Зварюваність теплостійких хромистих сталей для котлоагрегатів високих параметрів

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

Інститут електрозварювання ім. Є. О. Патона

Зварюваність теплостійких хромистих сталей для котлоагрегатів високих параметрів

Спеціальність 05.03.06

Зварювання та споріднені процеси і технології

АВТОРЕФЕРАТ

дисертації на здобуття наукового ступеня доктора технічних наук

СКУЛЬСЬКИЙ Валентин Юрійович

Київ-2009

Дисертація є рукопис

Робота виконана в Інституті електрозварювання ім. Є. О. Патона НАН України.

Науковий консультант доктор технічних наук, старший науковий співробітник Касаткін Олег Георгійович Інститут електрозварювання ім. Є. О. Патона НАН України, провідний науковий співробітник.

Офіційні опоненти академік НАН України, доктор технічних наук Махненко Володимир Іванович Інститут електрозварювання ім. Є. О. Патона НАН України, завідувач відділом;

доктор технічних наук, професор Кузнєцов Валерій Дмитрович Національний технічний університет України “Київський політехнічний інститут”, завідувач кафедрою відновлення деталей машин;

доктор технічних наук, професор Кондратюк Станіслав Євгенович Фізико-технологічний інститут металів і сплавів НАН України, завідувач відділом.

Захист відбудеться «23» грудня 2009 р. о 1000 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26.182.01 при Інституті електрозварювання ім. Є. О. Патона НАН України, 03680, МСП, м. Київ, 150, вул. Боженка, 11.

З дисертацією можна ознайомитись в бібліотеці Інституту електрозварювання ім. Є. О. Патона НАН України, 03680, МСП, м. Київ, 150, вул. Боженка, 11.

Автореферат розісланий « 17 » листопада 2009 р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради доктор технічних наук Л. С. Киреєв.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. В сучасних умовах теплова енергетика в Україні, як і в ряді країн світу, займає провідне місце у виробництві електроенергії. Разом з тим протягом декількох десятиліть, починаючи з кінця 50-х - початку 60-х р.р. минулого століття, однією з важливих проблем у теплоенергетиці, що перешкоджали підвищенню ККД котлоагрегатів, була недостатня жароміцність сталей, що застосовувалися. Високотемпературні компоненти (паропроводи і їхні елементи) з низьколегованих перлітних або бейнітних сталей з межею тривалої міцності (при 600 °С за 105 год.) до ~60 МПа досить надійно працювали при температурі Т до ~540…560 °С і тиску пари Р до 16...25 МПа. Однак вважалось, що подібні сталі з б-решіткою при певному легуванні можуть працювати при температурах до ~600…610 °С. Був створений ряд марок складнолегованих мартенситних сталей з вмістом хрому від ~8...9 до ~12 % з більш високою жароміцністю. Однак такі сталі не одержали поширення через недостатню вивченість їх властивостей (у випадку сталей з 8...9 % Cr) і низьку технологічність (сталі з ~12 % Cr). В останні роки більше уваги приділяється новим складнолегованим сталям з 9 % Cr з ? 80...100 МПа. Їх використання дозволяє вирішити задачу досягнення надкритичних параметрів пари (Т до 600…610 °С, Р до 30...31 МПа) у високотемпературних компонентах енергоблоків і підвищення ККД від 36...37 % (у старих блоках) до ~43...44 %. Використання сталей з підвищеним рівнем тривалої міцності при ремонті зношених високотемпературних компонентів котлоагрегатів і реконструкції діючих енергоблоків також дозволить підвищити їх надійність і збільшити термін експлуатації. Однак питання зварювання таких сталей вимагають вивчення й вирішення.

Представлена робота на тему «Зварюваність теплостійких хромистих сталей для котлоагрегатів високих параметрів» спрямована на вирішення важливої народногосподарської проблеми одержання якісних зварних з'єднань високотемпературних вузлів котлоагрегатів ТЕС, призначених для роботи при надкритичних параметрах пари.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Основна частина результатів даної роботи отримана при виконанні досліджень в ІЕЗ ім. Є. О. Патона НАН України, передбачених планами фундаментальних і прикладних програм Національної академії наук України: відомчих тем пріоритетного напрямку «Міцність, надійність і довговічність зварних конструкцій» (5/4 (номер держреєстрації 0100U004957), 5/7 (0103U005427), 5/8 (0100U003880)), цільових програм «Фундаментальні проблеми створення матеріалів з наперед заданими властивостями, методів їх з'єднання і обробки» (теми 5.34/34 (0102U003774), 5/28 (0107U002786)), науково-технічної програми «Ресурс» (2002-2006 р.р.).

Автор роботи був відповідальним співвиконавцем зазначених тем.

Мета й завдання досліджень. Мета роботи: на основі дослідження закономірностей впливу легування й умов зварювання на формування структури і властивостей зварних з'єднань теплостійких хромистих сталей розробити науково обґрунтовані принципи одержання зварних з'єднань з високою тривалою міцністю для високотемпературних вузлів котлоагрегатів із надкритичними параметрами пари.

Для досягнення поставленої мети необхідно було вирішити наступні завдання:

- визначити характер впливу хрому на фазовий склад хромистих сталей, сформулювати умови забезпечення їх однофазної мартенситної структури й обґрунтувати вибір хромистих теплостійких сталей для виготовлення зварних трубних систем котлоагрегатів із надкритичними параметрами пари;

- вивчити закономірності фазових перетворень при зварюванні хромистих сталей обраних систем легування, особливості формування структури й властивостей їх зварних з'єднань;

- дослідити фактори, що впливають на опір зварних з'єднань хромистих мартенситних теплостійких сталей утворенню тріщин при зварюванні і термічній обробці та визначити умови забезпечення тріщиностійкості;

- розробити рекомендації з легування металу швів, оптимізувати технологічні процеси зварювання й термообробки зварних з'єднань мартенситних хромистих сталей для одержання їх необхідних експлуатаційних властивостей.

Об'єкт дослідження. Зварюваність складнолегованих хромистих теплостійких сталей мартенситного класу.

Предмет дослідження. Закономірності формування структури, напружено-деформованого стану, тріщиноутворення та властивості зварних з'єднань хромистих теплостійких сталей при дуговому зварюванні та подальшій термічній обробці.

