Dům t e c híí i k y. PI r eň

MATERIÁLOVÉ

OCELOVÝCHVfROBKU

- I -

OBSAH: str.

Investigation on causee of defectes detected through U.S.

control of high-etrenght microalloyed steel plates

M.PALCO, A.POZZI , 1

Ein Beitrag zur Herkunft der Tussverschlackung In

Schmiedeblôcken aus Vakuumstahl

G.PUHSIAN, F.ZEISE 16

Влияние повышенного содержания Un и S i на фавовое превращение

и контактную прочность стали с содержанием 1 % С и 1,5 *

ЗВ. ГЛОВАДКИ, Иг. ВБШИЛЛОВСКИ . 28

The Surface q u a l i t y of s t e e l products as a funct ion

of teeming e f f e o t a

E.KLUBNBS , . . 3 6

Nehomogenity ve vytvrditelných ocelích typu

Ni-Co-Mo-Ti

J.SUŠEK, R.ŠTOREK 51

Mezní stavy při plastické deformaci za tepla a možnosti

jejich ovlivnění

J . ELFMARK 63

Vliv některých metalurgických činitelů

na omezení vzniku trhlin v austenitických Mn-Ni-Cr ocelích

M.KKPKA, ZD.KLBTESKA, ZD.MAŠEK 8i

Komplexní dezoxidace nízkolegovaných Sárupevných o c e l í

k omezení vzniku t r h l i n a dosažení vysokých mechanických

hodnot

M.KEPKA, M.KOSTCHHYZ, P.BERČÍK 69

Vrstevnatoat na lomu váloe z o c e l i 9 Ch F

f'.JANDOŠ, J.STEINBH, ST.BURDA 113

Fatigue-Crack I n i t i a t i o n and Early Growth in a Surface -

Hardened Low-Alloy S t e e l

O.CLARK, J.F.KNOTT 122

Verbeeaerung der Beständigkeit gegen Spannungsrisakorrosion

be i nichtrostenden Chrom-Nickel-Stihlen

K.SKUIN, LKEISSINQ 137

The effect of epecimen e ize on the d u c t i l e / b r i t t l e t rans i t ion tem-perature in an A 533 В pressure vesse l s t e e lG.QBEEN, J.F.KNOIT I45

- II -

4

Образование микротрещин при волочении и при прокатке в многовалковых

калибрах проволоки иа жаропрочных сплавов

М.Г. ПОЛЯКОВ, В.А. НИКИФОРОВ , 154

Současné možnoeti stanovení pofitu cyklu

do louu äástl e některými vadami materiálu

J.KUČERA, P.HOHKf 172

Vliv struktury na odolnost oce l í s vySSí pevností

vůfi koroznímu praskání za napěti

T.TBINDL, M.PÄIKBYLOV/ 183

Šíření únavových trhl in v austenit ické

o c e l i v plynném korozivním prostředíP.LUKÁŠ 200

Výpočet Síření Únavových trhl in

J.PBTRÁSEK, M.GFOHS 213

Lomy s malou deformací ve spoji mezi feritickými

a austeni+.ickými ocelemi

V.PHOUS 223

Vliv provozních podmínek a materiálových vad na poškození

reaktoru dehydrogenaee

E.HAMOUZ, O.BIELAK 232

- 1 -

INVESTIGATION ON CAUSES CF DEFECTS DETECTED THROUGH U . S .

CONTROL OF HIGH-Sl'BENGTH MTCROALLOYBD STEKL PLATES

M.FALCO

A.POZZI

ITALSIDEH CENTRAL LABORATOŘÍ

GENOA, ITALY

A.FILIPPINI

ITALSJDER METALLURGICAL DEPT.OSCAR SINIGSGLIA WORKS

GENOA, ITALY

FOREWORD

In the rather eoaplex overall picture of Quality Control testing

of iron and steelmaltinG products, the non destructive ultrasonic testa have

an important role for the apecifie detection of internal and surface detscta.

At present this technique is currently used to ascertain the inter-

nal integrety of steel plates. In Italy, the application of this investigation

method is ruled by a special Standard (DNI 5329-63) essentially classifying

the materials based upon the results of a test carried out in standard condi-

tions. Now, if we consider the fact that U.S.testing permits the determina-

tion of the following defect types:

1. diacontinuitiea in the proper sense (fahrinkage cevities, cracks, lamina-

tions, ecc.)

2. segregations,

3. inclusions.

the Standards hitherto in force are only rejecting the defects of the first

type if reaching certain dimensions. In fact, if there Is no slacking of the

inclusions froir the matrix, these defects, according their type and size,

can be detected only with the utilization of equipcent having adequate sen-

sitivty and a relPtively small wave length.

The edefcts revealed by ultrasonic testing according to standard

laethoda on plates obtained from specific steel grades of our production ha-

ve led to this investigation. Our research has the scope to eliminate the

causes of such defects thourgh a better understanding of these causes,

through an investigation of their origin ana their evolution during the pro-

cessing cycle.

- 2 -

Therefore, en analysis has been aade of the "integrety conditions"

starting from the ingot up to the finished product, assessed through exhausti-

ve metallographic tests combined with U.S.Control.

MATERIAL, MAHUFACTrjaiN'J PROCESS AMD ULTRASONIC TESTING PREREQUISITES

The steel chosen for our investigation belongs to the dispersoid

steel group. Thi3 steel is normally used for plates of variable thiciness up

to 100 mm. It has a ;jood weldability and is supilied "norealized". It is used

for the construction of large-diameter pressure piping.

