7.3. ХРУПКОЕ РАЗРУШЕНИЕ

С увеличением толщины металла возрастает структурно-механическая неоднородность материала, повышается вероятность появления дефектов. При этом также увеличиваются напряжения по толщине металла и создаются условия для перехода от плоского напряженного состояния к плоскодеформированному. Статистический анализ причин разрушения крупногабаритных толстостенных сосудов, работающих под давлением, свидетельствует о том, что более чем в 80 % случаев разрушение происходит в результате образования и роста трещин в сварных соединениях.

Высокая прочность материалов только тогда может быть реализована в конструкциях, когда она сочетается с достаточным запасом других свойств и прежде всего с вязкостью разрушения.

В зависимости от степени деформации материала, предшествующей разрушению, различают хрупкое (внутризеренное и межзеренное), квазихрупкое и вязкое разрушения.

Одним из наиболее распространенных методов определения микромеханизма разрушения является исследование поверхности раздела с помощью растрового электронного микроскопа.

Хрупкое разрушение характеризуется наличием на поверхности излома фасеток скола. Например, в феррите внутризерен-ный скол происходит вдоль плоскостей типа (100), а направление распространения трещины совпадает с кристаллографическим направлением [1101. Межзеренное хрупкое разрушение является следствием адсорбционного обогащения вредными примесями и, как следствие, снижения в десятки раз поверхностной энергии межзеренного сцепления. Степень пластической деформации металла и энергоемкость процесса при хрупком разрушении минимальны.

Для вязкого разрушения характерна многостадийность процесса, включающего появление пор у частиц второй фазы, образование чашек в результате разрастания и слияния смежных микропустот вокруг пор, пластическая деформация материала вокруг микропустот и его разрыв.

Снижение температуры, переход от плосконапряженного состояния к плоскодеформированному, повышение предела текучести материала способствуют смене вязкого механизма разрушения хрупким.

Для изучения влияния состава структуры и морфологии структурных составляющих на кинетику и микромеханизм разрушения принята следующая методика. После имитации термических циклов сварки с помощью индуктора ТВЧ на заготовках размерами 11 X11 х55 мм подготавливали стандартные образцы типа II по ГОСТ 9454—78, которые испытывали на ударный изгиб при рабочей температуре, установленной для данной марки стали. Энергию маятника копра подбирали такой, чтобы обеспечить зарождение трещины и ее распространение на часть сечения,

предотвратив полное разрушение образца. Траекторию движения трещины на этапе зарождения в среднем продольном сечении образца исследовали на микрошлифах с помощью микроскопа типа Metaval в металле околошовного участка ЗТВ сварных соединений низколегированных сталей [73].

Характер распространения трещин в мартенситной структуре преимущественно межзеренный. При нагружении металла микротрещины, возникающие по границам пакетов мартенсита, объединяются в магистральную трещину.

Последующий отпуск при температуре 650—700 °С существенно повышает сопротивление хрупкому разрушению металла с мартенситной структурой. Уже при сравнительно низких температурах нагрева (300—400 СС) в структуре мартенсита выделяются дисперсные карбиды преимущественно на больше- и малоугловых границах. По мере увеличения температуры карбиды коагулируют, особенно интенсивно на границах структуры и субструктуры, т. е. в зонах, где наиболее значительна скорость диффузии атомов углерода, железа и легирующих элементов.

Обеднение твердого раствора углеродом, снижение плотности дислокаций, интенсивная коагуляция карбидов, выделение дисперсных карбонитридов ванадия и их коагуляция — все это способствует повышению сопротивления хрупкому разрушению металла с мартенситной структурой в процессе отпуска.

Чем выше степень гомогенизации бывшего аустенитного зерна, особенно в сталях, легированных карбидообразующими элементами, тем более близки по размеру и выделяющиеся при последующем отпуске карбиды и тем равномернее их распределение. Отмеченное обстоятельство противодействует тенденции к снижению ударной вязкости металла в результате увеличения размера верна при сварочном нагреве с возрастанием длительности пребывания фс, если е8оо-боо tn и тем более меньше г„. м И ек. б» т. е. длительностей, соответствующих концу мартенситного и бейнитного превращений аустенита.

С увеличением т800_Б00 в интервале от тб до тф содержание мартенсита в структуре уменьшается, а бейнита возрастает. В рассматриваемом интервале изменения %,„_,;„„ превращение аустенита сопровождается образованием преимущественно реечного мартенсита и нижнего бейнита.

Разрушение металла со структурой, содержащей более 40 % мартенсита, квазихрупкое. В пакетах бейнита трещина изменяет направление движения.

По мере уменьшения содержания мартенсита в структуре с 40 до 20 % и соответствующего увеличения содержания бейнита при сокращении т800_500 от 75 до 12 с энергоемкость процесса разрушения возрастает. Хрупкая трещина пересекает пакеты мартенсита. При пересечении трещиной границ бывших реек мартенсита образуются ступеньки скола.

. б Д^шпчщ Л. G. и др.129