CC BY
147
4. Гармата, В.А. Металлургия титана [Текст] / В.А. Гармата, Б.С. Гуляницкий, В.Ю. Крамник [и др.].— М.: Металлургия, 1967.— 643 с.
5. Гармата, В.А. Титан [Текст] / В.А. Гармата, А.Н. Петрунько, Н.В. Галицкий [и др.].— М.: Металлургия, 1983.— 559 с.
УДК 669.1 5-1 94:620.1 8:621.78
/О. К. Николаев, /0.6. Зеленин, С./О. Кондратьев
ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛА ШВА НА ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Известно, что образование интерметаллида типа БеСг (сигма-фаза) в структуре металла сварных соединений из хромоникелевых аустенит-ных сталей в процессе эксплуатации при повышенных температурах снижает его пластичность и жаропрочность. Вследствие повышенной склонности этих материалов к тепловому охруп-чиванию рекомендуется ограничивать температуры их использования и контролировать количество феррита в структуре металла шва [1—3]. Однако количественные данные о характере образования сигма-фазы в структуре аустенитных сталей в зависимости от параметров эксплуатации и влиянии ее на работоспособность сварных соединений немногочисленны [4, 5]. В связи с этим целью нашей работы было изучение механизма хрупких разрушений сварных соединений аустенитных сталей при высокотемпературной эксплуатации.
Узелки приварки патрубка к жесткой опоре
Исследовали металл сварных соединений патрубка воздухонагревателя из стали марки 20Х20Н14С2 (ЭИ 211) после эксплуатации в течение двух лет при повышенных температурах.
На рис. 1 показан общий вид верхнего блока воздухонагревателя, а на рис. 2 — основные сварные соединения патрубков. Патрубок коробчатого типа с основанием 1500x1800 мм и толщиной стенки 5,0 мм состоит из двух частей с прямоугольными фланцами 5x20 мм, приваренными двухсторонним угловым швом (рис. 2, б). По периметру фланцы между собой обварены «усиковым» швом (рис. 2, в). У основания патрубок приварен кжест-кому корпусу воздухонагревателя односторонним угловым швом. Сварка осуществлялась электродами ЭА-898/21Б (04Х20Н10Г2Б) и ЭА-400/10У (04Х19Н11МЗФ). С учетом теплообмена и перемешивания воздуха средняя температура эксплуатации патрубков составляла 600—650 °С.
Рис. 1. Общий вид верхнего блока воздухонагревателя
б)
2 1 го
?
Рис. 2. Схема сварных соединений патрубка воздухонагревателя: а — общий вид узла приварки патрубка к жесткой опоре; б, г — угловой шов;
в, д — «усиковый» шов. Состояние: б, в — исходное (после сварки); г, д — после эксплуатации
Для исследований использовали металл «уси-кового» сварного соединения фланцев между собой и углового — приварки фланца к патрубку с наработкой 26 тыс. часов (более двух лет) и длиной трещины в «усиковом» шве 1300 мм. Исследовали также металл в области поперечной трещины, образовавшейся в корне «усикового» шва и распространившейся по фланцу в патрубок.
В табл. 1 приведен стандартный химический состав использованных для изготовления патрубка воздухонагревателя свариваемого (20Х20Н14С2) и сварочных (04Х20Н10Г2Б, 04Х19Н11МЗФ) материалов. В табл. 2 дан фактический химический состав исследованного металла шва сварных соединений патрубка и свариваемой стали.
Из данных табл. 1 и 2 следует, что свариваемый металл, использовавшийся для изготовления фланцев и патрубка, по химическому составу соответствует жаростойкой аустенитной высококремнистой стали марки 20Х20Н14С2 (ЭИ 211). Сварка «усикового» и углового (с наружной стороны патрубка) швов осуществлялась электродами ЭА-898/21Б (04Х20Н10Г2Б), а стыковое и угловое сварные соединения выполнялись электродами марки ЭА-400/10У (04Х19Н11МЗФ). Согласно техническим условиям на поставку (ОСТ 5.9370—81) в наплавленном металле сварного шва, выполненного этими электродами, содержание кремния не должно превышать 0,7 масс. %. Однако в данном случае содержание кремния в металле шва повышалось до значений 1,2—1,4 масс. % в связи с перемешиванием расплавленных электродов со свариваемой сталью, причем максимальное содержание обнаружено в корне шва и на расположенных вдоль него границах сплавления.