Its informative Checicsl composition and mechanical properties are

listed below:

cm&x

.21?

Nb

.03-

Hmax

; ' in maz

1.605í

Al

. 2 0 / . 056,?

: 66 kg/nm I

iin : 3 ' 5 kS^/cia2

max tax

.402 .035;;.

N

-015%

's c i n . : 38/40kg/mm 2 A j

a-20°C.

max

• O25S

oin : 1 8 / 2°*

cax

.082;

This steel, normally of the Open Hearth type, is then bottom poured

for the formation of ingots having an average weight of about 15 tons. These

ingots are reheated and either directly rolled into plates or through slabs.

After final hot-rolling, the plates are U.S.testend on request, in

compliance with the provisions of the afore said UNI Standard 5329-Class 3,

involving auri'aoe inspection along the longi tudinal and transverse lines of

a 200 mm lattice. The length of the defect shall not exceed 30 mm with K 1

(K being the ratio between the defect echo and the bottom wall echo); the per-

missible number of defects is 15 per m (30 along the edges end not more than

3 per linear aetre). The control is performed with an equipment KRAUTKRS'iSE?,

Mod. U.SIP/1 CW operating at 4 MHz (probe diameter = 24 SUB).

During this control stage are nom.ally detected the defects leading

to rejection of the plates and located along it their cjnterline.

INVESTIGATION REGARDING THE MATERIAL TO BE ROLLED

i-)For this research work a crop end of a "heavy siab"T' wns used,having

the dimensions reported in Table 1. This crop end was carved-up into 33 sc.all

ingots of 110 x 130 x 200 mm each.

+ according to the thiclmess

+) The "Heavy slab" is a slsb to be reheated in a pit furnace

- 3 -

TABLE 1

SCHBDULB n°l

RBSULTS OF THE ULTRASONIC INSPECTION WITH SPEKRY DETECTOR

on Ingot specimen obtained from e "heavy slab"

Ingotn°

12

3456

78

910111213141516

171 8

19202122232425262728

2930313233

n°ofdefects

51016

15711710

1517

8

373

126

386337

8253

149

125

174

242160

Total defectarea (Ad)in mm

(490)+)

17160403184316178309161147

58110

7358

498477344

855

6132

U98)+)

22811 0

112

7293

38

520

ingotarea(Al)

2nun

2632525000250002583025010262502593528350280602875030160250002500026650273.0026000286002588729900278162984530810260002575026650240002795027500264002944027600298+532200

defeetive-neas index

AdR= j | - xlOO

(1.861)0.0680.6401.5600.7361.2040.6861.0900.574

• 0.5110.0170.3240.0400.2740.2121.915(max)1.6681.3290.2840.0180.2040.104(1.915)0.0850.3040.0420.4000.0251.0980.0100.0290.174

0

DefectClaaa

0014131

211

00000

443000000001020000

+) The area is almost entirely referred to the presence of large local cracksNB Defect rating:

0 = excellent

1 = good

2 = middling

3 = poor

4 = bP"i

- 4 -

TABLE n l

ObeC

•H

100-

90

80-

I"i ÍX- 1 : Histogram - I rcquency of theingot specirni'ii for each defretClass at U.S. control

R.-...RI-

r

20'—

10

o

ClassQ :

1 :2 :3 :4 :

1

1

0 + ..383.766.149.5 32

383-t .

+ l+ l* i

2mm766, 1 4 9. 5 3 2. 9 1 5

2nm1

mn,2

in m *"

nm,2

-Odefect rating

Vig • 2 : Lo c at i on of the ingot S|(i n;;ot bottom crop)

K.B, figures at tlie cen t r e : Defect Class as rated by U.S.t e s t i n g .

Typical ingot specimen

- 5 -

The "heeTj elab" was obtained, aaong otbere, from a melt the finalmaterial of which had been found particularly defective.

Bach Ingot specimen waa D.S. controlled with the old of an automaticequipmant ( to ta l immersion in HgO) Mod.SPSRRT-US453i with focaliaed probe of13 am diameter and operating at 5 MHz by automatic acenning at a epeed of 0,Sumon thefixed specimen. This equipment allows for recording of the defect topo-graphy as i l l u s t r a t e d In Table 2 and 3 , fea tur ing t JO examples of auch recor-ding, whereas Schedule 1 i s l i s t i n g the r e s u l t s of the processed data regardingthe defect rat ing of the 33 ingot specimen.

TABLB n 2BCEMPLIFIBD TOPOGRAPHICAL RECORDING OF THE DKTCTKD DURING U.S.CONTROLON THB INGOT SPECItOM n° 17

- 6 -

TABLE n°EEXEMPLIFIKD TOPOSRAPHICAL HBGORDING OF DEFECTS (LOGAL CHACKS)

DETECTED BY U.S.CONTROL ON THE INGOT SPECIMEN n° 1

Surface i n s p e c t e d -g =r^ — =

after: 1- Baumann ^- tietal check %

- hot HCI Setching S

- 7 -

At "heavy slab" level, the util ization of the above equipment ser-ved to improve the rel iabil i ty of the findings, otherwise non-reproduciblehecauae of the "operator" effect. Furthermore this autoa.atic scanning increa-sed the sensitivity of the control, due to the particular "internal condi-tion" of the heavy slab referred to the "internal condition" of the finalplate.

