Оценка качества стали по излому

Шахназаров Ю.

ЛДНТП, 1981 г.

СТРОЕНИЕ И ДЕФЕКТЫ ИЗЛОМА ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЛИТЫХ СТАЛЕЙ

В изломах свариваемых глубокопрокаливающихся на воздухе высокопрочных (σ_0.2 0,8—1,0 ГПа, а_ппри -60°С -0,35 МДж/м2 в сечении 130X130 мм) литых сталей с 0,1% С, 0,5—9,0% Μn,

~1,5% Mo, 1-10%Niнаблюдаются дефекты, отличающиеся более светлой окраской, чем остальная часть поверхности разрушения.

Светлыми пятнами произвольной формы являются фасетки селективного отражения, обнаруживаемые при повороте излома относительно источника света. Фасетки наблюдаются при полухрупком «прямом» и вязком «косом» изломах, ориентированных соответственно под углом ~90° и ~45° к максимальным растягивающим напряжениям. В фасетках в ряде случаев не выявляется структура столбчатых и равноосных кристаллов. Это позволяет предположить, что образование фасеток может быть но связано с ликвационными процессами. Электронно-фрактографическим анализом показано, что при вязком разрушении фасетки имеют очень слабо развитую поверхность излома, что создает впечатление незначительного развития пластической деформации в поверхностных слоях. Несоответствие микро- и макростроения излома свидетельствует о том, что фасетка отражает строение только тонкого поверхностного слоя излома.

Нормализация от температур выше ~1000°С, как правило, устраняет фасетки. Это не связано со сдвигом критической температуры хрупкости в область более низких температур, так как искусственное охрупчивание за счет охлаждения пробы до —40 °С не приводит к восстановлению фасеток. Устранение фасеток в результате рекристаллизации может сопровождаться как повышением (стали 10Н6ГЗМ, 08Г8М, 12ДН2ФЛ), так и понижением (стали Х14К14Н4МЗ) ударной вязкости.

Округлое строение имеют дефекты типа флокенов, как правило, ориентированные перпендикулярно максимальным растягивающим напряжениям. Макроскопически плоское строение и ориентация пятен свидетельствуют, вероятно, о том, что этот дефект не связан с ликвационными процессами, ответственными за формирование специфической структуры литого металла. Такие дефекты, выявляемые также в крупных поковках [8], можно определить как «флокены разрушения». Следует отметить, что обнаруживаемое при электроннофрактографическом исследовании повышенное количество неметаллических включений на этих пятнах [9] может являться следствием более хрупкого его строения. В окружающем пятно более пластичном изломе реализуется вязкий микромеханизм разрушения, при котором межфазная граница не участвует в формировании поверхности излома.

Сегрегационную природу имеют «блестки», обладающие металлическим блеском и в большинстве случаев четко выявляющие структуру столбчатых и равноосных кристаллов. Блестки не устраняются термической обработкой. Можно предполагать очень малую толщину сегрегата  пленки, образующей поверхность «блестки». Это следует из результатов высокотемпературной металлографии  образца с «блесткой», видимой на шлифе в виде трещины. «Блестка» рассекает в ряде случаев выявленное вакуум-травлением при 900 °С зерно, сформировавшееся в результате рекристаллизации. Это может свидетельствовать о единой внутрнзеренной структуре по обе стороны от «блестки».

«Блестки» образуются преимущественно в центральной части отливок. При разрушении стандартной пробы — клипа — зона боковых скосов в изломе за редким исключением свободна от «блесток». Это не связано с меньшей степенью объемности напряженного состояния металла при разрушении у боковых граней клина, поскольку у образцов, вырезанных из центральных частей отливок, зона боковых скосов практически отсутствует.

Радикальным способом устранения «блесток» является раскисление стали титаном и алюминием (остаточное содержание каждого — 0,05%) [10]. При недостаточном содержании титана и алюминия малое количество «блесток» у боковых граней клина нельзя связать с зональной ликвацией нитридов и карбидов алюминия и титана. Это следует из анализа роста зерна  двух плавок, одну из которых вообще не раскисляли титаном и алюминием. Отсутствие алюминия и титана приводит к укрупнению зерна и к большей разнице в величине зерна между периферийными и центральными объемами отливки. Исходя из этого, можно предположить, что причиной более высокого качества металла периферийных зон является повышенная скорость охлаждения при кристаллизации.

