Явление хладноломкости, т.е. хрупкого разрушения, связанного с действием низких температур, впервые стало предметом широкого обсуждения в связи с бурным строительством железных дорог в конце XIX века.

После замены пудлингового способа производства на бессемеровский и мартеновский было отмечено, что рельсы, изготовленные из литого металла, внезапно разрушались при понижении температуры. Уже тогда была признана актуальной проблема хладноломкости металлов, необходимость изучения ее природы и выработки мероприятий по ее устранению.

После введения в инженерную практику такого производительного технологического процесса, как сварка, участились крупные аварии сварных железнодорожных мостов, морских судов, резервуаров для хранения нефти, магистральных газопроводов. При этом аварии чаще проходили в высоких широтах в зимнее время года при совместном действии низкой температуры и ветра. Анализ разрушений показал, что почти в половине случаев разрушение начиналось в дефектных местах сварных швов. Особую актуальность проблема хладноломкости приобрела в связи с освоением арктических и антарктических районов.

Эффективность работы оборудования и транспорта в зимнее время в этих районах резко падает. Анализ работы автохозяйств арктической зоны показал, что в зимнее время срок службы автомобилей обычного типа по сравнению с зоной умеренного климата сокращается в два раза, а аварии и поломки, связанные с климатическими условиями, выводят из строя до 25 % парка машин. Число поломок горных экскаваторов и бульдозеров в Сибири в зимние месяцы возрастает в 2,7–7 раз. При этом особенно опасным является период пуска машин в работу после остановки.

При понижении температуры наблюдаются аварии газо- и трубопроводов, мостов, резервуаров, нефтехранилищ. В период зимнего отстоя судов наблюдается возникновение трещин по бортам и днищу, а также случаи полного разрушения судов. Зародыши трещин, как правило, располагаются в разупрочненных местах термического влияния сварки и зонах концентрации напряжений.

Для последних лет характерно бурное развитие холодильного машиностроения, производства кондиционеров и криогенной техники.

Стимулом для развития криогенной техники явилось осуществление космических и ядерных программ. Криотехника имеет огромные перспективы в различных хозяйственных и научных отраслях. Важнейшим фактором дальнейшего развития техники низких температур является создание материалов, пригодных для работы в этих условиях.

Конструирование и выпуск хладостойкой и криогенной техники должны быть основаны на глубоком знании поведения материалов при низких температурах, надежных методах оценки работоспособности и долговечности материалов, научно обоснованных рекомендациях по выбору материалов.

Под хладостойкостью материала понимают способность его сопротивляться деформации и разрушению при понижении температуры.

Особенностью низкотемпературной службы является ужесточение требований к материалу по пластичности и вязкости. Определенную сложность представляет выбор необходимого уровня пластических и вязких свойств. Обычно минимальная рабочая температура определяется температурой вязко-хрупкого перехода, при которой вязкость падает до неприемлемо малых значений.

Эту характеристику можно оценивать, в частности, задавая требуемый уровень ударной вязкости или долю вязкой составляющей в изломе и определяя соответствующие критические температуры, например температуры, соответствующие KCV = 20 и KCU = 30 Дж/см² или F_в = 50 %.

Однако вид излома в некоторых случаях не дает объективной оценки критической температуры хрупкости. При испытании аустенитных сталей излом сохраняет вязкий характер во всем температурном диапазоне. Объективная оценка вида изломов высокопрочных сталей типа 20ХГНР также затруднена, так как излом, как правило, имеет однородный матовый или бархатистый характер.

Проведение испытаний на динамический изгиб образцов с концентратором напряжений позволяет дополнительно учесть влияние скорости нагружения и получить при этом более высокие критические температуры большинства сталей.

Использование вместо образцов типа Менаже (R = 1 мм) образцов с более острым надрезом типа Шарпи (R = 0,25 мм) или с инициированной усталостной трещиной позволяет более надежно выявить критическую температуру хрупкости.

Сложность количественной оценки влияния различных конструкторско-технологических факторов, размеров деталей, уровня остаточных напряжений, вида напряженного состояния и условий нагружения на надежность машин и конструкций затрудняют создание нормативных рекомендаций по применению материалов для работы в конкретных условиях.

По хладостойкости металлические материалы, используемые при низких температурах, условно могут быть разбиты на четыре основные группы:

1. Металлы и сплавы, характеристики механических свойств которых позволяют использовать их до –60 °С. Они являются основными конструкционными материалами холодильного машиностроения. Их используют также для изготовления изделий так называемого северного исполнения. К этой группе относятся качественные углеродистые и низколегированные стали ферритного и перлитного классов с ОЦК решеткой.

2. Ко второй группе относятся сплавы, сохраняющие вязкость и пластичность при охлаждении до 170 К. Это стали с 0,2–0,3 % С, дополнительно легированные Ni, Cr, Ti, Mo. К этой группе относятся, например, низкоуглеродистые ферритные стали с 2–5% Ni, используемые при температурах 210–150 К.

3. К третьей группе относятся сплавы, способные без ухудшения свойств выдерживать температуры до 77 К (температура кипения жидкого азота). Сюда относятся стали типа 12Х18Н10Т, 0Н9А, большинство сплавов на основе Al, Ti, Cu, не обнаруживающих склонности к хрупкому разрушению. Для ненагруженных конструкций с целью экономии Ni применяют Cr—Mn и Cr—Ni—Mn стали типа 10Х14Г14Н4Т (ЭИ711), 03Х13АГ19 (ЧС36), 07Х21Г7АН5 (ЭП222).