I n t e r n a l D e f e c t s : e v a l u a t i o n a n d c o r r e l a -t i o n b e t w e e n U.S. a n d m e t a l l o g r a p h i c t e s tr e s u l t s

A whole cross section of each of the 33 in.jot specimen wes analy-

zed. This cross section wa6 located at about 20 ran from one end of the in-

30t (Tsble 3). After their suri'ace preparation, the following tests were carried

out: Bauasan sulphur nrint, Oberhoffer etching and penetrating liquid "Metal

Check".

The macro-tests evidenced a typical aelt structure with sulphur concen-

trations and more accentuated segregations in the cross section of the ingot

specimen taken from the central zone of the "heavy slab". No significant de-

fects were detected by Metal Check testing.

An additional inspection was made subsequently of some cross section

areas where jross local defects or dispersed shrinkage had been previously

detected by U.S.control (ingot n°l and ingot n°6 respectively).

Hot etching in HCI showed the presence of B hair crack in the ingot

specimen n°l at a depth of 52 below the surface and its location was found to

be exactly corresponding to the U.S. test data. The related documentation is

reported in Table 3,4 and 5.

Besides the presence of a tree-orackin the ingot specimen n°6, hot-

etching also evidenced a dispersed shrinkage. The related docunentacion is

reported in Table n°6. A chemical analysis carried out in areas with and

without defects of the cross sections of the ingot specimen n°l and n°5 did not

evidence a significant variation of the chemical components.

la conclusion, we are of opinion that the U.S. control at "hcavj slob"

level, i.e. at a stags in which rolling has not yet caused banding of the ma-

terial according to the plasticity of its various zones with alignment of the

segregations and inclusions in planes parallel to the rolling surfaces, will

be useful not only to detect specific local discontinuities but, also disper-

sed shrinkage. This dispersed shrinkage may be csused both by lack of metal

bonding and by the presence of inclusions located between dendrites perhapa

already detached from the matrix, especially in the central zone of the ingot.

In thia central zone, more accentuated sulphur concentrations and segregations

had already been evidenced by mettalographic inspection, as explained above.

- 8 -

T/.3LE n 4

ASPECT OF THE SURFACE „ITK DEFECT AFTSR VARIOUS ETCHINGS

F i g . l

3aun.ann Print (xl)

Hel etching (5X)during 5 s inu tssa t 7O°C(: Í1)

Fij.3Oatail (::3.5)

••'•£

TABLJ n ° 5DXFBCT OH INQOT SPECIMEN n° 1

- 9 -

2i

30

20

f.:-

Location of defect poa. l (x500) HITAL 2 %

P03.2 (x50) NITAL % pos.3 (xlOO) NITAL

without etching PO3.3 (x5O0) NITAL 2%

- 10 -

TABLE n" 6

DEFECTS ON INGOT SPECIMEN n°6

p o s . l (x5O) NITAL 2%

1 -

u • ' •

I Uľŕlt i on Ol clelVct. s

i .

\ V

mm

Vi ••

pos • 1

(x son)NITAL 2%detail

pos. 2(x 50)NITAL 2%

pos. 3(x 500)NITAL 2%phase typecarbide

- 11 -

DÍ7BSTIGATI0H OH HOLLSD IÍATERIAL

Considerations has been given to plates manufactured in steel ty-

pes similar to the ingot in question. The defects were detected by ultra-

sonic testing according co the practical standard.

The typical chemical enalyees of the piates are reported below:

C. 2 0. 2 0

11

Mn.50.45

S i. 3 0

.32

S

.033

.023

P.016.022

Cr-

„12

Ni-

.46

Mo-

.24

V.0 8.06

Nb

.043.050

Al.023.025

In the most serious cases, the metallographie inspection evidenced

a motive for rejection in correspondence with the discontinuity previously

detected bj U.S.control. Quite often these discontinuities were located within

well defined acicular textured bands of the bainitie-mortensitic type, with

concentrations of complex aluminate or oxysulphide inclusions. Some charac-

teristic aspects of these defects ere reported in Table 7 and 8 .

The first case (Table 7) is iluustrating the metallographic documen-

tation of the defects not located within a well defined band together with

ths results of U.S. control, of the fracture test and of the Magnaflux inspec-

tion. The oscillogran pattern, the aspect of the fracture and the magnaflux

findings all slearly point to the same cause, i.e. the presence of aligned

discontinuities located within a vast central area of the plate section on

different planes parallel to the rolling surface.

In the second case, the documentation (Table 8) refers to a more

frequently occuring defect in a segregated zone.

As to the causes of these discontinuities, virtually constituting

the EOtivation for rejection due to the Standard limit values fixed for K or

S (S being the area of the irregularities corresponding to a given K value),

these causes can be easily explained by the continuous or discontinuous

inclusion planes, detached from the metal matrix or by real cracks probably

initiated at the apex of an inclusion located in a hard zone.

CAUSES AND EVOLUTION OF THE DEFECTS -INTLUHICE OF METALLURGICAL VARIABLES

The overall confifuration resulting from the investigation on the

material before and after rolling shows that the location of the defects in

plates is corresponding to the ingot zone evidencing major porosity diffusion,

accentuated segregation and massive inclusions.