Визуальное наблюдение с использованием оптической лупы (х 3—10) за поведением сварных соединений патрубка в процессе эксплуатации показало, что сквозные трещины образовывались в верхнем «усиковом» шве и в одностороннем угловом шве приварки патрубка к корпусу (рис. 2, г, д). Кроме того, в двух местах (верхняя часть и середина патрубка) образовались поперечные трещины, перпендикулярные сварным швам. Сквозные трещины в «усиковом» шве фланца образовались после 15 тысяч часов и увеличивались в размере при дальнейшей эксплуатации. Максимальной длины (1300 мм) трещины в «усиковом» шве достигли после эксплуатации 26 тысяч часов. При эксплуатации происходило также формоизменение верхней и боковых плоскостей патрубков с образованием выпуклостей величиной до 60 мм и смещением верхних кромок разрушенного фланца на 40—50 мм.
Макроструктурный анализ выявил характерную особенность образования трещин. Трещины возникали у концентраторов напряжений в корне шва. Так, в «усиковом» соединении продольные трещины образовались в корне одностороннего шва от зазора величиной 1,8—5,8 мм между фланцами. При большей величине зазора (> 2,0—3,0 мм) трещины образовывались у границы сплавления и распространялись в основном вдоль нее на расстояние 0,5—1,0 мм, а в отдельных участках — по металлу шва параллельно
г)
Таблица 1
Стандартный химический состав материалов патрубка
Содержание элементов, масс.%
Материал С Si Мп Сг Ni Мо Nb V S Р
не более
Сталь 20Х20Н14С2 <0,20 2,0-3,0 <1,5 19,0-22,0 12,0-15,0 0,020 0,028
(ГОСТ 5632-72)
Электроды ЭА 898/21Б (ОСТ 5.9370-81) <0,10 <0,7 1,1-2,8 17,5-20,5 9,0-10,5 <0,3 0,8-1,2 - 0,025 0,025
Электроды ЭА 400/10У (ОСТ 5.9370-81) <0,10 <0,6 1,1-3,1 16,8-19,0 9,0-12,0 2,0-3,5 - 0,30-0,75 0,025 0,030
Таблица 2
Фактический химический состав металла шва и свариваемой стали сварных соединений патрубка воздухонагревателя
Содержание элементов масс.%
Участок сварного соединения С Si Мп Сг Ni Мо Nb V S Р
не более
Фланец (свартаемая сталь) 0,14 2,1 0,7 19,5 13,4 - - - 0,018 0,024
Металл шва («усиковый» шов сварного соединения фланцев) 0,09 1,2 1,2 18,2 11,2 - 1,2 - 0,012 0,018
Металл шва (двусторонний стыковой шов сварного соединения фланцев) 0,08 1,4 1,0 17,8 13,2 1,8 - 0,4 0,014 0,021
Металл шва (двухсторонний угловой шов патрубка: с наружной стороны / с внутренней стороны) 0,09 1,2 1,8 18,4 11,2 - 1,2 - 0,016 0,019
плоскости фланца. При минимальных зазорах трещины образовывались по центру корневого валика.
Поперечные трещины образовывались в корне шва у «наплывов» высотой ~ 2 мм в зоне начала и окончания двух проходов, выполненных штучными покрытыми электродами.
Аналогичные результаты получены для односторонних угловых швов приварки патрубка к корпусу воздухонагревателя. Важно отметить, что в двухсторонних угловых и стыковых швах трещины не образовывались.
Микроструктуру и фазовый состав основного металла и металла шва после двухлетней эксплуатации при температурах 600—650 °С определяли металлографическим методом на оптическом микроскопе «Reichert-Jung MeF3A» при увеличениях х400—1000 с использованием программы автоматического количественного анализа изображений согласно процедуре ASTM Е 1245-03.
