CC BY
37
ТЕХНОЛОГИЯ МАШИНОСТРОЕНИЯ
УДК 539.4
DOI: 10.24412/2071-6168-2022-8-398-412
ВЛИЯНИЕ МИКРОСТРУКТУРНЫХ ФАКТОРОВ НА ХАРАКТЕР ВОДОРОДНОГО РАСТРЕСКИВАНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ
(ОБЗОР)
С.Н. Кутепов, Д.С. Клементьев, А.А. Калинин
В статье рассмотрено влияние микроструктуры зоны термического влияния и металла сварного шва на склонность сварного соединения к водородному растрескивания. Проанализировано влияние оксидных, сульфидных и карбидных включений их количества, геометрия и распределения на характер водородного растрескивания высокопрочных сталей и их сварных соединений. Обсуждается влияние примесных атомов, легирующих элементов и размеров зерен на чувствительность высокопрочных сталей к растрескиванию. Показано, что введение водородных ловушек в металл сварного шва имеет два потенциальных преимущества, которые помогут снизить восприимчивость сварных соединений к ВР: во-первых, это возможность свести к минимуму содержание диффузионно-подвижного водорода быстрее, чем произойдет дегазация водорода; во-вторых, способность этих ловушек помочь предотвратить локализованное скопление водорода в металле сварного шва во время термического цикла сварки, без осуществления обширной термической обработки. Таким образом, наличие в металле сварного шва высокоэнергетических водородных ловушек приводит к снижению диффузионно-подвижного водорода, который тем самым исключается из процессов охрупчивания и растрескивания сварных соединений высокопрочных сталей.
Ключевые слова: водородное растрескивание, водородные ловушки, диффузионно-подвижные водород, включения, примеси, границы зерен.
Водородное растрескивание (ВР), также известное как холодное растрескивание или замедленное разрушение является одной из наиболее распространенных проблем, возникающих при сварке ферритных сталей. Известно, что ВР заметно снижает механические свойства, такие как пластичность, прочность на разрыв и вязкость разрушения при сварке [1, 2]. Эта проблема имеет два аспекта. Во-первых, вероятность ВР в сварном соединении максимальна при температурах в диапазоне от -50 до 150 °С, что включает температуру окружающей среды [3, 4]. Во-вторых, ВР сварного шва часто происходит в течение нескольких часов или через несколько дней после сварки, и, хотя оно достаточно обширно, трещины очень трудно обнаружить без применения специализированных методов диагностирования. Поэтому ВР создает опасность причинения катастрофического разрушения сварного соединения во время его эксплуатации.
Водородное растрескивание при сварке высокопрочных сталей (в частности, феррит-ных) объясняется рядом внутренних и внешних факторов, основными из которых являются [5]: 1) чувствительность к растрескиванию закаленной микроструктуры, содержащей мартенсит или продукты бейнитного превращения; 2) достаточно высокая концентрация водорода в сварном шве, обычно выраженная через исходное содержание диффундирующего водорода в сварном шве, HD или H0; 3) высокий уровень трехосных остаточных растягивающих напряжений в сварном шве, часто принимаемый эквивалентным фактическому пределу текучести металла
сварного шва Яе; 4) толщина свариваемых деталей и геометрические параметры сварного соединения; 5) параметры процесса сварки, к которым относятся температура сварки и длительность сварочного цикла, температура начала мартенситного превращения, применение дополнительного подогрева свариваемых деталей.
В частности, зависимость чувствительности стали к ВР от микроструктурных факторов включает в себя характер металлической фазы; форму, размер и распределение дефектов (водородных ловушек); размер зерна; степень включения - когерентной металлической матрицы; а также степень сегрегации. Эти аспекты подробно рассмотрены Юриокой и Сузуки [4], а также Бернштейном и Прессшуром [6].
Имеющихся в настоящее время знаний о форме, размерах и распределении дефектов (водородных ловушек) с высокой энергией связи позволяющих удерживать водород и тем самым способствующих его более равномерному распределению в объеме металла недостаточно для получения микроструктур сварных соединений, которые обладали бы высокой стойкостью к ВР. Также необходима оценка критической концентрации водорода (ск) для инициации процесса ВР, соответствующей местам скопления ловушек, которая зависит от матрицы и типа ловушки.
Главной целью, которую необходимо достичь, является определение типа металлической фазы и микроструктурных дефектов, которые способствуют ВР. Во-вторых, следует понимать особенности распределения этих восприимчивых микроструктурных дефектов в металле сварного шва (которые являются результатом процесса затвердевания). Водородостойкая сталь, имеющая в своей структуре водородные ловушки, должна содержать тщательно распределенные участки высокоэнергетических ловушек для уменьшения диффузионно-подвижного водорода, связанного с микроструктурными дефектами, способствующими ВР.
Для достижения этой задачи необходимо оценить влияние затвердевания и фазовых превращений на структуру, размер и распределение ловушек, которые обычно существуют как включения. Благодаря этим знаниям могут быть выбраны водородные ловушки, которые необходимо создавать в сварных соединениях для обеспечения их низкой чувствительности к ВР.
Результаты и их обсуждение
1. Микроструктура зоны термического влияния. Наблюдение Харта [7] о зоне термического влияния (ЗТВ) различных сталей привело к выводу, что факторы, контролирующие ВР, делятся на два типа. Для высокого уровня содержания водорода (около 10 см3/100 г металла), устойчивость к ВР в основном контролировалась твердостью металла сварного шва. При более низком уровне содержания водорода (менее 5 см3/100 г), устойчивость к ВР определялась больше по микроструктуре, чем по твердости.
Твердость рассматривается как грубый индекс, описывающий восприимчивость металла к ВР. Значение 350 НУ часто указывается как максимально допустимая твердость ЗТВ для предотвращения ВР. Твердость по Виккерсу была сопоставлена с углеродным эквивалентом (Сэ), который является показателем прокаливаемости или потенциалом для образования в сварном шве мартенситной структуры. Твердость ЗТВ и твердость металла сварного шва для различных термических обработок предсказана с использованием различных углеродных эквивалентов, предложенных авторами работы [8].
Результаты, относящиеся к влиянию микроструктуры ЗТВ на ВР, были рассмотрены Сузуки и Юриокой [3]. Восприимчивость к ВР в ЗТВ увеличивается с увеличением твердости, следовательно, она увеличивается через ряд: нижний бейнит, закаленный и отпущенный мартенсит и мартенсит [9]. Твердая микроструктура способствует локализованному накоплению водорода в области трехосных напряжений, как это было отмечено Фаленом и Воганом [10], которые обнаружили, что водород накапливается в зоне растяжения наводороженного образца, испытываемого на изгиб, в мартенсите, но не в том же месте, что у образца с ферритной структурой. Шиапарелли с соавторами [11] исследовал образцы стали с различными микроструктурами, которые были погружены в одну и ту же водородсодержащую среду. Он сообщил, что мартенситные или бейнитные структуры проявляют высокую восприимчивость к ВР и разрушаются либо сколом, либо инетркристаллитно. Бейнитно-перлитные структуры проявляют некоторую восприимчивость и разрушаются пластичным интеркристаллитным образом. У фер-ритно-перлитных структур, которые имеют самую низкую восприимчивость, наблюдается морфология пластического разрушения.