TáBL? n°7INSPECTION OF A 32 ĽE PLATE

12 -

Fi->1: U.S.oocillo-jran Fig.2: fracture t e s t

! i c . 3 : L'-agneilux control

FiC-4: Bau;:.ann Sulphur pr int

Fig.5without etching (xlQO)

Fig. 6NITAL 2 % (xlOO)

- 13 -

TABLE n eINSPECTION OF A 40 mm PLATE

•••sa-ť. I,:-,

FIG.l

hardness test in different zones of the

plate (x50)

Fig. 2

defect in a segregated zone (xlOO)

detail of defect (x400)

- 14 -

Though i t is difficult to establish a direct relationship betweenthese defects (corresponding to en "average" qualitative level of the "heavyslab") and the final defectivenean level, i t may be reasonably assumed thatthey are representing at leat one of the determinant factors of the l a t t e r .

To study this correlation, e s tat ist ical control has been made sofar of the production with the scope to determine the possible relationshipbetween these defects, taking into account:

- the Steel Shop variables;- the production cycle (from "slab" or "heavy slab")- the reheating cycle of the semifinished product (in pusher or pit furnace)- anti-flake treatment- final thickness

From statistical viewpoint, only the last variable proved to be signi-

ficant; it has been found, in fact, that plate rejection was mainly related

to plates having a thickness ranging between 30 and 40 mm, irrespective of the

production cycle. It should, however, be noted that plates having a thickness

of more than 40 mm are following a differentiated cycle because of the limita-

tions of the shearing line at the finishing plant.

To check the reliability of the assumed role of the inclusions in

concurrence with or without other parameters, a complex test program has been

prepared, which up to now has been only partially carried out, involving

experimental rolling at laboratory level of ingot specimen obtained from

the "heavy slab" mentioned in Section 3- Ingot specimen of type "0" defects

(fig.l) have been used for this initial part of the program. These specimen

have been rolled at different thickness values and by different cycles.

With the exception of one case only (ingot specimen n°20), final

U.S.inspection v;ith automatic equipment did not svidetice any defects. Vie are

now awaiting the results of the second part of this program regarding of the

ingot specimen located in the central zone of the "heavy slab" with class 3

and 4 defects.

FINAL CONSIDBRATIONS

We think that the most outstanding feature, resulting from our ln-

veszlgation, is the internal integrety of the final product obtained by

rolling of sound material, i.e. material without porosity or evident concen-

tration of inclusions and without accentuated segregations.

Furthermore it should be noted that metal-ographie inspections

of the whole cross section of the ingot before rolling generally evidenced

a very homogeneous structure without handing or with only a very slught ferri-

te-perllte banding, both at skin level and at the centre of the ingot, with a

- 15 -

uniform distribution of limited fine '.:n and oxide inclusions.

At this stage ot our atill incomplete survey we think it therefore

very likely thst the initiol situation described uniar itc:- 3.1 represents

one of the necessary - though alone not sufficient - conditions for the evo-

lution to'varis a final negative situation. Toe experience hither to -atheraá

clunns our inveatigetion leeds us to the idee that vie shoL-ldnit act rr.cl; in

3rewins final conclusions in view of the co:;.plo::iti of tho phono.uencn '..'hioh

appears to be linked to ~anj factors, such as for inst. the cooling rate

after rollinsi tho H? content, both as important as ths segregations and the

concentrated inclusinns, so that the letter ÍLQJ be only partislly responsib-

le for a "potentially negative" situation.

- 1 6 -

JIM BEITRAC, Zira HEUKtJNFT DER FUSSVERSCHLACMUNG IN SCffi<; IEDEBLOCKEHA US VAICUUMSTAHL

G.PUHSIAN

F . Z E I S E

.ITTEILUNG DER HAUPTI.IETALLURGIE DES VEB SKET MAGDEBURG..IAGDEBURG, DDH

Grosskurbelviellen fur den Schiffbau werden se it eini^er Jahren ausser.liess-

lich aus vakuunbehandeltem Stáhl erzeugt. In unsere-, 7,rerk werden dis Verfehren

Vakuumblockguss und Pfannendurchlaufengasung durchgefuhrt. Bei Arbcitsdrucken

von 0,5 - 1,0 Torr werden nach beiden Verfahren eine wesentlieíie Verrincerung

des Seueratoffgehaltea und eine Senkung des '.Vasserstoff^eheltes auf S 2 al/100 g

Ľtahl erreioht. Tabella 1 zeigt die an Stiickproben aus der laufenden Produlrtion

ern.ittelten durohsohnittlichen Sauerstoffgehalte. Die sehr niedrigen Souerstofl-

irehalte bei Vakuumblookguss werden bei der Pfannendurchlaufentcasung nieht c°nz

erreicht, da bei der Pfannendurohlaufentgasung der entgaste Stáhl beim Giessen

s it de.'Q Luftsauerstoff erneut reagieren kenn.

TABELLE 1

SAUERSTOFFGEHALTE Bli l GROSSRURBEĽ.VELLEN DER 5TAHĽ.-.ARKE CK 35 D INVOr.l GIES£VERFAHREN * '

Lfd.

Nr.