Изготовление и подготовку металлографических шлифов выполняли на оборудовании фирмы «ВиеЫег» согласно стандарту АБТМ Е 3-95. Образцы для исследований вырезали из «усиково-го», углового и стыковых двухсторонних сварных соединений. Микроструктуру выявляли электролитическим травлением в 10 %-ной щавелевой кислоте и тепловым травлением (окисление полированных микрошлифов при температуре 550 "С с выдержкой 15—20 минут). При электролитическом травлении феррит, карбиды и сигма-фаза в структуре металла шва становятся одинаково темными, что затрудняет их дифференцированную оценку. Тепловое травление позволяет разделить фазы в структуре, поскольку они приобретают разный цвет: сигма-фаза — ярко-светлая, карбиды и границы зерен — темные, феррит — соломенного цвета, аустенит — темно-коричневого.
Металлографический анализ показал, что в процессе эксплуатации в структуре как основ-
ного металла, так и металла шва образуется вторичная фаза, выделяющаяся в виде крупных частиц, между которыми располагаются параллельные и пересекающиеся под углом 40—90° продолговатые частицы, похожие на иглы (рис. 3). При этом в структуре стали выделение происходит по границам зерен, а в металле шва — преимущественно на включениях диссоциированного феррита. Продолговатые частицы вторичной фазы имеют форму тонких пластин. Можно предположить, что они образуются по плоскостям скольжения или двойникования, возникающих вследствие пластической деформации при короблении стенок патрубка. Ориентация пластин под углом 40—90° относительно друг друга, вероятно, связана со знакоперемен-ностью вектора местных пластических деформаций стенок патрубка при короблении (выпуклость — вогнутость). Соответственно этому образование пластинчатых включений сигма-фазы происходит гораздо позднее, чем образо-
а)
Рис. 3. Микроструктура: а - основного (20Х20Н14С2), б — наплавленного (04Х20Н10Г2Б) металла «усикового» сварного шва после эксплуатации. Тепловое травление (хЮОО)
вание ее крупных включений в феррите. Суммарное количество вторичной фазы в структуре как свариваемой стали, так и металла шва составляет 8—10 объемн. %.
Тепловое травление позволило идентифицировать светлые участки вторичной фазы как ин-терметаллидное соединение — сигма-фазу, в отличие от карбидов и границ зерен аустенита с темной окраской. Микрорентгеноспекгральный анализ частиц на установке «Комибакс-микро» показал повышенное (35 масс. %) содержание в них хрома и пониженное (менее 5 масс. %) содержание никеля, что также характерно для сигма-фазы. Таким образом, можно заключить, что при высокотемпературной эксплуатации в структуре основного металла и металла шва сварных соединений патрубка в результате процессов теплового старения образуется относительно высокое (8—10 объемн. %) количество хрупкой сигма-фазы.
Образование сигма-фазы в структуре сталей сварных соединений патрубка обусловливает хрупкий характер их разрушения. Так, образовавшиеся в металле тонкие трещины ориентированы по частицам сигма-фазы, вблизи трещин отсутствуют следы пластической деформации (рис. 4). Установлено также, что хрупкое разрушение металла шва с сигма-фазой в структуре может быть вызвано внутренними дефектами технологического происхождения. Например, наличие микропоры диаметром 0,04 мм, расположенной рядом с фронтом разрушения, вызвало образование дополнительных микротрещин (рис. 5).
Дополнительным негативным фактором влияния сигма-фазы служит снижение трещино-стойкости свариваемой стали и металла шва. Об этом свидетельствует рост поперечных трещин, образовавшихся у концентраторов напряжений в сварных соединениях. Поперечная трещина в «усиковом» шве разрушила фланец и распространилась через угловой шов в патрубок на расстояние 30 мм, а в угловом шве приварки к жесткому корпусу распространилась по патрубку на 150 мм. Металлографические исследования показали, что во всех случаях трещины тонкие без следов пластической деформации, ориентированные по частицам сигма-фазы.
Для установления степени охрупчивания металла в результате эксплуатации определяли его механические свойства. В связи с тем, что сигма-фаза вызывает снижение пластических
и вязких свойств, а также повышает чувствительность к концентрации напряжений [6—9], проводили испытания на статическое растяжение гладких цилиндрических образцов и образцов с кольцевым надрезом, а также динамические испытания на ударный изгиб. Образцы вырезали из металла фланцев, поскольку изготовить их из металла шва не представлялось возможным.