При сварке высокопрочной стали следует предотвратить образование мартенсита и обычно сводить его к минимуму за счет снижения содержания углерода. В дополнение к низкому содержанию углерода большинство водородостойких сталей были разработаны путем
тщательного подбора легирующих элементов и их композиций, особенно таких элементов как марганец, хром, молибден, ванадий, медь, никель и кремний, которые способствуют образованию мартенсита [12].
2. Микроструктура металла сварного шва. Металл сварного шва не является металлом, полученным прокаткой, поскольку он имеет определенную память об опыте затвердевания с меньшей гомогенизацией, чем прокатанный металл, получаемый путем термомеханической обработки. Металл сварного шва обычно содержит высокую концентрацию кислорода и азота, главным образом в виде включений. Поскольку водородные ловушки непосредственно связаны с микроструктурными особенностями и их соответствующими интерфейсами, важно понять природу микроструктурных особенностей металла стального сварного шва и эволюцию этой микроструктуры.
Металл сварного шва имеет твердую структуру, содержащую как градиенты состава, так и микроструктуры. При охлаждении через двухфазное (жидкое-твердое) поле развивается смешанный профиль в жидкости перед поверхностью раздела твердый/жидкий слой. Состав растворенного вещества в жидкости, примыкающей к границе раздела твердый/жидкий, задается соотношением
с0 / к',
где Со - исходная композиция жидкого металла, а к' - коэффициент распределения растворенного вещества.
На расстояниях, удаленных от фронта кристаллизации, концентрация растворенного вещества уменьшается экспоненциально. По мере того, как происходит кристаллизация, перегородки растворяются между жидкостью и твердым веществом в соответствии с к'. По мере продвижения границы раздела между твердой и жидкой средой атомы растворенного вещества переносятся и накапливаются перед поверхностью раздела твердое вещество/жидкость. Поскольку соседние дендриты сгущаются и приближаются друг к другу, последняя жидкость, которая будет затвердевать в междендритной области, может иметь состав, равный 2(со / к').
Это междендритное перераспределение растворенного вещества происходит неоднократно по данному зерну.
Коэффициент распределения к' может иметь значения, больше или меньше единицы. В случае, когда к' меньше единицы, растворенные вещества будут понижать температуру ликвидуса сплава, а междендритная жидкость будет иметь более высокое содержание растворенного вещества, чем объемный материал. При к' больше единицы, добавление растворенного вещества увеличит температуру ликвидуса сплава, и растворенное вещество будет извлечено из междендритных областей. Для большинства легирующих элементов, добавленных в железо и никелевые сплавы, к' меньше единицы, что приводит к положительной сегрегации в междендритных областях.
Изменения состава металла сварного шва, особенно кислорода, могут приводить к включениям, которые колеблются в металле сварного шва во время одного поперечного прохода. Микросегрегация влияет на конкретные типы, число и распределение по размерам этих включений. Эти включения создают границы раздела, которые в какой-то мере будут служить водородными ловушками. Кроме того, это изменение состава приведет к изменению количества мартенсита в сварном шве, что может повлиять на транспортировку водорода в сварном шве во время охлаждения.
Во время ячеистой или дендритной кристаллизации, обычно наблюдаемой в стальных сварных соединениях, растворенные элементы разделяются на жидкую/твердую фазы на границе раздела твердый/жидкий слой, а концентрация жидкости может достигать высоких уровней растворенного вещества в междендритных пространствах. В случае дендритной кристаллизации можно предположить, что диффузия в жидкости может происходить по всему междендритному пространству и что диффузия в твердом теле происходит только для растворов с высокой диффузионной способностью.
Пренебрегая твердотельной диффузией, состав в жидкости на границе раздела твердое тело/жидкость может быть смоделирован неравновесным правилом рычага или уравнением Шейла [146]:
С! = ео/1 '-1, (1)
где Со - объемная концентрация растворенного вещества в сварочной ванне, Сь - концентрация в жидкости на границе раздела, к' - коэффициент распределения растворенного вещества.
Это уравнение может быть изменено для учета диффузии в твердом теле [14], если это необходимо. Коэффициент распределения растворенного вещества, к', оказывает сильное влияние на степень сегрегации. В нижеприведенной таблице представлены некоторые приблизительные значения коэффициента распределения растворенного вещества к' для различных элементов в низколегированной стали.
Коэффициенты распределения растворенных веществ
Элемент С Si Мп А1 ТС В 0 S N
к' о,17 о,8о о,7о о,95 о,5о о,оо1 о,о1 о,2о о,о4
Рассмотрим формирование включения следующей стехиометрии [15]:
xM+yN+zO = Мх^02. (2)
Свободную энергию образования, АО, для MxNyOz можно записать в виде:
АО = АО0 + ЯТ 1п-
Мх^02
(3)
[М]х|^]у[0]2
где [М], и [0] - активность растворения в жидкости; х, у и г - стехиометрические константы из уравнения (3). [MxNy0z] - активность для конкретного включения, и можно предположить, что она имеет значение единицы.
Используя уравнение (1) для представления степени сегрегации, активность растворенного вещества перед границей раздела твердой и жидкой фаз может быть записана в виде:
[М] = ММо]/^-1, (4)
[N1 = М^о]/^"1, (5)
[0] = [уо][0о/кЬ_1, (6)
где / - объемная доля жидкого металла, [Мо], [N0] и [0о] - объемные концентрации М, N и 0 в расплаве, [ум], [у^ и [у0] - коэффициенты активности растворенных веществ.
Подставляя уравнения (4)-(6) в уравнение (3), получаем свободную энергию в зависимости от доли оставшейся жидкости:
АО = АОо + ЯТ 1п-
Мх^02
х(1~км)+у )+г (1"ко) (7)
-+ят 1п /:
[УмMo]X[[УNNo]y[[yo0o]z Уравнение (7) выражает движущую силу свободной энергии для образования оксида. Первое слагаемое в правой части (АОо) представляет собой свободную энергию реакции в стандартном состоянии, что соответствует среднему составу легирующих элементов в сварочной ванне. Второй член представляет собой отклонение от стандартного состояния, вызванное изменениями температуры или концентраций реагентов, а третий член является поправочным коэффициентом для изменения свободной энергии, вызванного сегрегацией в процессе кристаллизации. Этот последний член является функцией стехиометрических констант и коэффициентов распределения растворенных веществ. Таким образом уравнение (7) можно использовать для анализа влияния микросегрегации на формирование различных типов включений в металле сварного шва.
Формирование включений в металле сварного шва можно рассматривать как двух-этапный процесс. Во-первых, первичные включения образуются реакциями раскисления в сварочной ванне выше температуры ликвидуса. Во-вторых, сегрегация во время кристаллизации увеличивает концентрации реагентов в междендритной жидкости. Это выделение на втором этапе приводит к увеличению размера существующих включений и образованию новых включений. Реакции образования на первом этапе приводятся в результате концентраций реагентов в сварочной ванне выше равновесного, и эти реакции можно считать приближенными к равновесию, когда сварочная ванна охлаждается до температуры ликвидуса. Это предположение часто используется при рассмотрении равновесий раскисления [14]. В равновесных условиях до начала кристаллизации движущая сила свободной энергии и конечный член, представляющий кристаллизацию, равны нулю. Условия в конце первого этапа могут быть представлены следующим образом:
АО 0 =- ЯТ 1п-
МхКу02
- ЯТ 1п К, (8)
[тмМо ]х[[тм^о ]у [[УоОО ]2
где К - коэффициент равновесия для реакции раскисления.
