1 и при уменьшении температур эксплуатации с равным шагом от нормальных до 77 К.
Графики показывают, что для одной и той же температуры эксплуатации и внешней циклической нагрузки, равной пределу выносливости, работа развития трещины выше в стали 17ГС, чем в стали 15ГС для своих критических длин трещин соответственно.
Изменение зерна на 1 балл в рамках от 4 до 8 баллов будет снижать критическую температуру феррито-перлитных сталей на -10 °С в среднем, это показывают расчеты по зависимости (16). Одним из факторов, снижающих ударную вязкость и сильно повышающих опасность хрупких разрушений практически на всем диапазоне температур, является разно-зернистость.
Разнозернистость ЗТВ и образование крупного зерна в зоне сплавления сварных соединений повышают опасность хрупких разрушений, оказывают существенное отрицательное влияние на ан, которую можно контролировать термическим циклом сварки. Процесс охрупчивания будет начинаться с самых крупных зерен, и именно они будут лимитировать верхний порог хладноломкости. При дальнейшем понижении температуры возможно разрушение зоны сварного соединения с более мелким зерном, однако для того, чтобы такие разрушения были первоочередными, потребуется присутствие острого концентратора в этой зоне. При низких температурах и очень острых концентраторах размер зерна перестает оказывать такое существенное влияние на ударную вязкость, поэтому она будет определяться пластическими свойствами металла и его способностью сопротивляться распространению трещины.
100 -50
т,с
б
Рис. 5. Результаты моделирования работы развития трещины от температуры при исходных данных Лз = 25 мкм (а) и dз=35 мкм (б) стали 15ГС. Экспериментальные данные [7]
отражены для стали с dз=30 мкм.
а б
Рис. 6. Зависимость работы развития трещины ар от критической длины трещины Ькр для сталей: а - 15ГС, б - 17ГС при различных температурах и равных
а
критических напряжениях акр (расчеты авторов).
Сопоставление разных сталей по работам разрушения и развития трещины позволяют инженеру наиболее корректно сделать выбор стали конструкции для конкретных температурных условий эксплуатации, типа и вида нагружения. Расчетный анализ позволяет акцентировать внимание на термическом цикле и зерне феррито-перлитной стали, чтобы иметь возможность оптимизации режима сварки на основе величины ударной вязкости.
Заключение
Чтобы иметь возможность правильно оценивать значение ударной вязкости сварных соединений с гетерогенными свойствами на мезоскопическом уровне, необходимы исходные данные, полученные с этого уровня. Разнозернистость и разнородность структуры, образуемой в зоне термического влияния сварки и особенно прилегающей зоне сплавления, значительно влияют на ударную вязкость, способность к сопротивлению зарождения и развития трещин.
Полученная аналитическая модель расчета ударной вязкости (16), (18), (20) по данным механическим характеристикам и диаметру зерна в зоне термического влияния позволяет оценить отрицательное влияние разнозернистости и спрогнозировать работоспособность сварного соединения феррито-перлитных сталей в диапазоне рабочих температур. Если правильно воздействовать на термический цикл сварки, выбирая оптимальную для этого погонную энергию, можно получать улучшенные характеристики ударной вязкости шва и ЗТВ сварного соединения.
Аналитически построены графики зависимости работы развития трещины от температуры эксплуатации для сталей только 15ГС и 17ГС, которые подтверждаются данными экспериментов из монографических и специальных источников. Результаты согласования модели и эксперимента для этих сталей можно считать удовлетворительными, видимо ввиду существенной чувствительности модели к исходным данным.
Авторами найдено, что при напряжениях предела выносливости отношение работы развития трещины к критической длине трещины постоянно, не зависит от температуры и для сталей 15ГС и 17ГС равно около 10.
Дальнейшим направлением наших исследований будет построение расчетной модели оценки ударной вязкости на основе структурно-механических критериев, позволяющей находить ударную вязкость металла зоны термического влияния и шва.
Вклад авторов в статью: К.А. Молоков - постановка цели исследования, постановка и решение задач исследования, контроль результатов, работа с текстом; К.М. Маслов - решение задач исследования, анализ результатов, подборка экспериментальных данных, работа с источниками, работа с текстом.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Аснис А.Е., Иващенко Г.А. Повышение прочности сварных конструкций. Киев: Наукова думка, 1985. 256 с.