Методи досліджень. При проведенні роботи застосовано сучасні методи фізичних досліджень і випробувань. Для вивчення характеру фазових перетворень, формування структури й металографічних особливостей руйнування зварних з'єднань використані методи світлової й електроннопроменевої мікроскопії, мікрорентгенспектрального, диференціального термічного й дилатометричного аналізів, а також вимірювання твердості й мікротвердості за методом Віккерса. Випробування короткочасних механічних властивостей виконувались відповідно до вимог ГОСТ 6996-66, тривалих випробувань на повзучість при високих температурах - ГОСТ 3248-81. При дослідженні розвитку тимчасових напружень і деформацій у зварних з'єднаннях застосовувався метод моделювання термодеформаційних зварювальних циклів у жорсткозакріплених зразках на установці МІ-10 (конструкції ІЕЗ ім. Є. О. Патона); вимірювані в зразках температура (за допомогою термопари) і напруження (за допомогою блоку тензодатчиків і теристорного перетворювача напруги) реєструвалися комп'ютером. Схильність зварних з'єднань до сповільненого руйнування визначалась з допомогою метода вставок (Implant) та зварювання технологічних проб типу Теkken. При вивченні кінетики релаксації напружень, схильності до вторинного твердіння й утворення тріщин при відпуску зварних з'єднань застосовано метод, заснований на пічній обробці навантажених у спеціальному пристрої зварних зразків (метод ЦКТІ ім. І. І. Ползунова). Хімічний склад досліджуваних матеріалів визначався з допомогою спектрального аналізу, вміст дифузійного водню у наплавленому металі - спиртового методу.

Наукова новизна отриманих результатів.

Поглиблено уявлення про вплив хрому й вуглецю в залізовуглецевих системах і складнолегованих хромистих сталях на стабільність д-фериту. Встановлено, що умовою одержання однорідної мартенситної структури без д-фериту й задовільних фізико-механічних і технологічних властивостей сталі й металу швів є обмеження CrЭКВ?10 %. При оптимальних кількостях С, Mo, Мо+W, V, Nb, Ni, N, Si, Mn, характерних для теплостійких сталей, умова забезпечення однофазної мартенситної структури досягається при вмісті Cr у межах ~8,15...9…9,75%. Це підтверджує доцільність застосування сталей із системою легування 0,1С9СrMo(W)VNbNi і межею тривалої міцності ?80...100 МПа для виготовлення високотемпературних компонентів енергоблоків ТЕС.

Встановлено закономірності формування структури зварних з'єднань мартенситних сталей з 9 % Cr і виявлені умови утворення в них д-фериту. Показано, що при автоматичному зварюванні під флюсом на режимах з підвищеною погонною енергією (з q/v 20...22 кДж/см) можливе утворення д-фериту в металі швів і в навколошовній зоні на дільниці сплавлення. Утворення д-фериту у швах пов'язане з розвитком мікроструктурної неоднорідності в умовах уповільненої кристалізації й формуванням кристалізаційних прошарків з підвищеною концентрацією елементів-феритизаторів (Cr, Mo, Nb, V), а також зі зниженням вмісту вуглецю (нижче ~0,085 %). В навколошовній зоні д-ферит утворюється в результаті міжзеренного розплавлення, формування зародків фериту при лікваційному перерозподілі феритизаторів і вуглецю й наступного росту зародків за рахунок дуфузійного збідніння вуглецем прилеглих ділянок твердого розчину. Показано, що при зварюванні з'єднань різнорідних сталей аустенітними хромонікелевими матеріалами дифузійне переміщення вуглецю в зону шва з більшим вмістом хрому також веде до появи д-фериту в сталі з 9 % Cr; виключення утворення д-фериту в 9 %-ній хромистій сталі досягається при використанні присадних матеріалів на нікелевій основі.

Виявлено температурну залежність схильності зварних з'єднань сталей, що гартуються, до сповільненого руйнування, яка у координатах температура - час руйнування описується С-подібною кривою. Температура мінімуму тріщиностійкості, що відповідає мінімальному часу розвитку уповільненого руйнування, залежить від типу структури, що утворюється в з'єднанні при зварюванні. Показано, що в з'єднаннях мартенситних 9 %-них хромистих сталей схильність до утворення холодних тріщин проявляється при температурах нижче ~140 °С. Мінімум тріщиностійкості перебуває в області ~80...100 °С, при більших і менших температурах період руйнування збільшується.

Розвинено уявлення про закономірності низькотемпературного розпаду (відпуску) маловуглецевого мартенситу (на прикладі сталей 10/40Х9МФБ, 25Х2НМФА, 38ХН3МФА) і впливу структурного фактору на термокінетичні особливості уповільненого руйнування. Показано, що низькотемпературний розпад мартенситу, що супроводжується зняттям тетрагональності решітки й частковим знеміцненням твердого розчину, впливає на тріщиностійкість зварних з'єднань мартенситних сталей. З урахуванням відомих уявлень про механізм уповільненого руйнування й отриманих даних висунуте припущення, що різний ступінь розвитку мартенситного розпаду при зниженні температури до ~80 °С (температури зупинки розпаду) визначає характер розподілу в загартованому металі пружно-пластичних деформацій і ймовірність виникнення критичних зон із щільністю дислокацій і концентрацією водню, достатніх для розвитку руйнування. При температурах ~80...100 °С (у районі виявленого мінімуму тріщиностійкості) через низьку рухливість вуглецю мартенситний розпад розвивається поступово, починаючи від границь зерен. Виникаюча мікроструктурна неоднорідність у зоні границь створює умови для розвитку зосередженої деформації, швидкого локального нагромадження дефектів кристалічної будови й водню до критичної концентрації і приводить до скорочення періоду руйнування. При більш високих температурах створюються сприятливі умови для швидкого розпаду мартенситу в повному об'ємі загартованого металу і виходу дифузійного водню із зони зварного з'єднання, що знижує ймовірність утворення тріщин.

Виявлено ефект вторинного твердіння при відпуску зварних з'єднань мартенситної складнолегованої сталі з 9 % Cr в інтервалі ~400…550°С, причиною якого є виділення хромистого карбіду Cr7C3. Показано, що при цих температурах можливе утворення відпускних тріщин при наявності в мартенситній структурі м'яких прошарків д-фериту, які в умовах релаксації напружень є зонами концентрації деформацій і ініціювання зародження мікротріщин.