4. К четвертой группе относятся сплавы, используемые для работы при температуре ниже 77 К. К этой группе принадлежат материал, используемые в космической технике, производстве и потреблении водорода, экспериментальной физике. Для работы при таких температурах пригодны лишь высоколегированные коррозионностойкие стали типа 10Х11Н23Т3МР (ЭП33), 03Х20Н16АГ6, некоторые бронзы, никелевые, алюминиевые сплавы, легированные Mg, и сплавы титана.

Стали являются основным конструкционным материалом для изготовления механизмов, машин и конструкций, работающих при низких температурах. Стали для этих условий должны обеспечивать необходимую прочность в сочетании с высокой вязкостью и пластичностью, обладать малой чувствительностью к концентраторам напряжений и низкой склонностью к хрупкому разрушению.

С понижением температуры прочностные характеристики стали растут, а вязкость и пластичность уменьшаются. Поэтому при выборе стали для работы в этих условиях определяющими показателями являются: прочность при максимальной температуре эксплуатации — обычно комнатной; вязкость и пластичность — при минимальной температуре. Механические свойства и работоспособность сталей, применяемых для хладостойких конструкций, а также в холодильном и криогенном машиностроении, зависят от многих факторов. К ним прежде всего относится тип кристаллической решетки, размер зерна и состояние его границ, содержание легирующих элементов и примесей, форма и размеры неметаллических включений. Насыщение металла водородом увеличивает хрупкость стали. Сварка способствует росту зерна и дополнительному наводораживанию, что увеличивает хладноломкость сварных соединений. Кроме того, нагрев при сварке может способствовать фазовым превращениям и выделением примесей по границам зерен, что также повышает хрупкость стали.

На практике при низких температурах могут наблюдаться хрупкие разрушения при напряжениях ниже предела текучести. Это происходит потому, что в металле всегда имеются трещины или трещиноподобные дефекты. Они являются концентраторами напряжений и инициируют разрушения.

Для оценки несущей способности изделий, ослабленных трещинами, используют подходы механики разрушения, позволяющие определить характеристики трещиностойкости.

Трещиностойкость можно оценивать при разных видах нагружения: статическом, динамическом, циклическом, длительном статическом.

Чаще всего используют оценку трещиностойкости при статическом нагружении для стадии старта трещины. Для оценки условий старта трещины нормального отрыва при максимальном стеснении пластической деформации при вершине трещины используют критический коэффициент интенсивности напряжений K_Ic или, при меньшей толщине образца, K_c— условный коэффициент интенсивности напряжений. Эти характеристики часто называют вязкостью разрушения. Они связывают допустимые напряжения в конструкции при наличии трещин определенной длины: , где σ — среднее приложенное напряжение; с — полудлина трещины. Отсюда размерность K [МПа · м^1/2].

Влияние температуры на статическую трещиностойкость ряда марок стали, определенную на компактных образцах толщиной 50 мм с внецентренным растяжением приведено на рис. 13.1.

Знание характеристик вязкости разрушения позволяет определить максимально допустимые напряжения в конструкции при наличии трещин определенной длины.

Материалы средней и низкой прочности при комнатной температуре обычно имеют более высокие значения K_c и K_Ic, чем высокопрочные. С понижением температуры вязкость разрушения резко падает (рис. 13.2).

Рис. 13.1. Влияние температуры на статическую
трещиностойкость сталей 20ХГНР (1), 22К (2), 38Х2НМА (3), ОН6А (4) и 12Х18Н10Г (5):
сплошные линии — K_Ic; пунктирные линии — K_c

Рис. 13.2. Температурная зависимость предела
текучести и вязкости разрушения деформированной высоколегированной конструкционной стали

Известно, что литая сталь отличается от деформированной более сильной исходной поврежденностью в виде микропор, раковин и трещин. Она имеет более крупное первичное зерно и его измельчение представляет более сложную задачу. Разнозернистость литой структуры также более выражена. Термическая обработка отливок по обычным режимам не устраняет в полной мере структурные особенности литого металла.

Рис. 13.3. Зависимость предела трещиностойкости K_c, от предела текучести σ_0,2 литейных сталей:
1 — K_c; 2 — K_c = K_Ic

Хотя литейные стали существенно различаются по структуре, была сделана попытка построить единую зависимость (рис. 13.3) их предельной трещиностойкости от предела текучести при различных видах разрушения: вязких (I), квазихрупких (II) и хрупких (III). Для построения зависимости литые стали разных марок с различной прочностью (σ_0,2 = 270–1000 МПа) испытывали на статическую трещиностойкость по стандартной методике на машине «Инстрон-1255». Испытаниям на внецентренное растяжение подвергали компактные образцы толщиной 25 мм. По результатам испытаний при температурах от 20 до –70 °С рассчитывали предел трещиностойкости K_c, а при выполнении условий корректности — K_Ic.

Диаграмму предельной трещиностойкости условно можно разделить на три участка: 1) σ_0,2 < < 500 МПа; 2) σ_0,2 = 500–800 МПа; 3) σ_0,2 > 800 МПа. На первом участке с повышением прочности литейной стали трещиностойкость растет. К этой группе сталей относятся, в основном, низкоуглеродистые экономнолегированные стали со структурой, состоящей из смеси феррита и перлита, и имеющие вязкий характер разрушения. Основным путем повышения трещиностойкости этих сталей является повышение прочности. На втором участке диаграммы трещиностойкость с повышением прочности снижается, что связано с переходом от вязкого разрушения к хрупкому. К этой группе в основном относятся среднелегированные более легированные стали со структурой, состоящей из смеси сорбита и бейнита или сорбита после закалки и высокого отпуска. На третьем участке трещиностойкость сталей резко снижается, что связано с заметным снижением пластичности и определяется критическими значениями коэффициента интенсивности напряжений, которые имеют тенденцию к стабилизации. К третьей группе относятся износостойкие стали с хрупким разрушением после закалки и низкого отпуска, имеющие структуру отпущенного мартенсита.