2. Богданов В.Р., Сулим Г.Т. Определение вязкости разрушения материала с использованием численного расчета пространственного упругопластического динамического деформирования // Механика твердого тела. 2016. № 2. С. 87-99.
3. Вигли Д.А. Механические свойства материалов при низких температурах. М.: Машиностроение, 1991. 374 с.
4. Волков И.А., Игумнов Л.А. Введение в континуальную механику поврежденной среды. М.: Физматлит, 2017. 304 с.
5. Воробьев И.А., Лесун А.Ф., Иванов П.С., Благин Е.Г. Предельная деформация транспортных систем и оценка их эксплуатационного ресурса. Нижний Новгород: Книги, 2011. 336 с.
6. Воробьева Г.А., Усков В.Н. Аэротермоакустическая обработка сталей и сплавов / Балт. гос. техн. ун-т. СПб., 2012. 132 с.
7. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М.: Металлургия, 1973. 224 с.
8. ГОСТ 9454-78. Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженной, комнатной и повышенной температурах.
9. Григорьев Р.С., Ларионов В.П., Новиков Г.А., Яковлев П.Г. Основные особенности хрупкого разрушения металлоконструкций и деталей машин при низких температурах // Сварка и проблемы вязкохрупкого перехода: сб. Новосибирск: СО РАН, 1998. С. 59-103.
10. Григорьев Р.С., Ларионов В.П., Уржумцев Ю.С. Методы повышения работоспособности техники в северном исполнении. М.: Наука, 1987. 256 с.
11. Гринько Ю.В. Расчетная оценка ударной вязкости // Молодежь и научно-технический прогресс: сб. докл. конф. Ч. 2. Владивосток: ДВГТУ, 2006. С. 107.
12. Матохин Г.В., Горбачев К.П. Инженеру о сопротивлении материалов разрушению: моногр. Владивосток: Дальнаука, 2010. 281 с.
13. Молоков К.А., Новиков В.В., Турмов Г.П., Васильченко Н.П. Оценка надежности судовых конструкций с микротрещинами и остаточными сварочными напряжениями // Морские интеллектуальные технологии. 2018. Т. 1, № 3(41). C. 45-54.
14. Одесский П.Д., Смирнов Л.А., Кулик Д.В. Микролегированные стали для северных и уникальных металлических конструкций. М.: Интермет Инжиниринг, 2006. 176 с.
15. Порошин В.Б., Шлишевский А.В. Прогнозирование деформационных и прочностных свойств металлических материалов с равномерно распределенными замкнутыми порами при однократном и циклическом нагружении // Вестник Пермского национального исследовательского политехнического университета. Механика. 2018. № 4. С. 223-233.
16. Рудской А.И., Колбасников Н.Г., Боровков А.И. и др. Компьютерное моделирование ударной вязкости структурно-неоднородных металлов // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Наука и образование. 2011. № 1. C. 226-233.
17. Рыбин В.С., Квашин В.Д. Расчётная оценка влияния погонной энергии на образование холодных трещин в зоне термического влияния сварного шва // Вестник ЮУрГУ. 2014. Т. 14, № 4. С. 60-65.
18. Смирнов А.Н., Муравьев В.В., Абабков Н.В. Разрушение и диагностика металлов: моногр. М.: Инновационное машиностроение; Кемерово: Сибирская издат. группа, 2016. 479 с.
19. Солнцев Ю.П., Ермаков Б.С. Ресурс материалов низкотемпературных конструкций. СПб.: Химиздат, 2006. 512 с.
20. Сосновский Л.А., Богданович А.В. Трещиностойкость: моногр. Гомель: Белорус. гос. ун-т транспорта, 2011. 366 с.
21. Трощенко В.Т. Деформирование и разрушение металлов при многоцикловом нагружении. Киев: Наукова думка, 1981. 344 с.
22. Трусилин Е.Е. Исследование влияния ультразвуковых колебаний на механические свойства сварного шва и устранение дефектов: сб. докл. науч.-практ. конф. Ч. 2 / Ин-т металлургии, машиностроения и транспорта СПбПУ. СПб.: Политехн. ун-т, 2015. С. 121-123.