Введение титана и алюминия, устраняя «блестки», приводит к охрупчиваиию излома: уменьшается ширина боковых скосов, «прямой» излом характеризуется сухостью. Это является следствием уменьшения деформационной способности стали .дисперсными продуктами раскисления. Показателем последнего является необычно высокое отношение удельных работ разрушения при —60 °С образцов Менаже а_пи с исходной усталостной трещиной а_ту (табл. 5). Это связано со снижением степени предшествующей разрушению макропластической деформации, более развитой в образцах Менаже. Плавки с единичными «блестками» имеют в бездефектных зонах в 1,5 раза более высоком а_ппри практическом том же уровне а_Ту. а бездефектная зона излома имеет очень вязкое строение.

Дефекты типа «блесток», но с несколько меньшей интенсивностью отражения света покрывают практически всю поверхность разрушения некоторых плавок стали 10Н9М (σο,2=0,9 ГПа, а„при 60 ^СС~0,35МДж/м² в нормализованном состоянии; σ₀,2=0,7 ГПа,  при —60°С~0,6 МДж/м² после обработки на аустенит обратного превращения). При этом в изломе полностью отсутствует зона боковых скосов. Такой вид излома исправляетсяе нормализацией от 1050°С, т. с. происходит рассасывание сегрегата — пленки, образующей поверхность дефекта.

При газовой резке и сварке параллельно фронту теплового воздействия образуется светлая кайма, четко выделяющаяся на фоне остальной части излома. Кайма значительно более интенсивно отражает свет, имея похожий на металлический блеск. Образование этого дефекта происходит под оплавленным при газовой резке илисварке металлом, т. е. в подсолидусной зоне. Этот виддефекта, как правило, отсутствует в плавках, оптимально раскисленных титаном и алюминием. Это позволяет предполагать общую природу подавления каймы и «блесток» дисперсными продуктами раскисления, обусловливающими вторичную фрагментацию границ.

Практически не изучены свойства и строение излома литой мартенситостареющей стали типа Н18К9М51. Выплавку этой стали проводили в открытой индукционной печи [11].

Образцы вырезали из траискристаллитной зоны слитка массой 30 кг параллельно его оси. Старение проводили на твердость HRC43—45 при 430 °С (недостаривание) и 580°С (перестаривание) впродолжение 3 ч. В табл. 6 приведены режимы аустенизации, старения и механические свойства стали. Из данных таблицы следует, что закалка от 820 до 930° С, в том числе трехкратная, обеспечивает низкие значения пластичности ивязкости стали (режимы I—4). Это связано с тем, что разрушение идет по граням столбчатых кристаллов; излом имеет характерное древовидное строение,

При закалке от 1100°С (режим 5) происходит резкое измене-пне характера разрушения: устраняется древовидное строение излома, увеличивается зона боковых утяжек. Дополнительное повышение вязкости достигается в результате растворения карбонитридов и гомогенизации при выдержке стали в течение 4 ч при1000°С (режим 6). Повторная перекристаллизация при 1100°С с выдержкой 4 ч практически не оказывает влияния на характеристики вязкости и пластичности (режим 8).,

Низкотемпературное старение (430°С) после перекристаллизации при 1100°С (режим 6, 8) обеспечивает более высокие показатели пластичности и вязкости по сравнению со старением при 580^°С (режимы 7, 9). Это связано с появлением в изломе перестаренных образцов кристаллических участков (блесток) и существенным понижением деформационной способности — уменьшением зон боковых утяжек. Причем перестаренная сталь имеет более низкую деформационную способность, несмотря на то, что ее предел текучести ниже предела текучести недостаренной стали примерно на 0,1 ГПа.

Следует отметить, что перестаривание стали приводит не только к понижению деформационной способности, но и к восстановлению отдельных элементов древовидного строения излома. Это свидетельствует об определенной «наследственности» в протекании процессов охрупчивания литой стали при перестаривании.

Повышенную хрупкость перестаренной стали можно объяснить образованием аустенита при обратном α-γ-превращении, т. е. гетерогенизацией структуры. Наличие второй фазы способствует неравномерному распределению напряжении в стали под нагрузкой и повышению степени локальной концентрации напряжений на границах раздела фаз. Однако это объяснение не может быть полным без детального исследования причин охрупчивания, таккак известно, что вязкость повышается при стабилизации некоторого количества аустенита в структуре стали.