Основным путем повышения трещиностойкости сталей второй и третьей групп является повышение пластичности при сохранении заданного уровня прочности. Далее будет показано, что основными методами повышения пластичности этих сталей являются: оптимизация их химического состава, снижение содержания вредных примесей, совершенствование процесса конечного раскисления, модифицирование металла с помощью комплексных лигатур с ЩЗМ и РЗМ, выбор рационального режима термической обработки, измельчение зерна.

Таким образом, оптимальными с точки зрения максимальной трещиностойкости и хладостойкости являются литейные стали, имеющие предел текучести 300-800 МПа, так как они обладают рациональным сочетанием характеристик прочности и пластичности. Стали с пределом текучести < 300 МПа не могут быть использованы в качестве хладостойких в связи с низкими характеристиками прочности. Стали с пределом текучести > 800 МПа обладают низкой хладостойкостью вследствие пониженной пластичности. Эти стали в условиях низких температур могут быть, по-видимому, использованы, в основном, в качестве износостойких.

Влияние температуры на характер разрушения хорошо иллюстрируется схемой вязко-хрупкого перехода, предложенной А.Ф. Иоффе и развитой Н.Н. Давиденковым (рис. 13.4). Согласно этой схеме характер разрушения определяется соотношением значений сопротивления сдвигу (предела текучести σ_т) и сопротивления отрыву σ_отр (сопротивления микросколу).

Температурные зависимости σ_т и σ_отр имеют различный характер: s _т = s ₀ + kd ^–1/2. При понижении температуры напряжение трения решетки s _т = = s ₀ = Be^{–b Т} (В, β — постоянные) возрастает, что ведет к росту предела текучести. Сопротивление отрыву (микросколу) s _отр = (4Gg /k)d ^–1/2 мало зависит от температуры. Температура пересечения этих зависимостей является критической температурой хрупкости, соответствующей смене механизма разрушения с вязкого на хрупкий.

Рис. 13.4. Схема вязко-хрупкого перехода
по Иоффе–Давиденкову:
1 — разрушающее напряжение или сопротивление отрыву;
2 — напряжение течения или сопротивления сдвигу;
Т_кр — критической температурой хрупкости

Факторы, влияющие на хладноломкость металлов, можно разделить на 4 основные группы.

1. Внешние факторы: температура, условия и скорость нагружения.

2. Внутренние металлургические факторы: тип кристаллической решетки, химический состав, структура и размер зерна, загрязненность металла неметаллическими включениями, метод выплавки.

3. Конструктивные факторы: масштабный эффект, концентраторы напряжений.

4. Технологические факторы: состояние поверхности, остаточные напряжения, обусловленные технологией изготовления.

Помимо температуры, на сопротивление стали разрушению влияет характер приложения нагрузки. Как правило, повышение скорости нагружения способствует снижению сопротивления разрушению. При этом снижаются значения трещиностойкости и повышаются температуры вязко-хрупкого перехода. Известно, что аварии судов на море происходили при совместном действии низких температур и сильного волнения — штормовой погоды.

Влияние структуры. Склонность к хрупкому разрушению при низких температурах зависит от кристаллической структуры металла.

Металлы с кристаллической решеткой объемноцентрированного куба (стали на основе α-железа, вольфрам, хром, молибден и др.), а также некоторые металлы с гексагональной плотноупакованной решеткой (цинк, кадмий, магний) относятся к хладноломким металлам. Титан, хотя и имеет решетку ГП, но сохраняет пластичность и при низких температурах. Металлы с решеткой гранецентрированного куба (аустенитные стали, медь, алюминий, никель) не склонны к хладноломкости.

Влияние легирующих элементов на механические свойства сталей с ОЦК-решеткой. Механические свойства и разрушение сталей зависят от структуры, которая в первую очередь определяется химическим составом, размером действительного зерна и состоянием его границ, видом и характером неметаллических включений.

Влияние легирующих элементов на свойства стали обусловлено их действием на измельчение зерна, упрочнение феррита за счет образования твердых растворов внедрения и замещения, упрочнением за счет выделения частиц второй фазы различной степени дисперсности и изменением прокаливаемости.

Углерод, как и азот, являющийся эффективным упрочнителем, образует с железом твердые растворы внедрения. Однако его растворимость в феррите невелика, что приводит к снижению упрочняющего эффекта. Вместе с тем высокая прочность мартенсита закалки сопровождается снижением вязкости и необходимостью проведения отпуска. При отпуске образуются карбиды, мартенсит обедняется углеродом и снижается действие твердорастворного механизма упрочнения. Образующиеся довольно крупные частицы цементитного типа в ферритной матрице более тверды и хрупки, чем матрица. Поэтому при нагружении на поверхности раздела создается объемно-напряженное состояние, которое может приводить к образованию микротрещин.

Углерод повышает порог хладноломкости сталей и уменьшает ударную вязкость при температурах выше критической температуры (рис. 13.5). Увеличение в отожженной и нормализованной стали содержания углерода на 0,1 % повышает порог хладноломкости на 20 °С.

Рис. 13.5. Влияние содержания углерода, % (цифры на кривых) на хладноломкость стали

На рис. 13.6 приведена зависимость критической температуры хрупкости, соответствующей уровню KCT = 20 Дж/см² от содержания углерода в нормализованной стали. С увеличением содержания углерода критическая температура непрерывно растет, но этот рост замедляется в интервале концентраций от 0,13 до 0,23 %. Влияние содержания углерода на хладостойкость стали тесно связано с появлением в структуре, наряду с ферритом (Ф), более хрупкого перлита (П).