1

2

3

Giessverfehren

steigend, nicht

vakuurabehanäelt

Vekuumblookguas

Durchlaufentga-

sung, steigend

Amzahl der

geprilften

;/ellen

34

97

78

Anzahl der

Sauerstoff-

besti:r.,:.ungen

126

309

427

Sauerstoffv

in ppoi

59

35

49

ehalte

S

22

15

12

1)

Probenahme erfolgte aus den Zerreissstäben von Kopf und Fuss des Kurbelwellen-

rohlings; Seuerstofŕbestinmung erfolgte nach dem Verfahren der Heissextraktlon

Trotz der geringen Sauerstoffgeh&lte traten bei der US-Prüfung von Kurbel-

wellenrohlingen aus blockentgastem Stahl mitunter in örtlich engbegrenzten Be-

reichen stärkere Fehleranzeigen auf. Diese Fehlerbereiche waren dem Fussteil der

Blocke, zuzuordnen und wurden durch makroskopische nichtmetalliache Einschüsse

verursacht.

Bei der betrieblichen Beobachtung des Vakuumblockgusses wurde wiederholtfestgestell t , dass die die feuerfeste Auskleidung der Kokillenhauben schützendeAnstrichmessa unter dem Einfluss des angelegten Vakuums bereits zu Beginn desGiessprozesses sich weitgehend löste und in die Kokille f ie l . Es war naheliegend,das Auftreten dar makroskopischen Einschlüsse in den Kurbelwellen im Zusammen-hang mit dem Abfall dar Haubenmasse zu sehen. Die Verhinderung des Ablösens derHaubenmasse in Verbindung mit einer Erhöhung der Giesstemperatur führte zur Ver-meidung der makroskopischen Einschlüsse im Fussteil dei- Blöcke. Ziel der VJP-liegenden Untersuchung is t es, die Zusammensetzung der Einschlüsse durch Ein-satz der Mikrosonde zu ermitteln und die vermutete Herkunft aus der Haubenmassezu bestätigen.

PROBENAHME UND ERGEBNISSE DER MAKROSKOPISCHEN PRÜFUNGEN

Aus der Zone der maximalen US-Anaeigen im Hub 1 eines Shübigen Kurbelwellen-r o h l i n g s wurde eine Querscheibe he r a usge t r enn t . Bezogen auf den Rohblock e n t s p r i c h td i e Lage der Probenscheibe einem Abstand vom Blockfuss von 30 % des Gesamtblock-gewich t e s . Der Kuber lwel lenrohl ing wurde aus einem 17t-Block der Stahlmarke CK 35Dgeschmiedet . Die Abs t i ch t enpe ra tu r der Schmelze aus dem basischen SM-Ofen betrug1630°C. Die Charge wurde in der Pfanne mit einem AI-Satz von 0,3 k g / t desoxyd ie r t .Der spektrometr isch e r m i t t e l t e Al-Gehalt be t rug 0,020 %. Der Verguss e r f o l g t e nachdem Verfahren des Vakuumblockgusses. Es wurde ke in Giesspulver oder Lunkerpulververwendet . Bild 1 z e i g t d i e Probenscheibe. Eingezeichnet sind d i e Lage der Feh le r -bere iche und d ie Probenlage für die Bruchprüfung, d ie Sauerstoffbestim;.ungen undd i e Untersuchung mit d e r i.likrosonde.

Zunächst wurde d ie unzer t rennte Scheibe in <?.er Reihenfolge i iagnetpulverprü-fung, Baumannprüfung und Tiefätzung mit 50?Jiger Salzsäure u n t e r s u c h t . Sowohl be ider Magnetpulverprüfung a l s auch nach 12s tündiger Tiefätzung warev im Kern der Schei-be zwei ö r t l i c h begrenzte Feh le rbere iche , A und B, erkennbar (Bild 1 ) . Das Aussehender Feh le r deute te auf makroskopische n i c h t m e t a l l i s c h e Einschlüsse h i n . Der Baum-annabdruck ze ig te d i e vorhandenen Fehler n i c h t a n . Bei de r T ie fä tmmg J^r Scheibewurde ausserdem eine f a s t ringförmige Zone besonders s t a r k a n g e g r i f f e n . Erfagrungs-gemäss i s t diese Zone i d e n t i s c h mit dem Bere ich , in dem umgekehrte V-Seigerungena u f t r e t e n (s iehe Bild 1 ) . Die Fehlerbere iche A und B l i egen etwa im Kern d i e s e rringförmigen Zone und somi- im Kern des Blockes . Die Anordnung d e r Feh le r in einembegrenzten Fehlerbere ich und die Lage d i e s e r Fahlerbere iehe i n n e r h a l b der Zone,inder umgekehrte V-Seigerungen a u f t r e t e n , wurde auch be i der Untersuchung wei te re rf e h l e r b e h a f t e t e r b l o c k e n t g a s t e r Kurbelwel lenrohl inge gefunden. Anordnung und Lageder makroskopischen Einschlüsse sind somit t y p i s c h fü r die beschriebenen Fehler -erscheinungen.

- 1 8 -

BILD 1

FEHLERBEREICHE UND PROBENLAGE AUF DER QUERSCHEIBE AUS DEM HUB "".EINER AHCTHÜBIGEN KURBELWELLE

1 = ö r t l i c h begrenz te Bere iche A und B mit Anhäufung makroskopischer n i c h t -

metallischer Einschlüsse

2 = Bruchproben mit Bruchflache im FeMerbereich A3 = Probensteg für die SauerstoffbestiEnmng

4 = Proben für Untersuchungen mit der Mikrosonde5 = durch die Tiefätzung stark angegriffene Zone

- 19 -

Die Bruehprüfung wurde bei 280°C durchgeführt. Die Bruehflachen wurdenin den Fehlerbereich A hineingelegt. Bild 2 zeigt die Brüche. In der Mitteder Bruchprobe wurden über elná Länge von ca.20 mm makroskopische Einschlüssein grosser Häufung gefunden. Nash den Randern der Bruchprobe hin nehmen An-zahl und GrÖ8Be der Einschlüsse ab. Die Einschlüsse wurden bei der JVarmform-gebung der Kurbelwellen offenbar gestreckt. Die gvössten Einschlüsse erreichaneine Länge von ca. 10 mm und eine Breite von ca.l nn, ihre Farbe in der Bruoh-probe iat weise bis hellgrün.