Результаты механических испытаний на растяжение при комнатной температуре гладких образцов стали 20Х20Н14С2 после эксплуатации в составе патрубка воздухонагревателя следующие:
Временное сопротивление
разрыву, МПа.................................................840
Предел текучести, МПа.....................................508
Относительное удлинение, %.............................20
Относительное сужение, %.................................21
Истинное сопротивление разрыву, МПа.......1060
Из полученных экспериментальных данных следует, что образование сигма-фазы в структуре этой стали в результате теплового старения приводит к двукратному снижению пластических свойств, однако относительные удлинение (20 %) и сужение (21 %) остаются на сравнительно высоком уровне. Особенностью разрушения образцов является отсутствие «шейки» в месте разрыва, характерного для пластичных сталей аустенитного класса. Деформация — равномерная по всей длине рабочей части образца от момента нагружения до разрушения. Следовательно, происходит общее (по всему сечению образца) пластическое течение аустенитной матрицы, торможение которого частицами хрупкой сигма-фазы (без блокирования общей деформации) вызывает снижение пластичности, в результате чего ав стали повышается до 840 МПа.
При испытании на растяжение образцов с кольцевым надрезом пластическая деформация практически отсутствовала. Сопротивление прочности (870 МПа) в этом случае находится на уровне временного сопротивления разрыву (840 МПа), но меньше истинного сопротивления разрушению Sk = 1060 МПа, установленного при испытании гладких образцов. Это свидетельствует о пониженной прочности и повышенной чувствительности к концентрации напряжений стали с сигма-фазой в структуре, что вызвано хрупким разрушением сигма-фазы. Согласно [8] расчетное значение хрупкой прочности сигма-
Рис. 4. Микротрещина в стали 20Х20Н14С2 (фланец патрубка) с сигма-фазой в структуре.
Электролитическое травление (х 1000)
фазы составляет примерно 700 МПа, что ниже истинного сопротивления разрыву аустенитной стали.
Для оценки вероятности разрушения сварных соединений патрубка воздухонагревателя необходимо определить температурный интервал перехода стали с сигма-фазой в структуре в хрупкое состояние. В то же время известно, что для аустенитныххромоникелевых сталей с гранецен-трированной кубической решеткой не характерен температурный интервал перехода в хрупкое состояние и соответственно не выявляется критическая температура хрупкости (Тк). Однако в работе [7] показано, что сигма-фаза вызывает охрупчивание аустенитно-ферритного металла шва, причем не только при низких (комнатной), но также и при повышенных (> 100 °С) температурах вплоть до температур старения (выше 500 °С). В связи с этим в работе были проведены
Рис. 5. Микротрещина у поры в металле (04Х20Н10Г2Б) «усикового» сварного шва.
х
динамические испытания на изгиб в интервале температур от -100 до + 600 °С стали 20Х20Н14С2 после эксплуатации патрубка.
Полученные результаты показали, что наличие сигма-фазы в структуре значительно снижает ударную вязкость стали 20Х20Н14С2. При этом на температурной зависимости ударной вязкости выявляются два характерных интервала хрупкости (рис. 6). Первый интервал с максимальной степенью охрупчивания (КСУ^ 5,1 Дж/см2) соответствует отрицательным и комнатным температурам до + 20—50°С. В этом интервале происходит значительное (более чем в 20 раз) снижение ударной вязкости стали 20Х20Н14С2 по сравнению с минимально заданным значением по техническим условиям (100 Дж/см2) [ 10] и более чем в 40 раз — по сравнению с вязкостью этой стали, не содержащей в структуре сигма-фазу (~ 240 Дж/см2). Второй интервал, с более вязкими свойствами стали (КСУ« 9,2 Дж/см2) , находится при температурах от + 100 до + 300 °С. Температурный интервал перехода исследованной стали в относительно более вязкое состояние весьма узок и соответствует температурам от + 20 до + 100 °С. При более высоких температурах (> 300 °С) вязкость стали монотонно повышается, однако остается на относительно низком уровне даже при 600 °С (КСУ= = 18,5 Дж/см2). Следовательно, при повышенных температурах вязкость стали 20Х20Н14С2 с сигма-фазой в структуре не восстанавливается до стандартного значения.