Таким образом, для получения хладостойких сталей необходимо снижать концентрацию углерода. При этом одновременно улучшается свариваемость стали. Присутствие некоторого количества перлита в структуре необходимо для обеспечения достаточного уровня прочности стали. В конструкциях, работающих в условиях низких температур, целесообразно использование малоперлитных сталей, содержащих 0,10–0,25 % С.

Рис. 13.6. Зависимость критической температуры хрупкости, соответствующей КСТ = 20 Дж/cм² (а),
и количества структурных составляющих (б) от содержания углерода в стали

Легирующие элементы оказывают влияние на свойства феррита, положение критических точек в стали, кинетику γ ↔ α-превращения и размер зерна.

Одновременное повышение твердости, прочности и ударной вязкости обеспечивает никель во всем диапазоне концентраций и марганец в количестве до 2,0 %. Хром мало влияет на твердость феррита, но при содержании до 1,5 % увеличивает его вязкость. Увеличение содержания кремния более 0,8 % приводит к резкому снижению ударной вязкости. Кремний и марганец во всем исследованном диапазоне концентраций значительно повышают твердость феррита. Введение в сталь марганца до 2 % и кремния до 0,8 % приводит к заметному упрочнению ферритной матрицы, почти не ухудшая ее пластичности и вязкости.

Влияние микролегирования и размеров зерен на хладостойкость. Большое влияние на характер разрушения оказывает размер зерна стали. При измельчении зерна растет предел текучести и одновременно снижается температура перехода в хрупкое состояние. Увеличение средних размеров зерен малоперлитной низколегированной стали от 15 до 50 мкм за счет изменения режима аустенитизации и скорости охлаждения приводит к повышению критической температуры на 60 °С и снижению ударной вязкости на 40–50 Дж/см².

Согласно схеме вязко-хрупкого перехода, размер зерна влияет как на предел текучести, так и на сопротивление отрыву (рис. 13.7). У мелкозернистого металла предел текучести меньше сопротивления отрыву. Чем мельче зерно, т. е. больше параметр d ^–1/2, тем больше D s = s _отр – s _т, т.е. меньше опасность хрупкого разрушения. Хрупкое разрушение будет иметь место, если размер зерен больше d_кр.

Рис. 13.7. Влияние диаметра зерна на предел текучести σ_т и разрушающее напряжение σ_отр образцов из мягкой стали, испытанных на растяжение при 77 К

Для одновременного повышения прочности и хладостойкости стали широко применяют микролегирование сильными карбонитридообразующими элементами. С этой целью используют металлы IV и V групп: ванадий, ниобий, титан и цирконий. Карбонитриды обусловливают дисперсионное упрочнение, измельчение зерна аустенита и действительного зерна стали. Наиболее эффективное действие карбонитридов на свойства стали достигается при таком содержании легирующих элементов и температуры аустенитизации, при которых в раствор переходит упрочняющая фаза в количестве, достаточном для последующего дисперсионного упрочнения, а нерастворенной остается такое ее количество, которое необходимо для создания эффективных барьеров, тормозящих рост зерен при нагреве.

Опыт эксплуатации микролегированных сталей показал, что оптимальной является концентрация ванадия до 0,12 %, ниобия — до 0,06 %, титана — до 0,04 %. При большей концентрации малорастворимые примеси диффундируют к границам зерен, являющимся областями с меньшей плотностью, обогащают их и охрупчивают.

Исследование влияния микролегирования ванадием на свойства проводили на литейных сталях 20Л и 20ФЛ после нормализации при 900 °С с выдержкой в печи 2 ч (табл. 13.1).

Для максимального проявления эффекта дисперсионного твердения при микролегировании ванадием карбонитриды ванадия должны полностью раствориться в аустените при нагреве. Но при этом устраняются «барьеры», тормозящие рост зерна. Для сохранения «барьеров» при микролегировании целесообразно использование комбинаций элементов. Так, при совместном использовании ванадия и алюминия ванадий обеспечивает зернограничное упрочнение по механизму дисперсионного твердения. Алюминий, нитрид которого растворяется в аустените при более высоких температурах, способствует измельчению аустенитного зерна и препятствует его росту при нагреве. Дополнительное введение титана дает положительный эффект за счет смещения начала образования нитридов алюминия в более низкотемпературную область и за счет предотвращения выделения пленочных нитридов алюминия. Эффект контролируемой прокатки резко возрастает при совместном микролегировании ванадием и ниобием. Малоперлитные стали типа 07Г2БФ после контролируемой прокатки обеспечивают предел текучести более 420 МПа при удовлетворительной пластичности, вязкости и хладостойкости.

Использование таких технологических приемов как понижение температуры конца прокатки способствует измельчению зерна и, следовательно, повышению хладостойкости. При низкой температуре конца прокатки в процессе рекристаллизации формируется более мелкое аустенитное зерно. Следствием этого является более мелкое ферритное зерно при превращении в процессе охлаждения. Прокаткой при пониженной температуре можно получить лист с высокой вязкостью в состоянии прокатки. Мелкозернистая структура после прокатки также является благоприятным условием для термической обработки и улучшает вязкость стали в нормализованном состоянии.