BILD 2

MAKROSKOPISCHE EINSCHLÜSSE AUF DEN BHUCHFLÄCHEN IM

FEHLERBEREICH A

Die GesamtsaueratoffbeatimL.ung wurde nach dem He i saex t r ak t i onsve r f ah rendurchgeführ t . Aus einem Probensteg durch den Feh le rbe re ich B h indurch wurdenin lücken lose r Reihe 20 Saueratoffprobon h e r a u s g e a r b e i t e t ( s i e h e Bi ld 1 ) . VomBallenrand b is zum F e h l e r b e r e i c h B wurden s e h r n i e d r i g e S a u e r s t o f f g e h a l t e von15-40 ppm gefunden. Im F e i h i e r b e r e i c h B s e l b s t lagen d i e Werte zwischen 80und 340 ppm und im f e h l e r f r e i e n Kernbereich zwischen s 0 und 80 ppm. Bei Unter-suchungen an anderen durch makroskopische E insch lüsse v e r u n r e i n i g t e n b lockent-g a s t e n Kuberlwellen wurden im Feh l e rbe re i ch Saue r s to f fgeha l t e b i s 400 ppme r m i t t e l t . Die Säuerstoffbestimmung weis t d i e Einschlüsse a l s Oxide a u s .

UNTERSUCHUNGEN MIT DER MIKROSONDE

Die Proben f ü r d i e Untersuchungen mit de r Mikrosonde wurden aus demFehlerbereich beider Bruchproben nach Bild i. herausgearbeitet. Eine metallo-graphisehe Untersuchung dieser Proben ergab, dass die Einschlüsse aus min-destens zwei Phasen bestehen. Im Bild 3 erscheint die Grundmasse der Einschlüssegleiahmässig hell. In dieser Grundmasse befindet sich eine gros&s Anzahl kan-tiger Einlagerungen, die bei der Schliffherstellung teilweise beschädigt wurden.

- 20 -

3a = 50:1

3b = 500 :1

BILD 3

MAKROSKOPISCHE EINSCHLÜSSE IM UNGEÄTZTEN SCHLIFFBILD

- 21 -

Die mikroanaiytische Bestimmung der chemischen Zusammensetzung deri-inschlüese erfolgte mit der ABL-Mikrosonde EMX-SM an unbedampften, diamant-polierten Proben.

Es wurde zunächst eine qualitative Punktanalyse mit einem effektivenSondendurchmesaer von 2jtn und c i t den drei Spektrometerkristallen LiF, ADPund KAP durchgeführt. Die Intensitatskurven dieser Analyaen sind in Bild 4wiedergegeben.

4a = Grundmasse

ff«, «t-* Á*

"mm.

4b = kant ige Einlagerung

SCH!?EIBERDIAüRA::r.:E DER QUALITATIVEN ELE.iENTANALYSB

- 22 -

üild 4a weist einen sehr komplexen Aufbau der Einschlussgrundinaase nach. Ne-

ben ..'.n, Si, AI sind Peaks den Elementen Ca, lig, Q, Ti, K, Fe und Na zuzuordnen.

Die kantige Einlagerung nach uild 4b zeigt grosse Peaks nur für die Elen.jnte

AI und 0, zwei kleine Peaks gehören zu Ti und n'e.

Um festzustellen, ob die bei der Punktanelyse ermittelten likolen Unter-schiede in der chemischen ^usair.;;:ensetaung mit dem heterogenen Aufbau der Ein-schlüsse zuso~.i.:enhängon, wurde von eine« Teil des auf tfild 3 abgebildeten Ein-schlusses die flächenhofte Verteilung der Elemente Fe, :.in, Si, Ca, ;,;/•;, AI und0 besti;:i:nt. Anhand der RÖntgenrtisterbilder (Bild 5o-g) wird die unterschiedli-che chemische Zusaai ..ensetzun,^ der beiden Phasen des .. fcUroekopischen Einschlussesdeutlich. Ehrend in der ürundineuse Si, ..In,Co und ..lg angereichert sind, ist AIüberwiegend in den Einlrrerun^pn konzentriert. Sauerstoff ist in beiden Phasenrelat iv glejchmässig ver te i l t . Bei geringerer Vergrösserung und entsprechend.'irösseresi Probenbereich zei;;t uild 6 noch einmal deutlicher, dess die kantigenEinlagerungen i:;i Gegensatz zur Grund;uasse praktiscii kein Mangan enthalten.