Предполагается, что для этой модели, реакции раскисления, которые составляют первую стадию образования включения, достигают равновесия, так что концентрации растворенных элементов сплава и кислорода в начале процесса кристаллизации могут быть рассчитаны из табличных значений коэффициентов равновесия.
Для оценки последовательности раскисления предполагается, что реакции раскисления первой ступени в сварочной ванне с раскислителями, такими как алюминий, достигают равновесия с раскислителями, такими как алюминий, уменьшая содержание растворенного кислорода в сварочной ванне до низких уровней. Рассмотрим сварной шов, изготовленный из полосовой углеродистой стали, которая был раскислена алюминием в ковше. Добавление алюминия в качестве стандартно раскислителя в количестве 0,05 мас. % позволяет снизить уровень растворенного кислорода до примерно 0,0006 мас. %. Химический состав, полученный на первой стадии раскисления, можно рассматривать как уровень кислорода вместе с химическим составов ковшевой пробы для остальных элементов. Это предположение является отправной точкой для второй стадии раскисления, которая происходит во время кристаллизации. Поскольку микросегрегация увеличивает концентрации элементов сплава и кислорода в междендритной жидкости, дополнительные реакции раскисления будут либо увеличивать количество оксидов в существующих включениях, либо формировать новые включения.
Вариации коэффициента распределения растворенного вещества, к' и в АО будут влиять на размер включений. Поскольку каждый тип включения будет иметь свою собственную свободную энергию образования, уравнение (9) также указывает, что каждое включение будет иметь свой собственный критический радиус для зарождения:
гс = -2У^, (9)
С АО
где у -межфазная энергия твердого тела/жидкости, V - молярный объем, ф - поправочный коэффициент для гетерогенного зарождения.
Ожидается, что количество включений, образовавшихся в процессе затвердевания, окажет значительное влияние на микроструктурные особенности, которые будут влиять на характер водородных ловушек. Влияние критического радиуса на скорость зародышеобразования I для конкретного включения металлического шва определяется следующим образом:
( , 2 ^
I = А ехр
-4пгС у 3ЯТ
(10)
Скорость зародышеобразования влияет как на распределение по размерам, так и на концентрацию включений. Уравнения (9) и (10) показывают, что на скорость зародышеобразо-вания для определенного типа включения влияет на соотношение равновесного распределения через критический радиус Гс и свободную энергию АО. Чтобы способствовать захвату водорода специфическими легирующими добавками, важно, чтобы эти добавки выдержали первичное раскисление и участвовали во вторичном междендритном раскислении, так что эти элементы находятся на краю первичных включений или являются частью состава мелких междендритных включений.
3. Роль включений в снижении водородного растрескивания сварных соединений высокопрочных сталей. Включения имеют потенциал для снижения ВР в высокопрочной стали двумя способами: 1) путем содействия образованию более жесткой микроструктуры и 2) путем захвата водорода в течение цикла охлаждения после сварочного процесса.
В настоящее время подтверждена роль сульфидных и оксидных включений в продвижении более жесткой микроструктуры за счет уменьшения прокаливаемости микроструктуры сварки. Наблюдения о роли захвата водорода включениями сильно зависят от энергии связи ловушечных включений. Олсон с соавторами [16] показали, что необратимые ловушки могут препятствовать ВР, способствуя ускоренному уменьшению диффузионно-подвижного водорода в течение цикла охлаждения сварного соединения. Таким образом, количество диффузионно-подвижного водорода при температурах чувствительных к ВР (ниже 100 °С) может быть
гарантировано ниже допустимого предела. Эффективность включений при предотвращении ВР зависит не только от их энергий связи, но и от многих других факторов, таких как начальная температура мартенситного превращения и напряженное состояние на границе раздела включение-матрица.
Роль оксидных включений. Растворимость кислорода в жидком железе составляет около 1боо ррт (частей на миллион) при температуре плавления [15]. Во время кристаллизации эта растворимость уменьшается до ~ 8бо ррт при 15оо °С в 5-железе. Кислород из-за его низкой растворимости в железе будет сочетаться с другими легирующими элементами с образованием оксидов. Большинство легирующих элементов, присутствующих в жидкой стали, уменьшают растворимость в кислороде через равновесие раскисления. Сталеплавильные процессы, как правило, дают аналитические уровни кислорода в диапазоне от 7о до 1оо ррт. Сварные швы обычно насыщены кислородом до уровня в несколько ррт, а с течением времени раскисляются кислородом до уровня около 2оо-3оо ррт с образованием оксидных включений.
Именно эти оксидные включения влияют на микроструктуру металла сварного шва в низкоуглеродистых и высокопрочных сталях [17-19]. Лиу и Олсон [15, 19] предположили, что для сварных соединений из низкоуглеродистых микролегированных сталей желательно присутствие большого количества включений размера, большего, чем диаметр Зинера, для продвижения крупных исходных аустенитных зерен. Крупные исходные аустенитные зерна обеспечивают большую долю зерна аустенита для достижения большего переохлаждения и, таким образом, создают более мелкую ферритную структуру, а не создают большое количество алло-триоморфного феррита или зернограничного феррита. Лиу и Олсон [19] также предположили, что внутризеренные оксидные включения, особенно те, которые обогащены титаном и алюминием, будут способствовать образованию высокопрочного игольчатого феррита. Они показали [15, 19], что тип и размер распределения оксидных включений являются функцией кислорода наплавленного металла и содержания легирующих элементов.
Важную роль в зарождении игольчатого феррита играют включения в диапазоне размеров от о,1 до о,5 мкм. Включения размером менее о,1 мкм играют важную роль в закреплении границ зерен аустенита для предотвращения роста зерна и, следовательно, приводят к избыточному содержанию зернограничной ферритной фазы. Этот зернограничный феррит способствует ВР металла сварного шва. Размер и распределение этих включений не только важны для разработки предпочтительных микроструктур, но также значительно влияют на водородные ловушки в металле сварного шва, поскольку эти включения обеспечивают границы зерен, которые являются первичными местами водородных ловушек.
Ряд оксидных включений был идентифицирован как относительно слабые, но необратимые ловушки, такие как АЬ03 (Ев = 79 кДж/моль) и оксид железа (Ев = 5о...7о кДж/моль) [2о]. Производительность этих слабых необратимых ловушек в предотвращении ВР сильно зависит от микроструктуры или, более конкретно, от начальной температуры мартенситного превращения.