Обґрунтовано підходи до технології зварювання мартенситних сталей з 9 % Сr і термічної обробки їх зварних з'єднань. Показано, що принциповим рішенням проблеми забезпечення однорідної мартенситної структури зварних з'єднань, часткового відпуску загартованих шарів у процесі зварювання й необхідних показників в'язкості металу швів є застосування багатопрохідного зварювання на режимах зі зниженою погонною енергією валиками малого перетину (стосовно до процесів автоматичного зварювання під флюсом - q/v 20 кДж/см, зварювання неплавким електродом в Ar - q/v 14 кДж/см, ручного зварювання покритими електродами - валиками товщиною 1,5...2,5 мм). Забезпечення стійкості зварних з'єднань проти утворення холодних тріщин досягається: за рахунок обмеження швидкості охолодження зварного з'єднання w6/5 8...10 °С/с; проведення термічного відпочинку з'єднань після зварювання при 160…200 °С. Для забезпечення найбільш повного зняття внутрішніх напружень, відпуску структури загартування й одержання стабільно високих значень ударної в'язкості металу швів термічну обробку зварних з'єднань слід виконувати при температурах не нижче 750…760 °С протягом не менш 2 год.

Практична цінність. У результаті проведених досліджень сформульовані вимоги до легування металу швів (вуглецем, хромом, марганцем, нікелем), що було враховано при створенні зварювальних електродів і порошкового дроту для зварювання під флюсом сталей з 9 % Cr. Вирішено задачу забезпечення високої тріщиностійкості й необхідних механічних властивостей зварних з'єднань за рахунок регулювання структурного фактору, оптимізації умов зварювання й термічної обробки. Розроблено принципові технологічні процеси ручного й автоматичного зварювання під флюсом типових з'єднань труб зі сталі типу 10Х9МФБ відповідно до вимог ДСТУ 3951.2-2000, а також, за участю автора - зварювальні електроди АНЛ-8 (ТУ 28.7-05416923-091:2008).

Запропонована технологія ручного дугового зварювання покритими електродами трубних з'єднань із сталі X10CrMoVNb91 пройшла дослідно-промислову перевірку в ПТЕМ-Інжиніринг (акт від 19.02.08) і рекомендована для промислового використання.

Особистий внесок здобувача. Обґрунтування теоретичної концепції, вибір підходів і методик проведення досліджень, аналіз і узагальнення отриманих результатів дисертації виконані особисто автором. В опублікованих колективних роботах (за винятком зазначених нижче) авторові належить визначальний внесок у розробку основної ідеї й методології досліджень, аналіз отриманих даних і підготовку висновків. У роботах [7, 11, 26] автор брав участь в обґрунтуванні технології зварювання товстостінних трубопроводів; у роботах [2, 8] автором встановлено оптимальний тепловий режим зварювання, виконані дослідження властивостей з'дань стосовно до виготовлення посудин високого тиску; у роботах [14, 28] автором виконані дослідження будови зварних трубних з'дань. При розробці технічних умов на зварювальні електроди [30] автором сформульовано вимоги до легування наплавленого металу.

Апробація результатів дисертації. Результати роботи були представлені: на конференції «Тепло- і масообмінні процеси в металургійних системах» (м. Маріуполь, 2000 р.); на Міжнародній конференції «Сучасні технології машинобудування, якість, реструктуризація» (м. Кишинів, 2001 р.); на Міжнародній конференції «Сучасні проблеми зварювання й ресурсу конструкцій» (м. Київ, 2003 р.); на ІІІ Міжнародній конференції по зварювальним матеріалам країн СНД „Зварювальні матеріали. Розробка. Технологія. Виробництво. Якість” (м. Дніпропетровськ, 2004 р.); на 2-му науково-практичному семінарі «Підвищення надійності зварних з'єднань при монтажі і ремонті технологічного устаткування в енергетиці» (м. Київ, 2005 р.); на Міжнародній конференції «Зварювання і споріднені технології - у третє тисячоліття» (м. Київ, 2008 р.).

Публікації. По темі представленої дисертації опубліковано 30 робіт, у тому числі 20 статей в академічних журналах, 9 повідомлень у збірниках праць конференцій, семінарів і матеріалів досліджень по цільовій програмі, а також зареєстровані технічні умови на нові зварювальні електроди.

Структура й об'єм дисертації. Дисертація складається із вступу, п'яти розділів, загальних висновків, списку використаних джерел, додатків. У загальний об'єм дисертації з 388 сторінок машинописного тексту входять 184 малюнка, 32 таблиці та список літературних джерел з 322 найменувань на 33 сторінках.

легування зварювання хромистий дуговий

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі, виходячи з необхідності використання сталей з поліпшеними фізико-механічними властивостями для підвищення ефективності котлоагрегатів, надійності й ресурсу паропроводів дано обґрунтування актуальності й важливості проблеми, розв'язуваної в дисертаційній роботі. Сформульовані мета й задачі досліджень, наукова новизна й практична цінність отриманих результатів, зазначено особистий внесок автора у виконаних дослідженнях.

У першому розділі, на підставі вітчизняного й закордонного досвіду, проведено аналіз можливих напрямків у досягненні поставленої в даній роботі мети. Рішення проблеми забезпечення підвищення довговічності при ремонті високотемпературних компонентів енергоблоків ТЕС і створення нових блоків із надкритичними параметрами пари вимагало застосування сталей з більшою тривалою міцністю, ніж у тих, що використовувались раніше (12Х1МФ, 15Х1М1Ф, Р22 (2,25Cr1Mo), X20СrMoV121 (20Х12МФ) та ін.). Такі сталі повинні мати задовільну зварюваність і технологічність при виготовленні труб, а також високу теплопровідність, мале термічне розширення, придатність до магнітного контролю. Ці якості мають сталі з б-решіткою, які при ускладненні легування можуть працювати при температурах до ~600 °С. Фізико-металургійні методи підвищення тривалої міцності полягають у створенні перешкод ковзанню дислокацій у вигляді розподілених полів пружних напружень при деформації кристалічної решітки й перешкод у вигляді скупчення дислокацій і дисперсних фаз. На практиці ці методи реалізуються шляхом легування сталі підвищеною кількістю Cr (більше ~7 %), Mo, W, фазового наклепу при загартуванні з утворенням мартенситу й закріпленням дислокацій при відпуску карбідами V, Nb або інтерметалідами типу АВ2 - тобто сталі повинні мати комплексне легування і схильність до загартування.