Полученные результаты согласуются с данными работы [7], где показано аналогичное
влияние наличия сигма-фазы в аустенитно-ферритной структуре на механические свойства металла шва сварных соединений из сталей марок 04Х19Н11МЗ и 04Х17Н10М2. В этой работе экспериментально построены температурные зависимости относительных удлинения и сужения металла шва (рис. 7), которые также несколько повышаются в интервале температур от 20 до 100 °С, и установлено идентичное изменение ударной вязкости от температуры.
Таким образом, охрупчивающее влияние сигма-фазы в структуре аустенитных и аусте-нитно-ферритных сталей проявляется не только при низких, но и при повышенных температурах. С повышением температуры степень этого влияния уменьшается, причем ступенчато, с повышением пластических свойств в двух интервалах температур: 20—100 °С и 600—650 °С. Однако пластичность и вязкость таких сталей при повышенных температурах, в отличие от перлитных сталей, полностью не восстанавливаются, а их уровень зависит от количества образовавшейся в структуре при тепловом старении сигма-фазы. Следует отметить, что началу снижения пластических и вязких свойств аустенитно-ферритного металла шва при температуре 100 °С по данным работы [7] соответствует образование в структуре сигма-фазы в количестве^ 3,0 объемн. %. Следовательно, это значение и может быть принято в качестве «порогового» при металлографическом контроле сварных швов конструкций, эксплуатирующихся при повышенных температурах.
КСУ, Дж/см2
15
10
5
0
-200 -то о +Ю0 +200 +зоо +400 +500 +600 т; с
Рис. 6. Температурная зависимость ударной вязкости стали 20Х20Н14С2 (фланец патрубка) с сигма-фазой в структуре
К*, К™
0,8
0,6
0,4
0,2
/
/ 6% ь —д-
8%
/ 10%
X
У ! 1
200
400
600
77 С
Рис. 7. Температурная зависимость относительного изменения относительного удлинения Къ
и относительного сужения К^ металла сварного шва (04Х19Н11МЗ, 04Х17Н10М2) с сигма-фазой в структуре в результате теплового старения. Цифры у кривых — количество сигма-фазы в структуре стали, объемн. %
Анализ полученных результатов исследования причин теплового охрупчивания хромони-келевых аустенитных и аустенитно-ферритных сталей сварных соединений при высокотемпературной эксплуатации позволяет заключить, что оно обусловлено образованием в структуре сигма-фазы. При этом хрупкое разрушение не связано с ударными нагрузками, как предполагалось в работе [ 1 ], а вызвано наличием концентраторов напряжений, характерных для сварных соединений. В исследованном патрубке воздухонагревателя такими концентраторами были корневая часть односторонних (без подварки) сварных соединений, а также сварочно-техно-логические дефекты (грубые наплавы и запада-ния между валиками). Возможно также образование микротрещин от одиночных включений (поры, шлак и др.) в металле шва. Такое влияние сигма-фазы связывается с повышением чувствительности стали после старения к концентрации напряжений, вызванной локальным увеличением напряжений в зонах хрупких частиц сигма-фазы в условиях стесненности пластической деформации аустенитной матрицы в вершине концентратора [6—8]. В условиях концентрации напряжений вследствие стесненности пластической деформации аустенита напряжения в вер-
шине концентратора могут достичь значения хрупкой прочности сигма-фазы и вызывать ее разрушение с образованием одной или нескольких микротрещин. Высвобождающаяся при этом упругая энергия способствует дальнейшему разрушению стали с поэтапным чередованием хрупкого и вязкого характера распространения трещины. Дальнейшее разрушение может происходить по следующим схемам в зависимости от размера, формы и количества образовавшихся в структуре частиц сигма-фазы:
хрупкое разрушение одной из близлежащих к концентратору напряжений частицы сигма-фазы с последующим вязким разрушением аустенитной перемычки между двумя соседними хрупкими частицами сигма-фазы и т. д.;
хрупкое разрушение одновременно нескольких частиц сигма-фазы в вершине концентратора напряжений с последующим вязким доломом аустенитных перемычек между разрушенными хрупкими частицами и дальнейшим распространением трещины до следующих неразрушенных частиц с последующим их хрупким разрушением и т. д.