Восприимчивость сталей к ВР зависит от характеристик границы раздела включение-матрица [11]. Некоторые оксидные включения, такие как АЬ03 и Са-АЬ03, являются недефор-мируемыми. Эти включения действуют как усилители напряжений и способствуют локализованной пластической деформации в сталях [16, 19, 2о]. Концентрация водорода вокруг включения может быть увеличена локально, а критическая концентрация для инициации процесса ВР может быть достигнута ранее. В других включениях водородные ловушки помогают предотвратить ВР путем стимулирования декогезии, что может способствовать образованию затупленных трещин на границе раздела включение-матрица, вместо разрушения оксидных включений. Разрушение границы раздела включение-матрица приводит к локальной релаксации условия плоской деформации в вершине трещины, как было предложено авторами работы [21]. Таким образом, водородные ловушки могут увеличить значение величины критического напряжения зарождения коррозионных трещин при ВР, поскольку механизм релаксации напряжений доступен без образования острой трещины.
Роль сульфидных включений
Сузуки и Юриока [3] обобщили многочисленные публикации, в которых сообщалось об увеличении чувствительности к ВР сталей с низким содержанием серы. Повышенная прока-ливаемость из-за сверхнизкой концентрации серы была признана основной причиной повышенной чувствительности к ВР [22]. Снижение содержания серы в твердой микроструктуре, вызванной потерей зародышеобразования внутризеренного феррита обычно способствует образованию сульфидных включений, в частности Мп8. Ямамото [23] предположил, что образова-
ние MnS вокруг оксида или нитрида создало обедненную марганцем зону, которая способствовала диффузии углерода и зарождению феррита в окрестности включения. Считается, что для зародышей феррита важно количество сульфидных включений, а не количество серы. Поскольку включения MnS образуются вокруг оксидных или нитридных включений, большое количество сульфидных включений может быть получено путем использования нескольких тонкодисперсных оксидов, таких как оксисульфид редкоземельных металлов (РЗМ), оксид кальция и оксид титана [23, 24], в то время как оксид алюминия неэффективен для зародыше-образования феррита из-за его, как правило большого размера [25].
В то время как содержание серы в стали было уменьшено для улучшения механических свойств, в некоторых источниках было показано, что уменьшение неметаллических включений, главным образом сульфидов, может увеличить чувствительность ЗТВ к ВР. Хирос, Араки и Кикута [26] отметили, что в закаленных и отпущенных высокопрочных низколегированных сталях, содержащих 10 ррт водорода значение величины критического напряжения зарождения коррозионных трещин при ВР увеличилось с увеличением содержания серы до 300 ррт. Содержание серы прямо пропорционально плотности включений MnS, наличие которых являлось основной микроструктурной особенностью, ответственной за подавление ВР. Поскольку матрица всего образца была мартенситом, эти сульфиды считались не уменьшающими чувствительность стали к ВР за счет снижения ее прокаливаемости. Вместо этого из-за того, что кажущаяся диффузия водорода уменьшалась с увеличением плотности MnS, вышеупомянутые исследователи пришли к выводу, что включения MnS служили местами водородных ловушек, тем самым подавляя процесс ВР.
Авторы работ [26, 27] предположили, что присутствие водорода на границе этих включений не стало местом где произошло ВР, поскольку включения MnS деформируемы. Деформируемые включения, такие как MnS и оксид MnS, не повышают уровень локальных напряжений и, таким образом, не способствуют ВР. Сульфид марганца был идентифицирован как слабая необратимая ловушка с энергией связи 72 кДж/моль [27].
Роль карбидных включений. Выделения ТЮ в микролегированной высокопрочной низколегированной стали представляли большой интерес для многих исследователей из-за высокой энергии связи (Eв = 95 кДж/моль) [28]. Стивенс и Бернштейн [29] попытались оценить механические характеристики ТЮ в высокопрочной низколегированной стали. К сожалению, они не могли исключить вредного влияния сегрегации серы или фосфора на границах зерен, которые имели место при отжиге, способствующем изменению плотности выделений ТЮ. Было показано, что присутствие малых и тонкодисперсных выделений ТЮ повышает стойкость стали к ВР, поскольку они компенсировали снижение стойкости к ВР, вызванную сегрегацией серы или фосфора. По мнению авторов, без наличия таких участков глубокой ловушки, вязкость разрушения наводороженной высокопрочной низколегированной стали значительно уменьшится.
Включения карбида ванадия (УС) также были исследованы в качестве водородных ловушек, чтобы предотвратить отслоение оболочки изготовленной из аустенитной нержавеющей стали 2,25 Сг-1 Mo [30]. Отслоение обычно происходит на границе раздела двух слоев стали, когда водородсодержащий сосуд высокого давления охлаждается от повышенной температуры. В то время как отслоение в обычной стали начало происходить, когда образец охлаждался при температуре 450 °С и давления водорода 14,7 МПа, отслоений в модифицированной УС стали не наблюдалось даже после охлаждения при температуре 500 °С и давлении 19,6 МПа (и, следовательно, сталь содержала большее количество водорода). Авторы [30] предположили, что роль УС обусловлена водородной ловушкой, которая облегчает локализацию водорода на границе оболочки.
Более полная оценка влияния частиц УС на стойкость стали к ВР была также проведена авторами работы [31]. Два аналогичных класса сталей - 4340 и ASTM А723 были легированы ванадием для получения одинакового содержания ванадия и углерода. Легирование ванадием способствовало образованию частиц УС, которые, как было показано, значительно увеличивают стойкость стали к ВР по сравнению с обычными сталями. Индекс охрупчивания для стали 4340 уменьшился за счет образования частиц УС с 61,2 % до 22,2 %. Аналогичный эффект наблюдали для стали ASTM А723 (5,8 % против 3,8 %). Количественная оценка энергии связи частиц УС не сообщается. Исследования методом вакуум-экстракции, проведенные авторами, показали, что частицы УС не выделяют захваченный водород во время повторного нагрева образца до температуры 200 °, что означает, что эти частицы являются необратимыми ловушками.
4. Включения-ловушки: тип, количество, геометрия и распределение. Считается, что форма включения может играть существенную роль в ВР, поскольку она часто определяет давление водорода, которое может быть достигнуто на границе раздела [32]. Форма включения также изменяет локальное напряженное состояние [33] и транспортировку водорода к потенциальным местам зарождения трещин, включая саму ловушку [34]. Прессшур в ловуш-ковой теории водородного охрупчивания [35] показал, что удлиненные включения Мп8 способствовали зарождению трещины при более низкой критической концентрации водорода (сК), чем округлые, и что эффект был более выражен в структуре бейнит-мартенсит, чем в структурах феррит-перлит. Следовательно, желательны мелкие сферические частицы второй фазы, особенно те частицы, которые имеют когерентные границы раздела. Большие включения вредны из-за их большей вероятности пересечения границ зерен и повышения чувствительности к ВР.
В то время как тонкие включения могут быть получены путем обеспечения большего числа центров зародышеобразования в жидком расплаве [36], предпочтительные небольшие сферические включения могут быть достигнуты путем уменьшения содержания примесей металлоидов [37], включая серу. Тем не менее, существует предел для уменьшения содержания серы из-за повышенного риска формирования структуры мартенсита. Применение РЗМ или обработка кальцием считаются эффективными решениями для проблемы включения сульфидов в сталь при ВР. Эти обработки сфероидизируют включения сульфидов, сохраняя размер менее одного микрометра и увеличивая общее количество включений. Поэтому обработка РЗМ позволяет свести к минимуму содержание серы, но все же получить достаточное количество участков зародышеобразования внутризеренного феррита.