5a = Fe 5b = Mn

5c = Si 5d = Cs

- 23 -

BILD 5RASTERABBILDUNGEN DER ELEMENTVERTEILUNG IM MAKROSKOPISCHEN

EINSCHLUSS

Durch q u a n t i t a t i v e Punktanalysen wurden d i e Gehalte de r Elemente Fe,;.ln, S i , AI, Ca, uig, O lind S in beiden Einsohluaephasen e r m i t t e l l t , wobei ine r s t e r Näherung mit H i l f e der re inen Elemente bzw. Der S tandardsubs tanzenAlgO^, CaCO^ und ZnS d i e Bestimmung e r f o l g t e . Die genaue Lage d e r Sonde inden EiBchlüssen wurde mit h i l f e der s i c h t b a r e n Kathodenluiaineszenz de r kan-tigen Einlagerungen kontrolliert, da bei der beträchtlichen Grosse derEinschlüsse tsilweise eine Auswanderung der Sonde infolge einer Aufladungzu beobachten war.

- 24 -

BILD 6

RASTERABBILDUNG DER Mn-VERTEILUNG IM MAKROSKOPISCHEN EINSCHLUSS

Im GegenaBtz zu der r e l a t i v homogenen Elementvertei lung in den Scanning-aufnahmen schwanken be i den Punktmessungen d i e Werte zwischen verschiedenenMesspunkten in e i n e r Phase b e t r a c h t l i e h . Da n i c h t auszuschl iessen i s t , dasad i e s e Schwankungen durch Aufladungseffekte bzw. durch Dickenunterschiede derPhasen in den e inze lnen Measpunkten ve ru r sach t werden, sind in Tabel le 2 dieMit te lwer te der in e r s t e r Näherung e r rechne ten Gehalte für d i e beiden Phasenwiedergegeben. Die verble ibende Differenz zu 100% wird sowohl durch die Mi t t e l -wertbiMung a l s auch durch die Verwendung von Masseprozenten, d i e n ich t aufAbsorpt ion, Fluoreszenz und Ordnungszahl k o r r i g i e r t wurden, bed ing t .

TABELLE 2

MITTELWERTE DER QUANTITATIVEN PUNKANALYSEN DER EINSCHLÜSSE

GrundmSBBe

Kantige Einlage-

rung

Fe

(%)

0|5

0,1

Mn

(%)

11,0

0,5

Si

(.%)

10,0

0,2

AI

(*)

14,0

33,0

Ca

(%)

1,0

0,1

Mg

(%)

0,4

0,1

0

(%)

36,0

50,0

S

i%)

0,01

0,01

Die quantitativen Punkanalysen bestätigen die Ergebnisse der Scanningbilder

und weisen die oxidische Zusammensetzung des makroskopischen Einschlusses eindeutig

aus.

DISKUSSION DEH UNTERSUCHUNGSERGEBNISSE

Da beim Vakuumblockgus a Gieas- oder Lunkemulver n icht verwendet wer-

den, konnte nur d ie zu beginn des Vergiessens in die Kokille ge fa l l ene An-

a t r ichmasse der Haubenauskleidung a l s Ursache de r makroskopischen Verunre i -

nigungen in Frage komi-ien. Wesentlich en der chemiachen Analyse der verwende-

ten Anstrichmasse war e in hoher SiO„-Gehalt von 87,5 % und das Fehlen eines

nachweisbaren '.InO-Gehaltes (Tabelle 3 ) . Ein Vergeich :r.it der Analyse der Ein-

sch lüsse nach Tabelle 2 z e i g t , daas es keine Übereinstimmung bei den wesent-

l i c h e n Bestandtei len gab .

ÍABELLE 3

ZUSAMMENSETZUNG DER ANSTRICH:.1ASSE DER KOKILLENHAUBE

SÍO2

(s)

87,5

A12O3

(.%)

9 ,1

i.InO

(%)

Spuren

F e2°3(%)

1,0

CaO

(55)

1,4

:.iEo

(%)

Spuren

TiO2

(£)

1,0

Makroeinschlüsse ähnlicher Zusammensetzung wurden bere i t s beschrieben [ l j 2 ] .Ihre Entstehung i s t nach V/AHLSTER und Mitarbeitern [3] eine Reaktionsproduktbil-dung zwischen Feuerfestmaterial und flüssigem Stahl zurückzuführen. Im Verlaufed ieser Reaktion wehrend des Ver^iesaens wird der Kieselsäuregehalt von eirgespül-tem Feuerfesteaterial durch den Mangansehelt des Stahles reduz ie r t . Für dieseReaktion bestehen unter speziel len Bedingungen des Vakuumblockgusses offenbargünstige Voraussetzungen, so dass die Zeit bis rum Erstarren des Stahles auchbei extrem groben Einspülungen von i 'euerfestraaterial zur Reaktionsproduktbildungausre ich t . Auch die Entstehung der AljO, - Einlagerungen so l l t e im Zusarr... enhang mitder Reaktionsproduktbildung stehen, da sich primäre Desoxydationspro-Jukte d e r a r t i -ger Grosse berei ts unmittelbar nach der AI-Zugabe ros t los abscheiden [4 ] und sekun-däre Desoxydationsprodukte wesentlich geringere abmessungen haben s o l l t e n . Drund-s t z l i c h i s t es somit nicht möglich, aus der chemischen Zusammensetzung makrosko-pischer Einschlüsse in grösseren Blöcken und Halbzeugen unmittelbar auf die Her-kunft zu schllessen. Einige Unterscheidungsmerkmale bieten sich a l le rd ings an.So deuten hohe i.inO-Gehalte auf Reaktionaprodukte mit Feuerfestmaterial hin, zu-s ä t z l i c h wesentliche CaO-Gehalte weisen eine Beteiligung von Ofenachlacke [ l ] undhöhere Anteile an Na oder K eine Mitwirkung von Giesspulver an der Reaktionspro-duktbildung aus.