Для роботи при високих температурах був розроблений ряд сталей з ~12 % Сr, які мали високу жароміцність у сполученні з високою корозійною стійкістю (13Х12Н2В2МФ, 14Х12В2МФ, 15Х12ВНМФ, 18Х12ВМБФР та ін.). Істотним недоліком таких сталей є утворення в їхній мартенситній структурі феритної фази (до 20...40 %), що обумовлює зниження пластичності при високих температурах, низьку технологічність при виготовленні труб, погіршення зварюваності (через високу схильність до утворення холодних тріщин) і низьку в'язкість металу швів. Коректування кількості Cr у межах 11...12 %, часткова компенсація феритоутворення введенням Ni, Co при вмісті С до 0,2 % не дозволили поліпшити технологічних властивостей й зварюваності жароміцних високохромистих комплекснолегованих сталей. В результаті стали з 12 % Сr не набули поширення в якості трубних і зварюваних конструкційних сталей, і більше застосовуються у вигляді незварних цільновиготовлених елементів (лопаток, клапанів та ін.). В останні роки за рубежем з'явилися нові сталі з 11...12 % Cr. Так, у Японії розроблено сталі HCM12 і її модифікація HCM12А з 12 % Cr, у яких для поліпшення зварюваності знижений вуглець до ~ 0,12 %. Для обмеження кількості фериту в другій сталі був знижений Cr до 11 % і введено 0,5 % Ni (12Х12МВФБ (HCM12), 12Х11МВФБ (HCM12А)). Подібна сталь TB12M типу 12Х11МВФБ розроблена також у Європі, відмінністю її є більший вміст Ni - до 1 %. Таким чином, загальною тенденцією в групі сталей з 12 % Cr є вдосконалення їхнього складу у напрямку зниження вмісту хрому для виключення проблем, пов'язаних з феритом, і вуглецю для поліпшення зварюваності.

Більшу технологічність мають сталі зі зниженим вмістом хрому (~9 %), розробка труб з яких почалася за рубежем (США, Німеччина, Японія) в 1980-х р.р. До цієї групи відносяться сталі типу 10Х9МФБ марок Р91/Т91 (X10CrMoVNb91, ASTM SA-335, SA-213), Ди-82 (ТУ 134-319-92) і їхні модифікації з W: Е911, NF616 (Р92/Т92). Ці сталі створені на основі сталі T9/P9 типу 15Х9М. До теперішнього часу більшої популярності набула сталь Р91/Т91. Завдяки комплексному легуванню й зміцненню карбідами й карбонітридами V і Nb сталь 10Х9МФБ має ~80…100 МПа, а також задовільну корозійну стійкість у паровому середовищі при високих температурах. Сталі з W мають до ~115 МПа. Однак останні схильні до більш швидкого знеміцнення після декількох тисяч годин старіння, ніж сталі без вольфраму, через виділення фази Лавеса (Fe,Cr)2(Mo,W), її швидкої коагуляції й збідніння твердого розчину елементами, що в неї переходять; після ~12000 год настає додаткове знеміцнення внаслідок утворення Z-Фази, легованої Сr, V і N.

За даними інституту зварювання Великобританії TWI, нові хромисті сталі, включаючи сталі з ~12 % Cr, продовжують становити предмет інтенсивних досліджень у світі, особливо сталі з вольфрамом. Для повномасштабних випробувань ці сталі допущені для дослідного застосування на діючих станціях. Однак потрібні додаткові дослідження у зв'язку із проблемами одержання задовільних властивостей литого металу, металу швів і структури зварних з'єднань після термообробки, а також передбачається подальше уточнення складу зварювальних матеріалів.

Крім того, сталі цієї групи характеризуються високою схильністю до загартування і ускладненням зварюваності, що обумовлює необхідність дослідження особливостей механізму тріщиноутворення і розробку ефективних технологічних заходів з забезпечення тріщиностійкості зварних з'єднань. Також залишається невивченим питання про можливість утворення тріщин у процесі відпуску зварних з'єднань таких сталей. Дана проблема характерна для низько- і високолегованих сталей, до складу яких входять карбідоутворюючі елементи, здатні призвести до вторинного твердіння, зниження пластичності і крихкості при відпуску в певних температурних інтервалах. Питання структуроутворення й формування властивостей зварних з'єднань також вимагають вивчення.

За результатами виконаного аналізу сформульовано завдання досліджень.

В другому розділі, на основі вивчення закономірностей впливу легування та умов зварювання на формування фазового складу хромистих сталей та зварних з'єднань закладено базові положення щодо вимог до хімічного складу основного металу та параметрів технологічних процесів дугового зварювання, при яких можуть бути одержані зварні з'єднання з однорідною мартенситною структурою і механічними властивостями, що вимагаються. Існуючі дані свідчать, що високі показники тривалої міцності у сполученні з високою технологічністю теплостійких сталей можуть буди досягнуті при одержанні мартенситної структури за рахунок високого вмісту хрому (від ~7...8 до 11...12 %) при умові відсутності д-фериту.

На підставі вивчення діаграм структурного стану, характеру фазових перетворень, структури й властивостей ряду хромистих сталей і металу швів встановлено, що в системах С-Fe-Cr (див. узагальнюючу залежність на рис. 1) при вмісті Cr > 10 % різко зростає стабільність д-фериту. Це характеризується різким зниженням температури д>г-перетворення і, як наслідок, ймовірним зростанням частки д-фериту в результуючій структурі металу. Таким чином, умовою виключення утворення д-фериту в хромистому мартенситному металі є обмеження Cr ? 10 %. Показано, що вуглець сильно впливає на стабільність д-фериту. Ступінь його впливу можна оцінити показником dТд/d[C] - інтенсивністю зміни температури д>г-перетворення dТд у відношенні до зміни концентрації вуглецю d[C]. Встановлено, що при збільшенні Cr від 0 до 10...12 % вплив вуглецю на стабільність д-фериту (через збільшення зміни dТд відносно зміни d[C]) зростає в 2…2,2 рази, а в сплавах з 15 % Cr - в ~5,5 разів.

Звідси випливає важливість контролю вмісту вуглецю в хромистому металі, особливо у швах, де в результаті розвитку неоднорідного розподілу хрому й вуглецю можливе зростання стабілізації д-фериту.

Стосовно до теплостійких сталей, що містять легуючі елементи феритизатори й аустенітизатори, проведено розрахунок для уточнення вмісту в них хрому. Для цього були оцінені граничні або оптимальні кількості елементів у хімічному складі, виходячи з відомих рекомендацій і аналізу їхнього впливу на структуру й фізико-механічні властивості теплостійких і високоміцних сталей. Використано залежність Балмфорта й Ліппольда (Balmforth, Lippold) для визначення Creq у хромистих мартенситних сталях:

Сreq= Cr + 6Si + 8Ti + 4Mo + 12Al + 5Nb + 1,5W + 11V - 2Mn - 4Ni - 2Co - Cu - 40C - 30N

Для складнолегованих теплостійких сталей умова відсутності д-фериту приймає вид: Crэкв? 10 %. Показано, що при можливих кількостях легуючих і домішкових елементів у сталі (мас. %: C 0,1; Mn 0,7; Si 0,5 (max); Ni 0,7; Mo 0,8...1; V 0,25; Nb ~0,1; N 0,06; для сталі з W - W 0,6...1,6) і максимальному рівні Crэкв?10 % вміст Cr у теплостійких сталях повинен становити ~8,15...9,75 %, або, усереднено, ~9 %. Цим обґрунтовується доцільність застосування сталей з 9 % Cr у теплоенергетиці, які обрані як об'єкт подальших досліджень.