Влияние типа и плотности включений на водородное охрупчивание стали 2,25 Сг-1 Мо было исследовано Валентини [38]. Включения Мп8 в бейнитно-мартенситной матрице всегда были связаны с участками зарождения трещин, в то время как карбиды не были. Было обнаружено, что максимальная критическая концентрация водорода для ВР была получена для образцов, которые содержали мелкодисперсионные включения М7С3 и М23С6, ведущие себя как необратимые ловушки. Было также показано, что соотношение между твердостью и критической концентрацией водорода имеет смысл только при корреляции с содержанием диффузионно-подвижного водорода. Однако общее содержание водорода не коррелировало с твердостью микроструктуры. Эти результаты показали, что характер и плотность водородных ловушек должны быть соотнесены с величиной твердости металлической фазы для разработки более согласованного индикатора ВР.
5. Сегрегация по внутренним границам. Некоторые сегрегации примесей (металлоиды) являются вредными, и, как известно, уменьшает когезионную прочность внутренних границ. Этот эффект может быть синергическим с эффектом захвата межфазного водорода [39]. Особенно подвержены таким эффектам стали, содержащие никель, хром и молибден, и аусте-нитные стали, которые склонны к отпускной хрупкости [6]. Было установлено, что никель и хром способствуют сегрегации фосфора, сурьмы, олова и мышьяка на внутренних границах, в то время как марганец способствует сегрегации фосфора [37]. Кроме того, было обнаружено, что углерод, марганец и кремний снижают интенсивность порогового напряжения (Кц,) при ВР когда они разделены на границах зерен [24, 4о, 41]. Эти данные для углерода являются нестандартными, поскольку обычно он способствует упрочнению границ зерен [42].
В металлографическом и фрактальном исследовании Линч [43] показал, что разрушение вследствие ВР в отпущенной мартенситной высокопрочной стали зависит от степени сегрегации примесей. Различные температуры отпуска образцов стали варьировали степень сегрегации примесей. При низкотемпературном отпуске (29о °С), поверхность трещины проявляла ямочный излом преимущественно вдоль границ реечного мартенсита. При среднем отпуске (4оо °С), Линч наблюдал хрупкую поверхность трещины при межзеренном растрескивании, которая следовала за границами аустенитного зерна. Наконец, после высокотемпературного отпуск (6оо °С) наблюдался ямочный межзеренный излом вдоль границ исходного аустенитно-го зерна. В отсутствии наводороживающей среды изломы сталей во всем диапазоне температур отпуска были транскристаллитными и ямочными. В отсутствии наводороживающей среды ямки были больше и глубже, чем эти ямочки после ВР.
Было предложено снижение вязкости разрушения границы зерен из-за сегрегации как примесных атомов, так и атомов водорода [44, 45]. Формула для определения вязкости разрушения при воздействии сегрегации примесей представлена в [46]:
ау = а'у -агХг1/2 -аяС0ехрехр\=Т), (11)
где а у и а'у - напряжение разрушения окружающей среды и напряжение разрушения в отсутствие примесей и водорода соответственно.
Слагаемые X и С„ ехр \аVн I ехр I-Ев I - граничные концентрации примесей и во-0 1 ЯТ } 1 ЯТ } дорода соответственно; слагаемые аг- и ан - это константы, ¥н и Ев - частичный молярный объем для водорода и энергия связи на границе зерен, о - действующее гидростатическое напряжение на границе зерна. Разрушение происходит, когда о больше, чем оу.
Были получены различные результаты при исследовании захвата водорода на границах примесь-сегрегированные границы зерен в сплавах железа. Ли с соавторами [47, 48], используя анализ термической десорбции водорода в железе и углеродисто-марганцевых сталях, сообщили, что снижение максимальной температуры скорости выделения водорода происходит по мере увеличения концентрации серы и фосфора на границах зерен. Было высказано предположение, что как энергия связи водород-ловушка, так и количество ловушек снижаются с увеличением сегрегации этих примесей на границах зерен. С другой стороны, Пюин и Лим [49], из измерений электропроницаемости никель-хромовой стали, сообщили, что добавление легирующих элементов никеля, хрома и марганца к железу увеличивает плотность ловушек, в то время как сегрегация фосфор слегка увеличивает энергию связи водород-ловушка. Ожидается, что некоторые из вышеуказанных легирующих элементов будут сегрегированы фосфором на границах зерен и могут иметь некоторое влияние на захват водорода на границах зерен. На самом деле, захват водорода в этих сложных границах зерен может рассматриваться как проблема сегрегации. Таким образом, сегрегацию водорода на границах зерен, по-видимому, необходимо рассматривать совместно с другими легирующими или примесными элементами в матрице железа.
Термодинамическая модель сегрегации границ зерен в многокомпонентных сплавах была разработана Гутманом [50] для регулярных тройных растворов, где занятие элемента на границе зерна зависит как от бинарного, так и от тройного коэффициента взаимодействия легирующих элементов. Эта модель была успешно объяснена несколькими случаями сегрегации между легирующими и примесными элементами, а также восходящей диффузией углерода в Fe-Si-C стали. Несмотря на то, что сегрегация водорода на внутренних границах обычно происходит после завершения сегрегации других более крупных элементов, такие модели термодинамики, которые включают сегрегацию водорода в многокомпонентной системе, очень полезны для понимания синергетических взаимодействий легирующих элементов, примесей металлоидов и водорода на внутренних границах.
6. Влияние размера зерна. В литературе имеются противоречивые данные о влиянии размера зерна на водородную хрупкость. Противоречия могут возникать из-за различий в степени сегрегации водорода на границах зерен в образцах, имеющих разный размер зерна [51]. Другой возможной причиной этих противоречий являются различные микроструктуры, полученные в попытке произвести различные размеры зерен.
Авторами работы [9] было показано, что мелкие размеры зерен, а также малые размеры карбида оказывают благотворное влияние на стойкость против ВР. Поскольку границы зерен являются областями захвата водорода, утонение зерна должно иметь благоприятный эффект, потому что водород более равномерно распределен [34]. Более того, сегрегирующие элементы, которые снижают когезионную прочность границ зерен, также будут более равномерно распределены. Такие благоприятные эффекты утонения зерна наблюдались как для ферритных, так и для аустенитных сталей [52-54]. Исследования Проктора и Пакстона [52] стали 4340, подвергнутой термоциклированию, показали, что измельчение зерна привело к увеличению времени разрушения в процессе коррозионного растрескивания под напряжением.
Противоположные выводы были сделаны Картером [55], использовавшим сталь АК1 4340 с добавлением кремния, и Лессаром и Герберичем [56], использующим отпущенную сталь АК1 4340, которая получила более длительное время до разрушения, поскольку размер зерна стал более грубым. Герберич [44] предположил, что кинетика роста трещин в основном зависит от контроля процесса диффузии, который может быть связан или с областью границы зерен или количеством остаточного аустенита на границе. Райдер с соавторами [57] также сообщали о сходных результатах для стали АК1 4340 и предположили, что крупный размер зерна аусте-
нита обеспечивает границы зерен, которые способствуют разветвлению трещин, что улучшает ударную вязкость стали.