Резко отрицательное действие на хладостойкость оказывают вредные примеси: фосфор и сера. Растворяясь в феррите, фосфор заметно искажает кристаллическую решетку твердого раствора и повышает температуру перехода в твердое состояние. Охрупчивающее влияние фосфора усиливается при обогащении им межзеренных границ благодаря развитию ликвационных процессов. Обогащение фосфором границ аустенитных зерен может также явиться следствием перераспределения примесей из-за неодновременного протекания процессов превращения неравновесных структур. Обратимая отпускная хрупкость способствует не только абсолютному уменьшению уровня ударной вязкости, но и существенному повышению порога хладноломкости. Легирование молибденом снижает как склонность стали к отпускной хрупкости, так и порог хладноломкости. Повышение содержания фосфора на 0,01 % в литой стали 35Л увеличивает критическую температуру хрупкости на 20 °С.

В отличие от фосфора сера практически нерастворима в феррите и присутствует в стали в виде сульфидов. Сернистые включения могут иметь вид обособленных сульфидов и в виде строчек располагаются по границам зерен. Последний вид включений особенно вреден с точки зрения хладостойкой стали, так как приводит к ослаблению границ зерен и затрудняет пластическую деформацию. Введение марганца в жидкую сталь приводит к образованию сульфида марганца вместо сульфида железа, что несколько уменьшает вредное влияние серы. Однако сульфиды марганца пластичны при температурах горячего деформирования и не улучшают ударную вязкость в направлении, перпендикулярном направлению прокатки. Увеличение содержания серы в литой стали 25Л от 0,02 до 0,05 % более чем в два раза снижает ударную вязкость при –40 °С.

Действие вредных примесей, особенно серы, может быть существенно ослаблено модифицированием за счет введения в жидкую сталь кальция и редкоземельных металлов (РЗМ). Модифицирование кальцием способствует снижению концентрации серы, формированию более мелких трудно деформируемых неметаллических включений, имеющих более благоприятную глобулярную форму. Ударная вязкость возрастает в 1,5–2 раза, резко уменьшается скорость распространения усталостной трещины, увеличиваются характеристики вязкости разрушения.

Введение кальция существенно влияет на тип и распределение неметаллических включений, способствуя образованию более мелких равноосных глобулярных комплексных включений. Дополнительное введение бария в кальцийсодержащую сталь способствует еще большему измельчению неметаллических включений и их равномерному распределению в матрице.

РЗМ, вводимые в жидкую сталь, не входят в состав твердого раствора, не обогащают границ зерен, а полностью находятся в неметаллических включениях глобулярной формы. При введении небольших добавок РЗМ (до 0,15 %) они вступают во взаимодействие только с серой и кислородом. С увеличением добавок РЗМ до 0,4 % возрастает вероятность связывания ими фосфора, мышьяка, сурьмы и др. в неметаллические включения, что уменьшает опасность охрупчивания стали при понижении температуры. При этом достигается более существенное снижение порога хладноломкости и, кроме того, уменьшается склонность стали к обратимой отпускной хрупкости.

Эффективным технологическим приемом, позволяющим существенно повысить хладостойкость литых сталей, является обработка их комплексными лигатурами, содержащими редкоземельные и щелочноземельные металлы (ЩЗМ). Однако десульфирующая и модифицирующая способность подобных лигатур в значительной мере определяется степенью раскисленности стали. Это объясняется тем, что РЗМ и ЩЗМ обладают высоким сродством как к кислороду, так и к сере, и в случае низкого содержания алюминия в стали в основном расходуются на раскисление. С увеличением концентрации алюминия содержание несвязанного кислорода в стали уменьшается и, следовательно, вероятность взаимодействия РЗМ и ЩЗМ с серой возрастает. Так, для стали 12ХГФЛ, обработанной лигатурой ЩЗМ, степень десульфурации (9 %) оказалась при содержании алюминия 0,015 %, при увеличении концентрации алюминия до 0,055 % степень десульфурации возросла до 46 % (рис. 13.8).

Рис. 13.8. Влияние алюминия и ЩЗМ на ударную вязкость стали 12ХГФЛ:

1 — без обработки ЩЗМ, 2 — с обработкой ЩЗМ

При концентрации остаточного алюминия в стали менее 0,03 % наблюдается падение ударной вязкости, связанное с присутствием пленок сульфидных эвтектик, располагающихся по границам зерен (второй тип включений по классификации Симса и Даля). В этом случае обработка стали комплексным сплавов малоэффективна в связи с тем, что основная часть его расходуется на раскисление, а загрязненность его пленочными сульфидами практически не меняется.

Повышение ударной вязкости стали, обработанной ЩЗМ, наблюдается при относительно высоких (более 0,03 %) концентрациях алюминия. Металлографические исследования показали, что кальций в этом случае принимает активное участие в формировании оксисульфидных глобулярных включений. Это подтверждено микрорентгеноспектральным анализом, проведенным как на шлифах, так и на изломах образцов после ударных испытаний. При этом распределение включений в объеме металла приобретает более равномерный характер, а общий индекс загрязненности стали снижается на 25–30 %. Кроме того, существенно уменьшаются размеры включений (характерный размер включений без обработки лигатурой составляет 3,75–8,75 мкм, а в стали, обработанной лигатурой, — 1,25–6,25 мкм).

Вследствие того, что сульфиды кальция и сульфиды марганца образуют ряд твердых растворов с высокой температурой плавления, происходит выделение комплексных сульфидов на более ранней стадии кристаллизации стали. Комплексные сульфидные включения, содержащие CaS, хорошо ассимилируются известково-глиноземными расплавами — продуктами раскисления. Поэтому в стали, раскисленной алюминием и ЩЗМ, выделяющаяся оксидная фаза оказывается в сульфидной оболочке. В этом случае оксидные сегрегации Al₂O₃ остроугольной формы превращаются в глобулярные, равномерно распределенные в объеме металла, частицы, что существенно уменьшает их отрицательное влияние как концентраторов напряжений.