У роботі використана сталь P91 системи легування 01С-9Cr-MoVNbNi (типу 10Х9МФБ). Зварювання виконували з застосуванням дослідних електродів для ручного зварювання (SMAW), порошкового дроту для автоматичного зварювання під флюсом (SAW), які, виходячи з вимоги однорідності структури й властивостей зварних з'єднань, забезпечували легування наплавленого металу, аналогічне сталі, що зварюється. Також застосовувався процес зварювання неплавким W електродом в атмосфері Ar (TIG). У дослідженнях проводились дилатометричний і диференціальний термічний, мікрорентгенспектральний аналізи, вимірювання мікротвердості й випробування механічних властивостей.

Сталі з 9 % Cr поставляються після загартування (нормалізації) і відпуску. Встановлено, що в загартованому стані така сталь має чисто мартенситну структуру, після відпуску - відпущений мартенсит. У стані поставки сталі цього типу мають високі показники міцності, пластичності й в'язкості (0.2 = 548…564 МПа, В = 670…730 МПа, 5 ? 22 %, ? 73 %, KCV = 171 Дж/см2). Експериментально показано, що сталь з 9 % Cr зберігає здатність до загартування в широкому діапазоні швидкостей охолодження (рис. 2) і має наступні температури фазових переходів: плавлення TL = 1515°C, кристалізації TS = 1480 °С, інтервалу мартенситного перетворення (початку і завершення утворення мартенситу) TMs = 385 °С, TMf = 220 °С; б>г-перетворення при нагріванні Ас1 ? 805...815 °С.

З метою одержання уявлень про складність зварювання сталей з 9 % Cr проведена оцінка їхньої схильності до утворення холодних тріщин у порівнянні з іншими відомими теплостійкими сталями. У якості непрямого показника зварюваності використано твердість загартованого металу у зварному з'єднанні (відомо, що схильність до тріщин проявляється при твердості більше 350…400HV). Ступінь зміцнення металу, залежно від легування, визначалась на підставі аналізу термокінетичного перетворення аустеніту. Для узагальненої оцінки легування застосовано параметр Р, що дорівнює сумі хром- і нікель-еквівалентів (Р=(CrЕ + NiЕ) %), які розраховувались за відомими виразами:

CrЕ = % Cr + % Mo + 1,5• %Si + 0,5• %Nb +2 (%Ti+%Al) + %W , NiЕ = %Ni + 30 (%C + %N)+ 0,5•%Mn + 12 %B

Для уточнення точки утворення мартенситу Ms також використана відома з літератури залежність:

Ms (°C)=539-423(%C)-30,4(%Mn)-12,1(%Cr)-17,7(%Ni) -7,5(%Mo)

Встановлено, що зі збільшенням сумарного легування хромистого металу Р знижується температура утворення мартенситу й зростає ступінь його зміцнення при загартуванні. Також виявлено чітку диференціацію ступеня загартування з'єднань мартенситних сталей з 12 % Cr (HV ~550), 9 % Cr (HV ~450) і бейнітних сталей з низьким вмістом хрому (до 2,5 %). Ступінь загартування мартенситних сталей не змінюється зі зміною швидкостей охолодження аустеніту w6/5 у межах, характерних для дугового зварювання (Рис. 3, б). У з'єднаннях низьколегованих сталей з Cr до ~2,5 % при уповільненні охолодження твердість може знижуватися від 350 до 310HV у зв'язку зі зменшенням частки мартенситу й утворенням бейніту. Отже, за рівнем твердості при загартуванні, зварні з'єднання сталей з 9 % Cr відносяться до потенційно схильних до утворення холодних тріщин, але мають більш високу тріщиностійкість, ніж сталі з 12 % Cr і поступаються сталям з Сr до ~2,5 %.

Особливості структури зварних з'єднань сталей з 9 % Cr. В однорідних з'єднаннях метал шва й зони термічного впливу (ЗТВ) мають структуру мартенситу. Однак можливе утворення д-фериту у зварних з'єднаннях у наступних випадках. 1. У металі шва й в навколошовній зоні при автоматичному зварюванні під флюсом з підвищеною погонною енергією (q/v > 20...22 кДж/см при струмі Iзв > 300...350 А). При використанні таких режимів формуються масивні валики із глибоким центральним проваром з характерним для них укрупненням елементів первинної кристалізації (дендритних осей, міждендритних зон з лікваційною неоднорідністю). Поява д-фериту в таких швах пов'язана з формуванням мікроділянок з підвищеним вмістом феритизаторів (Mo, Cr, Nb, V) і, ймовірно, зі збіднінням їх вуглецем. Також відмічено утворення д-фериту у швах при зварюванні TIG в результаті вигоряння С. В навколошовній зоні д-ферит утворюється на дільниці сплавлення. На підставі вивчення будови з'єднань, зварених з різною погонною енергією, і моделювання структури зварних з'єднань шляхом нагрівання зразків у вакуумній камері за термічним циклом зварювання виявлено закономірності й сформульовано можливий механізм утворення д-фериту біля шва в сталях з 9 % Сr. Відповідно до цього механізму утворення д-фериту є наслідком розвитку міжзеренного розплавлення, появи зародків д-фериту за рахунок лікваційного перерозподілу вуглецю й елементів-феритизаторів і укрупнення зародків при дифузії вуглецю в напрямку шва з більш високою температурою. Показано, що оплавлення зерен основного металу може відбуватись за рахунок тепла, що виділяється при кристалізації розплаву зварювальної ванни, і сягає більшого розвитку при вповільненні остигання навколошовної зони. Встановлено загальну закономірність, що ступінь розплавлення буде тим більшою, чим більше перевищення температур інтервалу кристалізації металу шва відносно інтервалу кристалізації основного металу.