Легирующими элементами, обычно используемыми для измельчения зерен, являются ниобий и ванадий ниже о,о5 мас. %, а также алюминий, когда он образует оксиды. Однако ниобий и ванадий повышают твердость ЗТВ при сварке с более высоким подводом тепла или при сварке с более длительным временем охлаждения за счет дисперсионного упрочнения их кар-бонитридами [58-6о]. В случае добавления алюминия эффект сверхтвердости проявлялся в о,35 С-1,5 Мп стали [61]. Некоторые авторы сообщили об увеличении чувствительности сталей к ВР, с увеличением содержания алюминия [62], тогда как Кэмпбелл [63] не обнаружил такого эффекта алюминия в процессе испытаний на ВР.
7. Микролегирующие элементы и примеси. Для достижения различных физических и механических свойств высокопрочных низколегированных сталей в них были специально добавлены различные химические элементы, которые могут оказывать синергетическое влияние на ВР. Систематическое исследование не проводилось; однако, общие тенденции были описаны Бернштейном [6, 29]. Более подробное обсуждение влияния отдельных легирующих элементов было также рассмотрено Лунарской [64] для низкоуглеродистой стали. Среди многих легирующих элементов марганец, как представляется, в целом повышает чувствительность стали к ВР, в то время как добавки кремния, ванадия, ниобия, кобальта и палладия снижают чувствительность к ВР. Синергетические эффекты легирующих элементов на ВР не ограничиваются способностью к захвату каждого растворенного элемента или частицы включения, но также связаны с микроструктурой и сложными взаимодействиями между легирующими элементами. Конкретная роль растворенных веществ в формировании микроструктуры может отличаться, что приводит к увеличению или уменьшению когезионной прочности в матрице или межфазном пространстве, а также к изменениям энергии связи дефектов и подвижности дислокаций. Эти микроструктурные изменения могут изменить устойчивость к зарождению, распространению и остановке трещины.
Исследование влияния микролегирования при сварке высокопрочной стали было проведено Ватанабе [65]. Он отметил, что как содержание сульфидных включений, так и восприимчивость к ликвации в ЗТВ могут быть сопоставлены с ВР двух различных сталей - НУ-80 и 8М50В. Полосы сегрегации в холоднообработанной структуре стали HY-80 обогащены растворенными элементами, таким как никель, хром и молибден. Плавление в этой полосе происходит при относительно низкой температуре, а мигрирующие границы зерен аустенита, вероятно, пересекаются с этой полосой и становятся блокированными. Кроме того, включения Мп8 могут растворяться и осаждаться на этих границах зерен. Транспортировка марганца и серы усиливается образующейся жидкостью, так что концентрация включений Мп8 выравнивается на пересечениях границ зерен, обогащенных растворенными веществами. Кроме того, полоса сегрегации является сильно кристаллизуемой, и в течение цикла охлаждения будет образовываться мартенсит. Сочетание жесткой матрицы и высокой способности к образованию Мп8 включений как водородных ловушек производит области с высокой чувствительностью к ВР.
В отличие от полос сегрегации в стали HY80, полоса сегрегации стали 8М50В содержит только марганец и небольшое количество кремния. При нагревании марганец диффундирует из полосы сегрегации, и никакого ожижения не происходит. Следовательно, сегрегация марганца и серы на границах аустенитных зерен ограничена. Поэтому сопротивление этой стали ВР выше, чем сопротивление стали HY-80, потому что нет локальных затвердевших областей, содержащих высокую плотность включений Мп8.
8. Роль ловушек в снижении риска водородного растрескивания. Во многих случаях невозможно предотвратить образование дефектов с низкой критической концентрацией водорода (ск) для значений ВР. Поэтому необходимо снизить количество водорода, захватываемого такими дефектами. Когда поглощение водорода сталью не может быть устранено, как например в случае сварочных процессов, введение водородных ловушек в сталь рассматривается как возможное решение. Чтобы быть эффективными, сами водородные ловушки должны иметь высокое значение (ск). Предпочтительные водородные ловушки должны быть округлыми, мелкими, равномерно распределенными и сильно необратимыми. К таким ловушкам относят элементы замещения, такие как скандий, лантан, кальций, тантал, неодим, гафний и иттрий или карбонитриды с такими элементами, как ванадий, цирконий, титан, ниобий и бор [6, 9, 51].
Добавление блокирующих элементов к стали также считается возможным решением, поскольку они эффективно уменьшают растворимость водорода и его диффузию. К ним относят палладий, кобальт, алюминий, кремний, золото, платину, серебро и иногда медь. Никель
как важный легирующий элемент в высокопрочной стали не может рассматриваться как блокирующий элемент, поскольку он проявляет слегка отрицательное значение коэффициента взаимодействия 8H [66]. Другие блокирующие элементы, такие как сера, фосфор, мышьяк и сурьма, особенно в присутствии никеля и хрома, признаны вредными, поскольку они сегрегируют на внутренних границах [6].
Заключение. Введение водородных ловушек в металл сварного шва имеет два потенциальных преимущества, которые помогут снизить восприимчивость сварных соединений к ВР. Во-первых, это возможность свести к минимуму содержание диффузионно-подвижного водорода быстрее, чем произойдет дегазация водорода. Во-вторых, способность этих ловушек помочь предотвратить локализованное скопление водорода в металле сварного шва во время термического цикла сварки, без осуществления обширной термической обработки. Выбор водородных ловушек для предотвращения ВР требует дополнительной информации, а не только анализа характеристик их захвата водородом. Таким образом, наличие в металле сварного шва высокоэнергетических водородных ловушек приводит к снижению диффузионно-подвижного водорода, который тем самым исключается из процесса охрупчивания сварных соединений высокопрочных сталей.
Список литературы
1. Колачев Б.А. Водородная хрупкость металлов. М.: Металлургия, 1985. 216 с.
2. Hirth J.P. Effects of hydrogen on the properties of iron and steel // Metall. Trans. A. 1980. V. 11A. P. 861-890.
3. Yurioka N., Suzuki H. Hydrogen-assisted cracking in C-Mn and lowalloy steel weldments // Inter. Mat. Rev. 1990. Vol. 35. № 4. P. 217-249.
4. Шоршоров М.Х. Металловедение сварки стали и сплавов титана. М.: Изд-во Наука, 1965.336 с.
5. Yatake T., Yurioka N. Studies of delayed cracking in steel weldments (Report 3) // Journal of the Japan Welding Society. 1981. Vol. 50 № 3. P. 291-296.
6. Bernstein I.M. Pressouyre G.M. The role of traps in the microstructural control of hydrogen embrittlement of steels // in book: «Hydrogen degradation of ferrous alloys»; Editors R.A. Oriani, J.P. Hirth and M. Smialowski. Noyes Publications. New Jersey, 1985. P. 641-685.
7. Hart P.M. Resistance to hydrogen cracking in steel weld metals // Welding Journal. 1986. Vol. 6. № 1. P. 14s-22s.
8. An analysis of microstructure, strain and stress on the hydrogen accumulation in the weld heat-affected zone / N. Yurioka, S. Ohshita, H. Nakamura, K. Asano. IIW-Doc. IX-1161-80. Nippon Steel Corporation, The International Institute of Welding, Japan, 1980. 18 p.