Следовательно, при оценке влияния сигма-фазы в структуре стали на работоспособность сварных конструкций необходимо рассматривать
два этапа разрушения: образование трещин вследствие наличия концентраторов напряжений и их рост по сечению сварного шва вплоть до сквозного повреждения и распространения в свариваемую сталь с последующей потерей несущей способности сварной конструкции в целом.
Следует особо отметить, что разрушение сварных соединений патрубка воздухонагревателя, как отмечалось выше, не связано с ударными нагрузками. При этом статическое нагружение в рассматриваемом случае было минимальным, поскольку избыточное давление нагреваемого атмосферного воздуха не превышает 0,02 МПа. В связи с этим хрупкое разрушение сварных соединений патрубка вызывается термическими напряжениями, возникающими из-за нестационарности температурных полей при эксплуатации в связи с переходными температурными режимами (нагрев, охлаждение и т. д.). О наличии высоких термических напряжений свидетельствует также коробление патрубка воздухонагревателя.
В результате выполненных исследований причин разрушения сварных соединений патрубка воздухонагревателя из легированной кремнием хромоникелевой стали 20Х20Н14С2 (ЭИ 211) после эксплуатации в течение двух лет при повышенных температурах установлено следующее. При длительной эксплуатации в области рабочих температур (~ 600 °С) в аустенитно-фер-ритной структуре металла шва из сталей 04Х20Н10Г2Б и 04Х19Н11МЗФ и в аустенитной структуре свариваемой стали 20Х20Н14С2 об-
разуется относительно высокое количество (до ~ 10 объемы. %) малопластичной сигма-фазы, которая вызывает хрупкие разрушения сварных соединений в условиях наличия концентраторов напряжений конструктивного и технологического характера и возникновения при эксплуатации термических напряжений, превышающих хрупкую прочность металла шва, подвергшегося тепловому старению.
В связи с этим для предотвращения возможности хрупкого разрушения металла при высокотемпературной эксплуатации сварных конструкций с концентраторами напряжений на стадии проектирования высокотемпературного оборудования и трубопроводов необходимо:
ограничивать количество образующейся при эксплуатации сигма-фазы в аустенитно-феррит-ной структуре металла шва менее 3 объемн. % за счет ограничения количества ферритной фазы в исходной структуре (после сварки) металла шва путем строгого регламентирования химического состава используемых свариваемых и сварочных материалов и проведения термической обработки (аустенизации) сварных соединений;
исключить в сварных конструкциях, работающих при температурах выше ~ 500 °С, присутствие концентраторов напряжений конструктивного и технологического характера;
ужесточить требования к качеству сварных соединений с целью обеспечить минимальные размеры сварочно-технологических дефектов;
исключить применение односторонних сварных соединений без подварки корня шва.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Медовар, Б.И. Сварка хромоникелевых аус-тенитных сталей [Текст] / Б.И. Медовар.— Киев.: Машгиз, 1958,- Изд. 2-е, 339 е.
2. Земзин, В.Н. Жаропрочность сварных соединений |'[скст | /В.Н. Земзин.— J1.: Машиностроение, 1972,- 272 с.
3. Земзин, В.Н. Влияние ферритной фазы на свойства аустенитного наплавленного металла |TeKCTj / В.Н. Земзин, Г.Л. Петров // Сварочное производство.— 1967.— № 5.— С. 6—8.
4. Chastell, D.J. The Formation of the у Phase during Long Term High Temperature Greep of Type 316 Austenitic Stainless Stell [Текст] / D.J. Chastell, P.E.J. Flewitt // Materials Science and Engineering.— 1979. Vol. 38. № 2,- P. 153-162.
5. Hall, E.O. The Sigma Phase [Текст] / E.O. Hall, S.H. Algie // Journal of the Institute of Metals. Metal-
lurgical Reviews. 1966,— Vol. 11.— P. 61-87.
6. Карзов, Г.Г1. Влияние содержания кремния и углерода на тепловое охрупчивание хромоникеле-вого аустенитно-ферритного металла шва [Текст] / ЕП. Карзов, Ю.К. Николаев, Ю.В. Зеленин // Вопросы материаловедения.— 2000. N° 4 (24).— С. 58-62.