Из газов, растворенных в стали, особенно неблагоприятное действие на хладостойкость оказывает водород. Водород в стали может находиться либо в твердом растворе внедрения в виде атомов или ионов, либо в молекулярной форме. В последнем случае он располагается в порах, иногда называемых коллекторами водорода, причем давление водорода в коллекторах может достигать значительных величин. При повышенных температурах и давлении водород может взаимодействовать с углеродом с образованием метана СН₄. Реакция образования метана протекает преимущественно по границам зерен, что ослабляет связь между ними. Внутреннего давления водорода в порах недостаточно для образования трещин. Разрушение развивается при миграции водорода в очаг деформации перед растущей трещиной. Подвижность водорода и его способность легко перемещаться вместе с дислокациями приводит к скоплению водорода в местах концентрации напряжений, на границе включение — матрица, что способствует хрупкому разрушению стали, особенно при низких температурах.

Эффективное очищение стали от вредных примесей и газов достигается при использовании установок внепечного рафинирования и вакуумирования (УВРВ). В них наводится высокоактивный шлак, применяется вакуумное раскисление углеродом и дегазация. В табл. 13.2 приведены некоторые показатели выплавки толстолистовой высокопрочной среднелегированной стали марки 35Х2Н4МДФА по двум вариантам. Первый вариант предусматривал обработку полупродукта на УВРВ с применением РЗМ для раскисления и десульфурации, вакуумирование, раскисление кремнием на 0,15–0,18 % и окончательное раскисление алюминием из расчета 0,3 кг/т с введением РЗМ в количестве также 0,3 кг/т. Второй вариант предусматривал обычную мартеновскую выплавку с раскислением, аналогичным первому варианту.

Обработка на УВРВ позволяет существенно уменьшить содержание вредных примесей, газов и неметаллических включений, что благоприятно влияет на уровень механических свойств при низких температурах.

На рис. 13.9 приведены температурные зависимости ударной вязкости, доли вязкой составляющей в изломе при испытании на статический изгиб образцов с надрезом и статической трещиностойкости, определенной на компактных образцах.

Рис. 13.9. Температурные зависимости ударной вязкости (а), доли вязкой составляющей в изломе
(б) и трещиностойкости (в) высокопрочной стали, выплавленной по двум (1, 2) вариантам

Эффективным методом измельчения зерна является термическая обработка и термоциклирование. Термоциклическая обработка (ТЦО) сопровождается многократными фазовыми превращениями при циклических нагревах и охлаждениях с оптимальными скоростями. Нагревы и охлаждения проводят в области неполного α → γ-превращения в межкритическом интервале температур. Кроме измельчения зерна ТЦО обеспечивает термонаклеп и концентрацию вредных примесей в изолированных участках рельефного феррита, что также способствует повышению свойств стали. Исследование влияния режимов термической обработки на механические свойства проводили на сталях 20Л и 20ФЛ. При использовании термоциклирования были получены более высокие характеристики механических свойств, а вязкость разрушения возросла в 1,5 раза.

Это объясняется характером получаемой структуры и измельчением зерна.

Так, при замене нормализации на термоциклическую обработку происходит изменение структуры от феррито-перлитной к мелкодисперсной упорядоченной смеси перлитообразного сорбита и феррита (рис. 13.10). При этом также происходит существенное измельчение действительного аустенитного зерна (с 5–6 до 10–11 балла). В нормализованной структуре достаточно хорошо видны контуры грануляционной сетки, которые почти полностью исчезают после термоциклирования (рис. 13.10, а, б).

Рис 13.10. Микроструктура стали 20Л после
нормализации (а) и термоциклирования (б), а также микрорельеф излома ударных образцов при –60 °С
после нормализации (в) и термоциклирования (г):
а) 750^×; б) 1000^×; в), г) 300^×

Характер поверхности разрушения при этом также изменяется. На рис. 13.10, в, г показан микрорельеф излома образцов, испытанных на ударный изгиб при –60 °С. В первом случае излом образован фасетками скола, а во втором — фасетками квазискола с более активным выявлением трещины, сопровождаемым дополнительным поглощением энергии.

Этот способ может быть также использован в других сплавах, имеющих превращение, близкое по своим характеристикам к преврщению в стали.

После термоциклирования стали по сравнению со сталями, прошедшими обычную термическую обработку, имеют значительно более высокие прочностные свойства при одновременном снижении порога хладноломкости в области более низких температур. Термоциклирование дает такое упрочнение, при котором повышение прочностных свойств достигается без снижения пластичности и ударной вязкости.

Термоциклическая обработка (ТЦО) благодаря получению сверхмелкого зерна способствует повышению штампуемости сталей и даже переводу материала в состояние сверхпластичности.

ТЦО улучшает вязкость зоны термического влияния при электрошлаковой сварке крупногабаритных плит из стали 10ГН2МФА атомных энергетических установок. Практическое совмещение ТЦО с электрошлаковой сваркой достаточно просто. Оно осуществляется синхронно с прохождением водоохлаждаемого формирующего ползуна перемещением индуктора, питаемого от стабилизированного источника питания повышенной частоты. После электрошлаковой сварки ударная вязкость KCU металла зоны термического влияния при 20 °С составила 26 Дж/см², а после 5 циклов ТЦО она возросла до 158 Дж/см².