9. Thompson A.W., Bernstein I.M. The role of metallurgical variables in hydrogen-assisted environmental fracture // Advances in Corrosion Science and Technology. Plenum Press: New York 1980. P.53-175.
10. Phalen D.I.; Vaughan D.A. The Role of Surface Stress on Hydrogen Absorption by 4340 Steel // Corrosion. 1968. Vol. 24. № 8. P. 243-246.
11. Relation between different inclusion-matrix interfaces in steels and the susceptibility to hydrogen embrittlement / E. Schiapparelli, S. Prado, J.J. Tiebas, J. Garibaldi // Journal of Mater. Sci. 1992. Vol. 27. P. 2053-2060.
12. Easterling K. Introduction to the Physical Metallurgy of Welding. 2nd edn. Oxford: Butterworth-Heinemann, 1992. 282 p.
13. Flemings, M.C. Solidification Processing. New York: McGraw-Hill Book Company, 1974.423 p.
14. Clyne T.W., Kurz W. Solute redistribution during solidification with rapid solid state diffusion // Metall. Trans. A. 1981. Vol. 12A. P. 965-971.
15. Frost R.H., Liu S., Olson D.L. Influence of Solidification on Inclusion Formation in Welds // Proc. 3rd International Conference on Trends in Welding Research (June 1-5, 1992). Gat-linburg, TN, ASM, Materials Park, OH, 1993. P. 205-209.
16. Olson D.L., Maroef I., Lensing C., Smith D., Wildeman T., Eberhart M. // in book: Hydrogen Management in Steel Weldments; ed. J.L. Davidson and D.L. Olson. Melbourne, Australia, DSTO and WTIA. 1996. P. 1-19.
17. Dowling J.M., Corbett J.M., Kerr H.W. Inclusion phases and the nucleation of acicular ferrite in submerged arc welds in high strength low alloy steels // Metall. Trans. A. 1986. Vol. 17A., P. 1611-1623.
18. Harrison P.L., Farrar R.A. Influence of oxygen-rich inclusions on the y^a phase transformation in high-strength low-alloy (HSLA) steel weld metals // Journal of Mater. Sci. 1981. Vol. 16. P. 2218-2226.
19. Liu S., Olson D.L. The Role of Non-metallic Inclusions in Controlling HSLA Weld Microstructures // Welding Journal. 1986. Vol. 65. P. 134-s-149-s.
20. Lee J.L., Lee J.Y., The interaction of hydrogen with the interface of АЬОз particles in iron // Metall. Trans. A. 1986. Vol. 17A. P. 2183-2186.
21. Venkatasubramanian T.V, Baker T.J. Role of elongated MnS inclusions in hydrogen em-brittlement of high-strength steels // Metal Sci. 1982. Vol. 16. № 12. P. 543-554.
22. Cottrell C.L.M. Hardness equivalent may lead to a more critical measure of weldability // Met. Constr. 1984. Vol. 16. № 12. P. 740-744.
23. Newly developed Ti-Oxide bearing steel having high HAZ toughness / K. Yamamoto, S. Matsuda, T. Haze, R. Chijiiwa Proc. Symp. «Residual and unspecified eleemens in steel». ASTM STP: Miami, FL, 1987. P. 266-284.
24. Nakanishi M., Komizo Y., Seta I. Improvement of Welded HAZ Toughness by Dispersion with Nitride Particles and Oxide Particles // Journal Jpn. Weld. Soc. 1983. Vol. 52. № 2. P. 117124.
25. Hirai Y., Minakawa S., Tsuboi J. Effects of Sulphur on Hydrogen- Assisted Cracking in Al Killed Steel Platesю IIW DOC. DC-1160-80. Miami, FL, American Council, AWS, 1980.
26. Kikuta Y., Araki T., Hirose A. Effect of non-metallic inclusions on hydrogen assisted cracking // Transactions of the Japan Welding Society. 1988. Vol. 19. № 1. P.60-65.
27. Lee S.M., Lee J.Y. The effect of the interface character of TiC particles on hydrogen trapping in steel // Acta Metall. 1987. Vol. 35. № 11. P. 2695-2700.
28. Pressouyre G.M., Bernstein I.M. A quantitative analysis of hydrogen trapping // Metall. Trans. A. 1978. Vol. 9A. № 11. P. 1571-1580.
29. Stevens M.F., Bernstein I.M. Microstructural trapping effects on hydrogen induced cracking of a microalloyed steel // Metall. Trans A. 1989. Vol. 20A. № 5. P. 909-919.
30. Improvement in Resistance to Disbonding of Stainless Steel-overlayed 2 1/4Cr-1Mo Steels / J. Shimomura, Y. Nakano, S. Nakano, S. Ueda // ISIJ International. 1991. Vol. 31. № 4 P. 379-386.
31. Spencer G.L., Duquette D.J. The Role of Vanadium Carbide Traps in Reducing the Susceptibility to Hydrogen Embrittlement of High Strength Alloy Steels: PhD. Thesis. RPI, Troy, NY, May 1997.
32. Yu H.Y., Li J.C.M. Hydrogen embrittlement due to hydrogen-inclusion interactions // Journal Nucl. Met. 1976. Vol. 20. P. 872.
33. Iino M. The extension of hydrogen blister-crack array in linepipe steels // Metall. Trans. A. 1978. Vol. 9A. № 11. P. 1581-1590.
34. Li J.C.M. Physical chemistry of some microstructural phenomena // Metall. Trans. A. 1978. Vol. 9A. № 10. P. 1353-1380.
35. Pressouyre G.M., Bernstein I.M. An example of the effect of hydrogen trapping on hydrogen embrittlement // Metall. Trans. A. 1981. Vol. 12A. № 5. P. 835-844.
36. Iino M., Nomura N., Takezawa H., Takeda T. Engineering solutions to the H2S problem in linepipes // Proc. of Int. Conf. on Current Solutions to Hydrogen Problems in Steels, ASM Int., 1982. P.159-167.
37. Pressouyre G.M. // in book: Current Solutions to Hydrogen Problems in Steels, (ed. C.G. Interrante and G.M. Pressouyre), Metals Park, Ohio, ASM, 1982. P. 18-34.
38. Influence of titanium and carbon contents on the hydrogen trapping of microalloyed steels / R. Valentini, A. Solina, S. Matera, P. Gregorio // Metall. Mater. Trans. A. 1996. Vol. 27A. № 12. P. 3773-3780.
39. Прогнозирование долговечности деформированных сталей: монография / Н.Н. Сергеев, В.П. Баранов, Г.М. Журавлев, С.Н. Кутепов, А.Н. Сергеев, А.Е. Гвоздев. - Тула: Изд-во ТулГУ, 2019. 319 с.
40. Bandyopadhyay N., Kameda J., Mcmahon C.J. Hydrogen-induced cracking in 4340-type steel: Effects of composition, yield strength, and H2 pressure / Metall. Trans. A. 1983. Vol. 14. № 4. P. 881-888.
41. Kameda J., Mcmahon C.J. Solute segregation and hydrogen-induced intergranular fracture in an alloy steel / Metall. Trans. A. 1983. Vol. 14. № 4. P. 903-911.