В однорідних з'єднаннях сталей з 9 % Cr умови для розвитку розплавлення зерен металу у навколошовній зоні й появи д-фериту створюються (як показано вище) при автоматичному зварюванні під флюсом на підвищених струмах. 2. У різнорідних з'єднаннях сталей з 9 % Cr, зварених аустенітними хромонікелевими швами; д-ферит утворюється в навколошовній зоні як при ручному, так і при автоматичному зварюванні в результаті відомого ефекту зростання дифузії вуглецю убік металу шва з підвищеною концентрацією енергійних карбідоутворюючих елементів, перш за все хрому. Встановлено, що використання нікелевих електродних матеріалів, внаслідок відомого ефекту стримання дифузії вуглецю у шов, виключає появу д-фериту в ЗТВ.

Механічні властивості зварних з'єднань. Для однорідності властивостей зварних з'єднань метал швів повинен мати легування, приблизно однакове з основним металом. Метал зони термічного впливу (ЗТВ), крім випадків зварювання з утворенням д-фериту, має однорідну будову й не створює проблем з механічними властивостями. Встановлено, що особливістю металу ЗТВ є формування за зоною фазової перекристалізації, відокремленої ізотермою Ас1, ділянки знеміцненого металу, що нагрівається при зварюванні вище температури відпуску сталі. Зниження міцності, як відомо, може відбуватись також у зоні температур міжфазного інтервалу Ас1-Ас3 внаслідок коагуляції карбідних фаз. Ділянка знеміцнення має знижену твердість (наприклад, в з'єднаннях, отриманих автоматичним зварюванням під флюсом, в стані відпуску були такі значення: ЗТВ - 270HV, знеміцнена ділянка - 207HV, сталь -220HV) і є місцем руйнування поперечних зразків при розтягуванні. Дане явище проявляється незалежно від методу зварювання, не усувається термічною обробкою й характерно для з'єднань сталей з 9 % Cr. Випробування механічних властивостей показали, що основною проблемою є забезпечення необхідної ударної в'язкості металу шва. До металу швів висуваються такі вимоги: у0,2 ? 450 МПа, уВ= 620-850 МПа, д5?17 %, KCV ?50 Дж/см2. Величина KCV значною мірою залежить від вихідної структури після зварювання й тривалості високотемпературного відпуску. Так, наприклад, при ручному зварюванні електродами значення КСV після відпуску при 750 °С тривалістю 1 та 2 год. змінювались від ~32 до 64 кДж/см2. При формуванні неоднорідної (з д-феритом) та крупнокристалічної структури, характерної для перегрітого металу при зварюванні з підвищеною погонною енергією, в'язкість знижується.

Із виявлених закономірностей випливає основний принцип зварювання сталей з 9 % Cr: для забезпечення однорідної структури з'єднань і задовільної в'язкості металу швів при зварюванні слід використовувати режими з малою погонною енергією.

У третьому розділі вивчено фізико-металургійні закономірності утворення холодних тріщин, виявлено особливості впливу температури й низькотемпературного розпаду мартенситу на процес руйнування, що дозволило розвинути уявлення про механізм тріщиноутворення у зварних з'єднаннях сталей, що загартовуються, і визначити підстави для підходів з підвищення тріщиностійкості зварних з'єднань сталей з 9 % Cr.

У роботі використано:

-метод моделювання термодеформаційних циклів зварювання (ТДЦЗ) шляхом нагрівання по термічному циклу зварювання жорсткозакріплених зразків на установці з комп'ютеризованим керуванням циклом випробування та реєстрацією тимчасових напружень і поточної температури (для вивчення одержуваного мікрорельєфу зразки мали площини з полірованими поверхнями, для виключення окислення зразка випробування проводили в камері, заповненій аргоном);

- метод випробування схильності до утворення холодних тріщин Implant, що полягає в навантаженні та витримці під навантаженням зварних з'єднань до руйнування; розроблено методику проведення випробувань при підвищених температурах, для чого існуюча установка Implant додатково була оснащена електронним блоком керування, нагрівальним пристроєм і термоелектричним перетворювачем (типу ХА) для підтримки необхідної температури у зварному з'єднанні;

- дилатометричний, фрактографічний і металографічний аналізи, а також вимір зсувних мікродеформацій на поверхні зразків за допомогою інтерференційного мікроскопа Лінника.

В даній роботі вибір підходів до проведення експериментів і інтерпретація результатів засновані на положенні про те, що утворення тріщин є наслідком досягнення локального критичного стану металу, який визначається рівнем напружень в мікрооб'ємі, щільністю дислокацій і концентрацією водню, що обумовлює окрихчення і руйнування при наявності достатніх для цього додаткових напружень. Критичний стан, необхідний для зародження тріщин, створюється внаслідок розвитку локальних пружно-пластичних деформацій під дією напружень. Важливим фактором є також температура, при якій забезпечуються достатні для руйнування термічна активація переміщення дислокацій і дифузійної рухливості водню в сполученні з енергійною взаємодією водню з дислокаціями і мікрополями пружних напружень.

Шляхом моделювання ТДЦЗ отримано експериментальні дані, що поглиблюють відомості про формування схильності до утворення тріщин, особливості розвитку напружено-деформованого стану та роль типу напружень в утворенні тріщин. Показано, що найбільш ймовірними мікроділянками для зародження тріщин є зернограничні зони, в яких при високих температурах мають розвиток зсувні пластичні деформації. Кількісним виміром деформацій в зразках встановлено, що величина зсувів різко збільшується при температурах вище ~1000 °С, які, здогадно, сягають максимуму в реальних з'єднаннях на дільниці перегріву біля шва. Щільність дефектів, що виникає при високій температурі, частково зберігається до початку перекристалізації аустеніту (відповідно до робіт Гривняка И., Касаткіна Б. С., Царюка А. К.), після чого фазовий наклеп при мартенситному перетворенні приводить до збільшення щільності дислокацій, наближуючи метал до стану передруйнування. Високотемпературна деформація й нагромадження дефектів у зоні границь зерен створюють також умови для сегрегації домішок (S, P і ін.), які (згідно з Саррак В. І.) надалі підсилюють водневу крихкість. Таким чином, отримані результати дають додаткове пояснення щодо природи високої крихкості зернограничних зон на дільниці перегріву, уздовж яких зазвичай утворюються холодні тріщини при зварюванні.