Трехкратное повторение циклов фазовых превращений α ↔ γ толстолистовой корпусной углеродистой стали 22К (0,19–0,28 % С; 0,75–1,00 % Mn) позволило получить мелкозернистую структуру с глобулярным цементитом, что обеспечило по сравнению с обычной термообработкой снижение на 25 °С критической температуры вязко-хрупкого перехода, повышение вязкости разрушения на 30–40 % при температурах до –100 °С. Для металла, подвергнутого ТЦО, предел выносливости на базе 5000 циклов составил 490 МПа по сравнению с 430 МПа для улучшенного состояния.

Использование ТЦО сплавов алюминия, титана и никеля также позволило повысить характеристики вязкости разрушения, длительной и усталостной прочности. Кроме того, ТЦО сплавов на основе Al—Mg—Si может с успехом заменить длительную операцию искусственного старения, одновременно повысив общую пластичность в 1,5–1,7 раза.

Масштабный эффект. Механическую прочность стали и ее работоспособность обычно определяют в лабораторных условиях на образцах малых размеров по сравнению с действительными изделиями. Эти данные используют для оценки пригодности стали и для расчета конструкций.

Однако, в действительности существуют расхождения механических свойств конкретных изделий и образца даже при соблюдении подобия геометрических размеров и условий испытания с условиями эксплуатации. Эти явления называют масштабным эффектом или масштабным фактором.

Увеличение размеров детали способствует стеснению пластического течения, которое возрастает по мере удаления от ее свободной поверхности. В центральной части крупных изделий может развиваться объемное напряженное состояние, близкое к равномерному трехосному растяжению. Разрушение таких изделий, по крайней мере в центральной части, носит хрупкий характер.

Следует также иметь в виду, что появление дефектов в материале подчиняется вероятностным законам, вследствие чего прочность имеет статистическую природу. Чем больше размер образца, тем больше опасность присутствия в нем опасных дефектов, развития ликвации, пористости, различия в размерах зерен, меньшей степени проработки структуры при ковке, прокате или термической обработке. Так, например, из-за слабой прокаливаемости в больших сечениях критическая температура хрупкости может повышаться на 20 °С и более. Все это увеличивает склонность к хрупким разрушениям.

Типичная кривая зависимости коэффициента интенсивности напряжений от размеров образцов представлена на рис. 13.11. Видно, что для геометрически подобных образцов с увеличением размеров происходит ассимптотический переход от больших значений K_c к меньшим. С увеличением толщины образца температурная зависимость K_c смещается в область более высоких температур. Кроме того, с увеличением размера детали d происходит уменьшение доли поверхностной энергии в общем балансе энергий, так как накапливаемая упругая энергия растет пропорционально d ³, а поверхностная энергия — d ². Поэтому масштабный фактор проявляется не только в ужесточении напряженного состояния и воздействии на структуру, но и в увеличении способности системы к накоплению избыточной энергии упругой деформации.

Рис. 13.11. Зависимость вязкости разрушения
от толщины образца

Концентраторы напряжения. Влияние конструктивных концентраторов напряжений (надрезы, выточки, переходы, шейки и т. д.) оказывают существенное влияние на прочность, характер разрушения и надежность изделий.

Анализ причин хрупких разрушений показывает, что трещины обычно начинаются от надрезов, являющихся концентраторами напряжений. Надрезом является любое нарушение непрерывности металла. К надрезам относятся дефекты сварных соединений (пористость, непровар, пустоты по сечению шва), поверхностные царапины, неметаллические включения, газовые раковины. В месте надреза пластическая деформация стеснена, что приводит к увеличению сопротивления пластической деформации, т. е. к росту σ_т. Чем острее и глубже надрез, тем больше стеснена пластическая деформация, тем выше σ_т. Под влиянием надрезов металл разрушается хрупко при более высокой температуре (табл. 13.3). Чувствительность к концентрации напряжений является важной характеристикой надежности материала, по которой более прочный металл чаще уступает менее прочному.

Чем острее надрез, тем выше концентрация напряжений, тем больше опасность хрупкого разрушения.

Известен случай разрушения сферического резервуара диаметром 11,735 м с толщиной стенок 15,8 мм, служившего для хранения сжатого водорода. Авария произошла при температуре минус 18 °С. Трещины шли по сварным швам. Возле места приварки лаза к сфере наблюдался ряд небольших трещин, возникших в процессе изготовления, которые и послужили, по мнению автора, очагами разрушения. В связи с этим автор указывал, что опасность разрушения при низких температурах особенно сильно возрастает при одновременном сочетании концентрации напряжений, пороков сварки или дефектов материала и больших остаточных напряжений.

При хрупких разрушениях очаги трещин обычно возникают в местах концентрации напряжений. Особенно опасно действие конструктивных концентраторов напряжений в сочетании с местными напряжениями, вызванными сосредоточенным приложением нагрузки или остаточными напряжениями.

Совместное действие остаточных напряжений и концентраторов привело к аварии грузового судна CIM, которое строилось в Стурджоне (США): разрушился стыковой шов обшивки, разрушение распространилось в обоих направлениях на длину около 3 м. Начальной точкой разрушения было пересечение шва обшивки со стыковым швом в настиле двойного дна, сваренного несколько раньше. В результате несоблюдения последовательности сварочных операций возникли объемные остаточные напряжения, которые и обусловили переход соединения в хрупкое состояние. Резкое снижение температуры с 2 до –18 °С привело к аварии (сварка –– 1 января, авария –– 4 января).

Чистота поверхности. Макро- и микронеровности, остающиеся на поверхности после грубой обточки, вызывают местное увеличение напряжений и наклеп поверхности, поэтому порог хладноломкости у таких образцов сдвинут в сторону положительных температур по сравнению со шлифованными или полированными образцами.