23. Чернов В.М., Кардащев Б.К., Мороз К.А. Хладноломкость и разрушение металлов с разными кристаллическими решетками - дислокационные механизмы // Журнал технической физики. 2016. Т. 86, № 7. С. 57-64.
24. Шевченко А.А., Семенова Е.С., Шабурова Н.А. Определение причин низкой ударной вязкости кольцевого сварного шва // Вестник ЮУрГУ. Сер. Металлургия. 2019. Т. 19, № 2. С.63-70.
25. Штремель М.А. Разрушение. Кн. 1. Разрушение материала. М.: МИСиС, 2014. 670 с.; Кн. 2. Разрушение структур. М.: МИСиС, 2015. 976 с.
26. Эфрон Л.И. Металловедение в «большой» металлургии. Трубные стали. М.: Металлургиздат, 2012. 696 с.
27. Ямалеев К.М., Гумерова Л.Р. Структурные аспекты разрушения металла нефтепроводов. Уфа: АН РБ, Гилем, 2011. 144 с.
28. Yi I.-C., Ha Y., Kwon K.H., Lee H., Kim N.J. Improvement of low temperature toughness of ferritic Mn steels by alloy modification. Metals and Materials International. 2015;21(3):461-469.
FEFU: SCHOOL of ENGINEERING BULLETIN. 2020. N 3/44
Mechanics of Deformable Solids www.dvfu.ru/en/vestnikis
DOI: http://www.dx.doi.org/10.24866/2227-6858/2020-3-3 Molokov K., Maslov K.
KONSTANTIN MOLOKOV, Candidate of Engineering Sciences, Associate Professor,
SPIN: 4021-7431, ScopusID: 57197836777, e-mail: spektrum011277@gmail.com
KIRILL MASLOV, Student, e-mail: kiriklewar@mail.ru
Politechnical Institute
Far Eastern Federal University
Vladivostok, Russia
Calculation methods for assessing the toughness of welded elements with cracks
Abstract: For welded structures under operation in the Far North, attention must be paid to the performance of welded joints at low temperatures.
The properties of metal of welded joints are changed in the process of treatment, its toughness decreases, and a heterogeneous structure with a large range of different grain sizes is formed. In order to evaluate and be able to correctly control the thermal effect and the consequences of the welding process, it is necessary to solve the problem of analytical determination of impact strength for all zones of the welded joint. The paper presents an engineering method for evaluation of the impact strength applicable to any area of the welded joint in which there is a sharp or super sharp stress concentrator - a crack. The developed analytical method for calculating the impact strength reflects a qualitative and quantitative codependency of structural and mechanical characteristics and the process of crack development in the temperature range of 77-300 K. The proposed schematization of dependence of the critical coefficient of stress intensity on the temperature made it possible to find coefficients characterizing the properties of the material and to perform calculations of changes in yield strength and tensile strength on operating temperature.
Graphs of the crack development process dependency on the operating temperature for 15rC and 17rC steels were constructed, and their comparison with experimental data displays satisfactory agreement. It was found that at endurance limit stresses, the ratio of the crack development process to the critical crack length is constant, non-dependent on temperature, and is equal to 10 for 15rC and 17rC steels. Keywords: impact strength, fracture work, stress intensity factor, crack, ferrite-pearlite steel, heat affected zone, steel tempering.
REFERENCES
1. Asnis A.E., Ivashchenko G.A. Improving the strength of welded structures. Kiev, Naukova Dumka, 1985, 256 p.
2. Bogdanov V.R., Sulim G.T. Determination of fracture toughness of a material using numerical calculation of spatial elastoplastic dynamic deformation. Solid Mechanics. 2016(2):87-99.
3. Wigley D.A. Mechanical properties of materials at low temperatures. M., Engineering, 1991, 374 p.
4. Volkov I.A., Igumnov L.A. Introduction to the continuum mechanics of a damaged medium. Moscow, Fizmatlit, 2017, 304 p.
5. Vorobiev I.A., Lesun A.F., Ivanov P.S., Blagin E.G. Ultimate deformation of transport systems and assessment of their operational resource. Nizhny Novgorod, Books, 2011, 336 p.
6. Vorobyova G.A., Uskov V.N. Aerothermoacoustic processing of steels and alloys. Balt. State Tech. University. SPb., 2012, 132 p.