Досліджено кінетику формування зварювальних напружень при моделюванні ТДЦЗ. Встановлено, що тимчасові напруження від усадки металу зварного з'єднання на гілці охолодження частково знижуються в період фазового г>б-перетворення й знов наростають до певного рівня при подальшому остиганні до навколишньої температури. При цьому, чим нижче температура фазового перетворення Тг-б, тим нижчим стає рівень залишкових напружень. Низькі усадочні напруження виникають у мартенситному металі, для якого характері низькі температури фазового переходу. Однак в цьому випадку фазовий наклеп приводить до створення високих структурних напружень (що підтверджується високою твердістю такого металу) і робить його досить чутливим до водневої крихкості. Експериментально встановлено, що структурні напруження у зварних з'єднаннях відіграють вирішальну роль в утворенні тріщин. Важливим фактором є також зварювальні напруження та напруження від навантаження, які, підсилюючи вплив структурних напружень, ініціюють процес тріщиноутворення.

Встановлено, що тріщини у зварних з'єднаннях мартенситних сталей з 9 % Сr утворюються в результаті уповільненого руйнування. Експериментально показано, що процес утворення тріщин завжди супроводжується пластичною деформацією. Первинна мікропластична деформація під дією напружень потрібна для локального ініціювання зародження тріщини (згідно з роботами Фінкеля В. М., Касаткіна Б. С. та ін.).

В період руйнування деформація (яка інколи в літературі асоціюється з низькотемпературною повзучістю) обумовлена наростанням переміщень у зоні з'єднання, послабленого зростаючою тріщиною. Встановлено, що на стадії сталого розвитку руйнування деформація йде з постійною швидкістю і значно прискорюється на завершальній стадії. Показано, що без деформації, коли кристалічна система врівноважує поля діючих напружень, утворення тріщин не відбувається. Шляхом вивчення мікроструктури зварних з'єднань на різних стадіях уповільненого руйнування встановлено, що формування тріщин йде поступово, супроводжується виникненням окремих мікроскопічних дефектів, їх укрупненням, об'єднанням вторинними тріщинами в більші фрагментарні тріщини й формуванням з них магістральних тріщин. Результуюча поверхня тріщини має характерний для руйнування при водневому окрихченні міжзеренный рельєф з окремими ділянками внутрішньозернинних квазівідколів.

Уповільнене руйнування стає можливим на гілці охолодження після завершення утворення структур загартування при досягненні певного інтервалу температур, границі якого в літературі визначені не чітко. Але знання граничної температури, нижче якої є ризик появи холодних тріщин має важливе значення для практики. Шляхом випробування за методом Implant встановлено, що зварні з'єднання мартенситних сталей з 9 % Cr стають схильними до уповільненого руйнування при температурі нижче ~140 °С (рис. 6). Рівень граничної температури змінюється в межах ~120...140 °С і залежить від напруженого стану з'єднань - при більших напруженнях температурна межа стає більш високою. При температурах ~80…100 °С з'єднання мають мінімальну тріщиностійкість, що характеризується мінімальною тривалістю і максимальною швидкістю руйнування. При більш високих і більш низьких температурах період руйнування зростає. Аналогічні результати одержані при випробуваннях зварних з'єднань сталей 25Х2НМФА, 38ХН3МФА з мартенситною структурою.

Показано, що виявлена залежність схильності до утворення холодних тріщин від температури пов'язана з характером низькотемпературного розпаду мартенситу. Відомо, що в інтервалі температур від 70...80 і до 150…170 °С розвивається перша стадія відпуску мартенситу, на якій, внаслідок дифузії вуглецю до дефектів, границь зерен або мартенситних рейок, відбувається зняття тетрагональності решітки й часткове знеміцнення мартенситу. В об'ємі металу процес розвивається поступово й прискорюється зі збільшенням температури (згідно з даними Курдюмова Г. В. та ін.: при 100 °С процес завершується за ~50 хв, при 160 °С - за 45 с). Шляхом дилатометричних досліджень загартованих зразків зі сталей 10Х9МФБ, 40Х9МФБ, 25Х2НМФА, 38ХН3МФА підтверджено, що в них розпад мартенситу також починається при ~80 °С. Зроблено припущення, що поступове виникнення й укрупнення знеміцнених (піддатливих деформуванню) мікроділянок у більш міцному твердому розчині при розвитку мартенситного розпаду обумовлює характер розподілу мікропластичних деформацій і швидкість створення локальних критичних концентрацій дислокацій і водню, необхідних для руйнування.

З метою одержання додаткових даних про особливості уповільненого руйнування зроблена оцінка енергії активації процесу повзучості на сталій стадії руйнування в інтервалах температур вище й нижче 80…100 °С. При цьому деформація розглядалась як наслідок поступового формування мікророзривів і росту мікротріщин в металі. Для розрахунку використана залежність, що зв'язує енергію активації E (Дж/моль) деформації (повзучості при руйнуванні) і абсолютної температури T (K) зі швидкістю деформації r:

,

де А - множник (при незмінних умовах експерименту не враховувався); R - універсальна газова постійна. Величина E розраховувалась за даними експерименту як тангенс кута нахилу прямої, що відображає залежність lnr від 1/Т. Швидкість повзучості визначали в процесі випробувань Implant. Зіставляючи отримані величини E з близькими значеннями енергії активації відомих процесів, можна виявити той термічно активований внутрішній процес у металі, що контролює розвиток експериментально досліджуваного явища. У проведеному аналізі враховувалися наступні величини: енергія активації розпаду мартенситу Е?108 кДж/моль (розрахована за даними Курдюмова Г. В. та ін.); енергія активації дифузії водню при його взаємодії з дислокаціями Е ? 25...41 кДж/моль (за даними Мороза Л. С. і Чечуліна Б. Б., а також Фаста Дж. Д., Choo W. Y та Lee Y. J.).

При випробуванні з'єднань мартенситної сталі типу 10Х9МФБ у високотемпературному інтервалі (від 100 до 120…140 °С) зафіксовано два типи повзучості: 1) повзучість, що не супроводжувалась руйнуванням, для якої характерна досить мала швидкість (порядку 10-4…10-3 мкм/с) і поступове зростання швидкості з підвищенням температури; середнє значення абсолютної величини енергії активації Е становило ~85…87 кДж/моль (при розбігу значень від 54 до 150 кДж/моль); 2) повзучість при уповільненому руйнуванні з Е?22...40 кДж/моль, швидкість якої (порядку 10-2…10-3 мкм/с) знижувалась зі зростанням температури. Перший вид повзучості (з Е ? 85…87 кДж/моль) можна зв'язати із частковим знеміцненням і полегшенням деформування металу внаслідок розвитку першої стадії розпаду мартенситу (Е = 108 кДж/моль), що, у свою чергу, контролюється дифузією вуглецю (для дифузії вуглецю в б-залізі при знижених температурах Е = 84 кДж/моль, при температурах до 500 °С - 105 кДж/моль (дані Фаста Жд. Д.)). Другий вид повзучості (з Е?22...40 кДж/моль) контролюється декогезивною дією водню, що надходить у зону руйнування при взаємодії з дислокаціями (з Е?25...41кДж/моль)).