42. Cottrell A.H. Strengthening of grain boundaries by segregated interstitials in iron // Materials Science and Technology. 1990. Vol. 6. № 2. P. 121-123.
43. Lynch S.P. Environmentally assisted cracking: Overview of evidence for an adsorption-induced localised-slip process // Acta Metall. 1988. Vol. 36. № 10. P. 2639-2661.
44. Gerberich W. W. Effect of hydrogen on high-strength and martensitic steels // Proc. 1st Intern. Conf. on Current Solution to Hydrogen Problems in Steels; C.G. Interrante and G.M. Pres-souryre (ed.). ASM, 1982. P. 115-147.
45. Ritchie R.O., Nott J.F., Rice J. On the relationship between critical tensile stress and fracture toughness in mild steel // Journal Mech. Phys. Solids. 1973. Vol. 21. P. 395-410.
46. Gerberich W.W, Wright A.G. // in book: «Environmental Degradation of Engineering Materials in Hydrogen».; Eds., M.R. Louthan, R.P. McNitt and R.D. Sisson. VPI Press, Blacksburg, VA, 1981. P. 183-205.
47. Lee J.Y., Chung U.I., Ahn D.S. The effects of phosphorus on the hydrogen trapping at grain boundaries in low carbon steel // Mater. Sei. Eng., 1987. Vol. 95. P. 273-280.
48. Kweon D.W., Lee J.Y. Effect of sulphur on the hydrogen trapping phenomena at the grain boundary in iron // Journal Mater. Sci. 1989. Vol. 24. № 5. P. 1629-1633.
49. Pyun S.I., Lim C. Hydrogen trapping at phosphorus-segregated grain boundaries in nickel-chromium steel // Corrosion Science. 1993. Vol. 35. № 1-4. P. 531-539.
50. Guttman M. Equilibrium segregation in a ternary solution: A model for temper embrittlement // Surface Science. 1975. Vol. 53. № 1. P. 213-227.
51. Использование водородных ловушек для контроля процесса водородного растрескивания сварных соединений высокопрочных сталей / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, С.Н. Куте-пов, А.Е. Гвоздев, Н.Е. Стариков, О.В. Пантюхин // Известия Тульского государственного университета. Технические науки. 2018. Вып. 4. С. 344-356.
52. Proctor R.P.M., Paxton H.W. The effect of prior-austenite grain-size on the stress-corrosion cracking susceptibility of AISI 4340 steel. // Trans. ASM. 1969. Vol. 62. P. 989-999.
53. Rath B.B., Bernstein I.M. The relation between grain-boundary orientation and intergranular cracking // Metall. Trans. 1971. Vol. 2. P. 2845-2851.
54. Louthan M.R., Donovan J.A., Rawl D.E. Effect of high dislocation density on stress corrosion cracking and hydrogen embrittlement of type 304L stainless steel // Corrosion. 1973. Vol. 29. № 3. P. 108-111.
55. Carter C.S. The effect of silicon on the stress corrosion resistance of low alloy high strength steels // Corrosion. 1969. Vol. 25. № 10. P. 423-431.
56. Lessar J.F., Gerberich W.W. Grain Size Effects in Hydrogen-Assisted Cracking // Metall. Trans. A. 1976. Vol. 7A. P. 953-960.
57. Ryder D.A., Grundy T., Davies T.J. // in book: Current Solutions to Hydrogen Problems in Steels, (ed. C.G. Interrante and G.M. Pressouyre). Metals Park, Ohio, ASM, 1982. P. 272-274.
58. Prediction of HAZ hardness of transformable steels / N. Yurioka, M. Okumura, T. Kasuya, H.J.U. Cotton // Metal Construction. 1987. Vol. 19. № 4. P. 217R-223R.
59. Lazor, R.B. and Graville, B.A. Effect of microalloying on weld cracking in low carbon steels // Canadian welder and fabricator. 1983. Vol. 74. P. 21-23.
60. Graville B.A. A survey review of weld metal hydrogen cracking // Welding in the World. 1986. V. 24. № 9/10. P. 190-199.
61. Brown G.T., James B.A. Superhardening in Medium-Carbon Steel // Met. Technol. 1980. Vol. 7. № 1. P. 261-268.
62. Hasebe S. Effect of Aluminum on Weldability of Structural Steel. IIW Doc. IX-689-70,
1970.
63. Campbell W.P. Effect of Aluminum of HAZ Cold Cracking in C-Mn Steels // Welding Journal. 1975. Vol. 54. P. 154s-161s.
64. E. Lunarska // in book: «Hydrogen Degradation of Ferrous Alloys»; Editors R.A. Oriani, J.P. Hirth and M. Smialowski. Noyes Publications. New Jersey, 1985. P. 712-736.
65. Watanabe T. Relation of Sulfide Inclusion Behavior and Liquation to Hydrogen ^ld Cracking Susceptibility// Trans. Japan Welding Society. 1988. Vol. 19. № 1. P. 34-39.
66. Sigworth G.K., Elliot J.F. The thermodynamics of liquid dilute iron alloys // Met. Sci. 1974. Vol. 8. P. 298-310.
Кутепов Сергей Николаевич, канд. пед. наук, доцент, [email protected], Россия, Тула, Тульский государственный педагогический университет им. Л.Н. Толстого,
Клементьев Денис Сергеевич, аспирант, [email protected], Россия, Тула, Тульский государственный педагогический университет им. Л.Н. Толстого,
Калинин Антон Алексеевич, инженер, antony-ak@,mail. ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет
INFLUENCE OF MICROSTRUCTURAL FACTORS ON THE CHARACTER OF HYDROGEN CRACKING OF WELDED JOINTS OF HIGH-STRENGTH STEELS (REVIEW)
S.N. Kutepov, D.S. Klement'yev, A.A. Kalinin
The article considers the influence of the microstructure of the heat-affected zone and the weld metal on the tendency of the welded joint to hydrogen cracking. The influence of oxide, sulfide and carbide inclusions, their quantity, geometry and distribution on the nature of hydrogen cracking of high-strength steels and their welded joints is analyzed. The effect of impurity atoms, alloying elements, and grain sizes on the sensitivity of high-strength steels to cracking is discussed. It has been shown that the introduction of hydrogen traps into the weld metal has two potential advantages that will help reduce the susceptibility of welded joints to VR: first, it is the ability to minimize the content of diffusion-mobile hydrogen faster than hydrogen degassing occurs; secondly, the ability of these traps to help prevent localized buildup of hydrogen in the weld metal during the heat cycle of the weld, without extensive heat treatment. Thus, the presence of high-energy hydrogen traps in the weld metal leads to a decrease in diffusion-mobile hydrogen, which is thereby excluded from the processes of em-brittlement and cracking of welded joints in high-strength steels.
Key words: hydrogen cracking, hydrogen traps, diffusion-mobile hydrogen, inclusions, impurities, grain boundaries.
Kutepov Sergey Nikolaevich, candidate of pedagogical science, docent, [email protected], Russia, Tula, Tula State Lev Tolstoy Pedagogical University,
Klement'yev Denis Sergeevich, postgraduate, [email protected], Russia, Tula, Tula State Lev Tolstoy Pedagogical University,
Kalinin Anton Alekseevich, engineer, antony-ak@mail. ru, Russia, Tula, Tula State University