Травление поверхностного слоя после механической обработки уменьшает влияние концентраторов напряжений на переход в хрупкое состояние стали при низких температурах и сдвигает порог хладноломкости в сторону низких температур.

Поверхностные покрытия также сдвигают критическую температуру перехода в хрупкое состояние в сторону низких температур.

Дефекты сварного соединения. В сварном шве возможно образование пористости, непроваров и трещин, которые могут служить концентраторами напряжений и способствовать хрупкому разрушению.

Характерными признаками вязкого и хрупкого разрушения являются энергоемкость, т. е. величина работы разрушения, вид трещины и поверхности излома (рис. 13.12) и скорость распространения трещины (табл. 13.4).

При разрушении по хрупкому механизму затрачивается значительно меньшая работа на процесс самого разрушения, чем при вязком. Начавшееся хрупкое разрушение является самопроизвольным процессом. Оно происходит за счет высвобождения накопленной в системе упругой энергии, и поэтому для распространения трещины не требуется подвод энергии извне. При хрупком разрушении затрата энергии на образование новых поверхностей в результате раскрытия трещины меньше, чем освобождающаяся при этом накопленная упругая энергия. При вязком разрушении затрачивается значительно большая работа. Для развития вязкого разрушения необходим непрерывный внешний подвод энергии, расходуемой на пластическое деформирование металла впереди растущей трещины и преодоление возникающего при этом упрочнении. При этом работа, затрачиваемая на пластическую деформацию, значительно превышает работу собственно разрушения.

При хрупком разрушении магистральная трещина имеет малый угол раскрытия (острая трещина), пластическая деформация вблизи поверхности разрушения почти полностью отсутствует. При вязком разрушении трещина имеет большой угол раскрытия (тупая трещина), поверхность разрушения характеризуется значительной степенью пластической деформации.

При низких температурах межзеренные границы обычно прочнее самих зерен, и поэтому у большинства металлов при низких температурах разрушение имеет транскристаллитный характер и проходит по зернам, а не по границам между ними. При повышенных температурах межзеренные границы обычно слабее зерен. Поэтому разрушение при повышенных температурах имеет, как правило, межкристаллитный характер.

Микроизлом при хрупком разрушении имеет блестящую гладкую поверхность. Плоские грани расколотых кристаллических зерен придают металлический блеск хрупкому излому. Электронно-микроскопическое исследование обнаруживает «речные узоры» или «ручьистое» строение излома (рис. 13.12, а), являющееся следствием взаимодействия движущейся трещины с дефектами кристалла, а также наличие предпочтительных кристаллографических ориентировок фасеток скола. Излом при вязком разрушении (рис. 13.12, б) имеет матовый волокнистый характер без металлического блеска. Электронно-микроскопическое исследование обнаруживает характерное «чашечное» строение излома.

Для хрупкого разрушения характерна высокая скорость распространения трещины, достигающая приблизительно 0,4 скорости распространения звука в металле. Отсюда скорость распространения хрупкой трещины для стали должна составлять около 2 · 10³ м/с. Скорость распространения вязкой трещины значительно ниже и определяется скоростью нарастания напряжений.

С помощью рассмотренных признаков можно определить характер разрушения детали или конструкции (вязкий или хрупкий механизм). Необходимость квалификации характера разрушения в каждом отдельном случае обусловлена тем, что меры борьбы с вязким и хрупким разрушением принципиально различны. В случае вязкого разрушения необходимо повышать прочность материала. При хрупком разрушении надо, наоборот, увеличивать вязкость и пластичность, при необходимости даже снижая прочность. Наиболее опасно хрупкое разрушение.

К сталям этой группы относятся стали марок 09Г2, 09Г2С, 09Г2СД, 16Г2АФ, 14Г2АФ, 14Г2САФ и др. Из-за дефицитности никеля его применение в сталях этого типа ограничено. Стали типа 14Г2АФ, 16Г2АФ и их варианты 14Г2САФ, 16Г2САФ широко используются в нормализованном состоянии для изготовления газопроводных труб диаметром 1020–1420 мм. Их прочность s _в = 560–600 МПа, а ударная вязкость при –60 °С в случае снижения содержания серы до 0,01 % составляет @ 60 Дж/см².

Механические свойства при 293 К, а также значения ударной вязкости при 233 и 203 К листового проката толщиной 10–25 мм из двух марок стали этой группы приведены в табл. 13.5.

Хром несколько повышает прочность стали и при содержании до 1 % увеличивает ее вязкость. Увеличение концентрации хрома более 1,5 % приводит к повышению порога хладноломкости.

Прочность стали может быть повышена при легировании медью за счет упрочнения твердого раствора, дополнительного измельчения зерна, а при более высоких концентрациях (до 0,8 %) — за счет дисперсионного упрочнения. Одновременно может быть снижена критическая температура хрупкости. Однако стали с медью пока не получили широкого распространения из-за опасности возникновения красноломкости.

Из всех легирующих элементов в наибольшей степени никель понижает хладноломкость стали. Никель и железо полностью растворимы друг в друге, имеют близкое кристаллическое строение решеток. Никель не является карбидообразующим элементом, он находится в твердом растворе в феррите или аустените. Никель упрочняет феррит и одновременно увеличивает его вязкость. Никель увеличивает прокаливаемость стали, измельчает зерно, а также снижает концентрацию примесей на дислокациях и уменьшает блокирование дислокаций примесными атомами внедрения.

В табл. 13.6 приведены широко используемые конструкционные низколегированные стали для сварных конструкций северного исполнения и основные области их применения.

Механические свойства низколегированных свариваемых сталей марок 09Г2С, 14Г2АФ
(лист толщиной << 0,20 мм)