У низькотемпературній області (від 80 до 20 °С) має розвиток тільки один вид повзучості, пов'язаної з уповільненим руйнуванням. Оцінене значення енергії активації (Е ? 9...33 кДж/моль), як і в попередньому випадку, є відносно близьким до енергії активації переміщення водню при взаємодії з дислокаціями. Це погоджується з визначальною роллю водню в розвитку тріщиноутворення.

Помітних змін у мартенситі в низькотемпературному інтервалі не відбувається. Тому можна припустити, що висока твердість металу й зниження рухливості дислокацій при зменшенні температури ведуть до стримування мікропластичної деформації, а також уповільненню накопичення водню в зоні можливого руйнування до рівня, необхідного для зародження й росту тріщини. Наслідком є зростання періоду руйнування.

Отримані результати підтверджують припущення про вплив низькотемпературного розпаду мартенситу на тріщиностійкість зварних з'єднань мартенситних сталей, а також дозволяють пояснити результати випробувань при підвищених температурах. Так, при температурах початку розпаду мартенситу (при ~80…100 °С), в результаті малої швидкості цього процесу, у першу чергу відбувається знеміцнення і створення мікронеоднорідних ділянок у границь зерен. Це створює умови для локальної пружно-пластичної деформації під дією напружень, швидкого зростання кількості дислокацій і нагромадження водню (в мікродільницях з високими напруженнями та високою щільністю дислокацій) до критичного рівня, що веде до швидкого зародження тріщин і розвитку руйнування. Значне прискорення процесу розпаду мартенситу при більш високих температурах обумовлює розподіл деформацій в більших об'ємах металу. В результаті знижується ймовірність створення локальних критичних мікрозон та стримується чи виключається розвиток руйнування. Зростанню тріщиностійкості при підвищених температурах також може сприяти вихід із з'єднання дифузійного водню.

Для порівняльної оцінки термокінетичних особливостей уповільненого руйнування хромистих мартенситних сталей з іншими сталями й розширення уявлень про механізм тріщиноутворення проведено дослідження з використанням сталі з бейнітним перетворенням (типу 10ГН2МФА, зварювання електродами ТМЛ-3У). Встановлено, що у з'єднань бейнітних сталей мінімум тріщиностійкості знаходиться на рівні кімнатних температур.

Зі збільшенням температури час руйнування зростає й при температурі вище ~70...80 °С з'єднання стають стійкими проти утворення тріщин. Енергія активації уповільненого руйнування дорівнює ~22,5 кДж/моль. Цим також підтверджується, що основний вплив на розвиток процесу руйнування завдає водень. Виявлене зниження чутливості до водневого окрихчення при підвищених температурах, ймовірно, обумовлено зростанням пластичності металу в результаті розпаду мартенситної складової у структурі (при зварюванні бейнітних сталей зазвичай утворюється змішана мартенситно-бейнітна структура), а також частковим зменшенням у металі концентрації дифузійного водню. При зниженій температурі зменшення тривалості тріщиноутворення може бути пов'язане зі збереженням початкової структурної неоднорідності мартенситно-бейнітного металу при його високій жорсткості, що створює умови для локальної деформації у більш піддатливих мікроділянках і швидкого досягнення критичного стану, необхідного для руйнування.

З урахуванням відомих даних про гальмування розвитку крихкості, викликаної воднем, при низьких температурах внаслідок зниження рухливості дислокацій і водню можна припустити, що при певній негативній температурі утворення тріщин буде виключено. Тоді залежність періоду руйнування зварних з'єднань мартенситних і бейнітних сталей від температури буде мати вигляд С-кривих (рис. 8). Зсув С-кривої для з'єднань бейнітної сталі в область більшої тривалості розвитку уповільненого руйнування свідчить про їх більш високу стійкість проти утворення холодних тріщин, ніж з'єднань мартенситної сталі.

Експериментально показано, що гетерофазна будова металу (у вигляді мартенситу з виділеннями д-фериту) в зоні сплавлення (ЗC) зварних з'єднань мартенситної сталі з 9 % Сr, що формується, наприклад, при зварюванні аустенітним хромонікелевим швом, веде до зниження тріщиностійкості. У такому металі уповільнене руйнування проходить швидше й при менших напруженнях від навантаження, чим в однорідних з'єднаннях зі структурою мартенситу.

Тріщини розвиваються в тонких прошарках д-фериту, уздовж границь між д-феритом і мартенситом, по границях мартенситних зерен і уздовж границі розділу мартенситного основного металу й аустенітного шва. Ці результати дають додаткову інформацію щодо негативного впливу структурної неоднорідності на рівень стійкості зварних з'єднань мартенситних хромистих сталей проти утворення холодних тріщин та підкреслюють необхідність забезпечення однофазної структури зварних з'єднань при зварюванні сталей з 9 % Cr.

Таким чином, в результаті виконаних досліджень одержано нові дані щодо особливостей утворення холодних тріщин і показано, що проблема забезпечення високої тріщиностійкості при зварюванні мартенситних хромистих сталей повинна вирішуватись на основі регулювання термічних режимів зварювання, направлених на часткове підвищення пластичності мартенситу в межах інтервалу розвитку низькотемпературного мартенситного розпаду і на забезпечення виходу з загартованої зони дифузійного водню.

У четвертому розділі вивчено фізико-металургійні аспекти крихкості і утворення тріщин у зварних з'єднаннях сталей з 9 % Cr в умовах відпуску. Застосовано метод випробування, що полягав в обробці у печі (при температурах від 400 до 760 °С з тривалістю витримки від 20 хв. до 12 год.) зразків прямокутного перетину, вирізаних поперек шва стикового з'єднання й навантажених у спеціальному пристрої шляхом чотирьохточкового вигину для утворення заданих напружень (566 МПа); для ініціювання тріщиноутворення зразки мали концентратор напружень у вигляді V-подібної канавки. Після випробувань по залишковому прогину розраховували ступінь релаксації напружень, визначали результуючу твердість (методом Віккерса), а також проводили металографічні дослідження.

Оцінка впливу режиму відпуску на процес релаксації показала, що напруження швидко знімаються протягом перших 30...50 хв. нагрівання й, при більших витримках, залишаються на рівні, що залежить від заданої температури. Найбільш повне зняття напружень досягається при температурі 750 °С.