7. Georgiev M.N. The viscosity of mild steels. Moscow, Metallurgy, 1973, 224 p.
8. GOST 9454-78. Metals. Test method for impact bending at low, room and high temperatures.
9. Grigoriev R.S., Larionov V.P., Novikov G.A., Yakovlev P.G. The main features of brittle fracture of metal structures and machine parts at low temperatures. Welding and Problems of Visco-brittle Transition. Novosibirsk, SB RAS, 1998, p. 59-103.
10. Grigoriev R.S., Larionov V.P., Urzhumtsev Yu.S. Methods of increasing the operability of equipment in the northern version. Moscow, Nauka, 1987, 256 p.
11. Grinko Yu.V. Estimated impact strength. Youth and Scientific and Technological Progress. Sat doc Conf., part 2. Vladivostok, DVGTU, 2006, 107 p.
12. Matokhin G.V., Gorbachev K.P. Engineer on the resistance of materials to destruction, monograph. Vladivostok, Dalnauka, 2010, 281 p.
13. Molokov K.A., Novikov V.V., Turmov G.P., Vasilchenko N.P. Reliability assessment of ship structures with microcracks and residual welding stresses. Marine Intelligent Technologies. 2018; 3(41):45-54.
14. Odesskiy P.D., Smirnov L.A., Kulik D.V. Microalloyed steels for northern and unique metal structures. M., Internet Engineering, 2006, 176 p.
15. Poroshin V.B., Shlishevsky A.V. Prediction of the deformation and strength properties of metallic materials with uniformly distributed closed pores under single and cyclic loading. Bulletin of Perm National Research Polytechnic University. Mechanics. 2018(4):223-233.
16. Rudskoy A.I., Kolbasnikov N.G., Borovkov A.I. et al. Computer simulation of impact strength of structurally inhomogeneous metals. Scientific and Technical Sheets of SPbSPU. Science and Education. 2011(1):226-233.
17. Rybin V.S., Kvashin V.D. Estimated assessment of the influence of linear energy on the formation of cold cracks in the heat-affected zone of the weld. Vestnik SUSU. 2014;4(4):60-65.
18. Smirnov A.N., Muravyov V.V., Ababkov N.V. Destruction and diagnostics of metals: monograph. Moscow. Innovative Engineering; Kemerovo. Siberian Publishing Group, 2016, 479 p.
19. Solntsev Yu.P., Ermakov B.S. Resource of materials of low-temperature structures. SPb., Khimiz-dat, 2006, 512 p.
20. Sosnovsky L.A., Bogdanovich A.V. Crack resistance. Gomel, Belarus. State Un-t Transp., 2011, 366 p.
21. Troshchenko V.T. Deformation and fracture of metals under multi-cycle loading. Kiev, Naukova Dumka, 1981, 344 p.
22. Trusilin E.E. Investigation of the influence of ultrasonic vibrations on the mechanical properties of the weld and the elimination of defects. Sat reports of scientific and practical conf. as part of SPbPU Science Week. Institute of Metallurgy, Mechanical Engineering and Transport SPbPU. Part 2. St. Petersburg, Polytechnic Univ., 2015, 121-123 p.
23. Chernov V.M., Kardashev B.K., Moroz K.A. Cold brittleness and fracture of metals with different crystal lattices - dislocation mechanisms. J. of Technical Physics. 2016;86(7):57-64.
24. Shevchenko A.A., Semenova E.S., Shaburova N.A. Determination of the causes of low toughness of an annular weld. Bulletin of SUSU. Series Metallurgy. 2019;19(2):63-70.
25. Stremel M.A. Destruction. Book 1, Destruction of the material. M., MISiS, 2014, 670 p. Book 2, Destruction of structures. M. MISiS, 2015, 976 p.
26. Efron L.I. Metallurgy in the big metallurgy. Pipe steels. M., Metallurgizdat, 2012, 696 p.
27. Yamaleev K.M., Gumerova L.R. Structural aspects of the destruction of metal pipelines. Ufa, AN RB, Gilem, 2011, 144 p.
28. Yi I.-C., Ha Y., Kwon K.H., Lee H., Kim N.J. Improvement of low temperature toughness of ferritic Mn steels by alloy modification. Metals and Materials International. 2015;21(3):461-469.