7. Николаев, Ю.К. Оценка экстремальных температурных условий эксплуатации хромоникеле-вого аустенитно-ферритного металла шва [Текст] / Ю.К. Николаев // Автоматическая сварка.— 1985. № 1 (382).- С. 20-23.
8. Воловельский, Д.Э. Малоцикловая усталость хромоникелевой стали в связи с высокотемпературным охрупчиванием [Текст] / Д.Э. Воловельский, А.Ф. Малыгин, Ю.К. Николаев // Вопросы судостроения. Серия: Металловедение. — 1982.— Вып. 35,- С. 3-10.
9. Николаев, Ю.К. Тепловое охрупчивание хро-моникелевого аустенитно-ферритного металла шва в связи с образованием сигма-фазы [Текст] / Ю.К. Николаев, Г.П. Карзов // Сб. «Прогрессивные материалы и технологии».— СПб.: Изд-во
ЦНИИ КМ «Прометей», 1999,- № 3,- С. 18-22.
10. Нормы расчета на прочность оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок (ПНАЭ Г-7-002—86) [Текст] / ГАЭН СССР.— М.: Энергоатомиздат, 1989.
УДК 669:539.261:539.531
А.Г. Акуличев, В.Д. Андреева, В.В. Трофимов
СУБСТРУКТУРА НИТРОЦЕМЕНТОВАННОЙ СТАЛИ 20ХЗМВФ-Ш ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И ПОСЛЕДУЮЩЕЙ ОБРАБОТКИ
Для разработки оптимальных режимов химико-термической обработки (ХТО) и дальнейшей механической обработки деталей необходимы детальное изучение структуры и субмикроструктуры упрочненного слоя, явлений, протекающих при закалке и последующей термической обработке упрочненных деталей, выявление факторов, влияющих на безотказную работу таких изделий.
Структуре, свойствам, последующей обработке упрочненных ХТО материалов посвящено множество публикаций, раскрыты некоторые параметры, от которых зависит долговечность этих материалов. Однако до сих пор практически не освещены вопросы исследования тонкой структуры упрочненных ХТО слоев и ее эволюции после различных обработок. Эта проблема остается одной из актуальныхдля техники, имеет большое научное и практическое значение. Ее решение открывает большие возможности для рационального выбора режимов обработки и неразрушаю щего контроля как полуфабрикатов на производстве, так и готовых деталей в процессе эксплуатации.
В статье изложены методика и результаты послойного рентгенографического исследования образцов нитроцементованной стали 20ХЗМВФ-Ш, подвергнутым термической обработке по серийному режиму, часто применяемому в промышленности. Цель работы — исследование субмикроструктуры по глубине слоя. По сведениям авторов, такого рода исследования материалов, подвергнутых нитроцементации, ранее не проводились.
Материалы и методика эксперимента
Материалом для исследования послужила сталь теплостойкая 20ХЗМВФ-Ш, применяемая в авиационном машиностроении при производстве ответственных деталей и узлов главных и хвостовых редукторов, элементов трансмиссии отечественных вертолетов, зубчатых колес газотурбинных двигателей. Нитроцементацию производили в промышленных условиях в среде науглероживающих газов и 5 % аммиака при температуре 860 °С в течение 2-хчасов. Режимы последующей термической обработки образцов указаны в таблице.
Закалку образцов проводили в баке с маслом, нагретом до температуры 60° С.
Субмикроструктуру основных фаз нитроцементованной стали 20ХЗМВФ-Ш исследовали методами рентгенографического анализа.
Для исследования параметров субструктуры с образцов последовательно удаляли тонкие слои электролитическим травлением и после снятия каждого слоя производили съемку рентгенограмм. Электролитическое стравливание производили в растворе, состоящем из 70 мл ортофос-форной кислоты, 20 г хромового ангидрида и 10 мл воды, с использованием медного катода по такому режиму: напряжение 5—6 В, плотность тока 0,5-0,6 А/см2.
Рентгенографический анализ образцов проводили на дифрактометре Bmker D8 Advance с вертикальным расположением гониометра, использованием фильтрованного характеристического СиКб-излучения и вращением образца