Es gibt mehrere unterschiedliche Vorstellungen zum Anreicherungsmechanis-mua makroskopischer oxldischer Einschlüsse im Fuss te i l der Blöcke [ 5 - 7 ] . Die An-häufung der hier untersuchten extrem grossen Einschlüsse in eng loka l i s i e r t enBereichen im unteren Blockdr i t te l kann an besten mit den Vorstellungen vo;. BLANKund PICKEREL j j j e r k l ä r t werden. Danach entstehen berei ts zu Beginn der Blocker-storrung zwischen dem ax ia l gerichteten Konvektionsstrom und einer davon im Block-fuss in annähernd hor izonta ler Richtung induzierten Strömung s t i l l s t ehende Zonen,in die bevorzugt makroskopische Einschlüsse eingespült und am Aufsteigen gehin-der t werden.

- 26 -

Der Urad der Fussverachlackung kann durch die Gieasbedlngungen be-

einflusst werden. Nach aen Ergebnissen von Roquea und Mitarbeitern 8 führen Bteige

steigende Giesstemperatur und Giessleistung zu einer Abnahme der Sauerstoffge-

halte im Fussteil der Blöcke.

In Übereinstimmung damit führte eine Erhöhung der Giesstemperatur

um durchschnittlich 20° C und die Verhinderung des Abfalls der Anstrichmasse

während des Vergieasena im evakuirten Bezipienten durch Verwendung einer ande-

ren MaBsezusammensetzung zur Herstellung von Kurbelwellenrohlingen, die keine

mit der US-Prüfung nachweisbaren makroskopischen Einschlüsse enthielten. Für

unlegierte ütahlmarken mit mittlerem Kohlenstoffgehalt ist nach unseren Er-

fahrungen eine Differenz von 50°C zwischen Stahltemeperetur in der Giesspfenne

und errechneter Liquidustemperatur der Stahlmarke unter den Bedingungen dea

Vakuunblockgusses ausreichend zur Vermeidung makroskopischer Einschlüsse im

Rohblock.

ZUSAMMENFASSUNG

Oxidisctie makroskopische Einalüsse in Schisledeblöeken aus vakuum-

entgastea Ste' wurden mit Hilfe der "liirosonde qualitativ und quantitativ

untersucht. Die Einschlüsse setzten sich eus zwei Phasen zusammen. Die Grund-

masse enthielt im wesentlichen die Elemente Si, hin, AI und Sauerstoff. Kan-

tige Einlegerungen in dieser Grundmasse bestanden aus AlgO,. In Übereinstimmung

mit dem Schrifttum handelt es sich bei den untersuchten makroskopischen Ein-

schlüssen um Reaktionsprodukte zwischen flüssigem Stahl und Feuerfestmaterial.

Durch des Fernhalten von reaktionsfähigem ff-i.ieterial während des Giessprozesses,

und durch die Einhaltung einer Tei.ipersturdifferenz von 50°C zwischen der Stahl-

teuiperatur in der Giesspfanne und der errechneten Liquidustemperotur kenn die

Bildung makroskopischer Einschlüsse im Blockfuss verhindert werden.

LITERATUR

[ l ] ;,!. WÄHLST ER, A.CHOUDHUHY.: S tah l u.Eisen 89 (1969), S. 78/84

[ 2 ] P.H.S.COX, J.A.CHARLES: J . I r o n Steel In s t . (1963), S.S63/872

f 3 ] M.WAHLSTER, H.MAAS, H.ABRATIS, A.CHOUDHURY: Arch.Eisenhüttenwes. 41 (1970),

S.37/42

f4 ] E.PLÖCKINGER, BI.V/AHLSTEB: Stahl u.Eisen 80 (I960), S.659/669

£5] J.A.CHARLES: Special Report Iron Steel Inst.Nr.110(1968),S.309/312

- 27 -

[ 6 ] K.A.JACKSON, J.D.HUNT, D.R.UHLMANN, P.T.SEWARD: Trane.ABffi 236 (1966) ,S .149/158

[7] J.R.BLANK, F.B.PICKERING: Special Report Iron Steel Inst. Nr.110

(1968), S.370/376

[ 8 ] C.ROQCJES, P.UARTIN, CH.DUBOIS, P.BASTIEN: Rev.Metal lurg.57 ( I 9 6 0 ) ,S.1091/1103

- 28 -

ОБРАЗОВАНИЕ МИКРОТРЩИН ПРИ ВОЛОЧЕНИИ И ПРИ ПРОКАТКЕ В 1Ш0Г0ВАЛК0ШХ

КАЛИБРАХ ПРОВОЛОКИ ИЗ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ

М. Г. ПОЛЯКОВ, В. А. НИКИФОРОВ

МАГНИТОГОРСКИЙ ГОРНО-МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ ИМ. Г. И. НОСОВА

МАГНИТОГОРСК, СССР

Современное раавитие техники основано на широком применении специаль-

ных сталей и сплавов, обладающих комплексом разнообразных с в о й с т в : высокой проч-

ностью и, в то же время, достаточной пластичностью, жаропрочностью, высокий с о -

противлением окислению и коррозии в агрессивных средах.

При прокатке давлением в холодном состоянии таких сталей и сплавов

часто приходится сталкиваться с их понихенной пластичностью. Особенно значитель-

ные трудности возникают при волочении проволоки из вышеназванных сталей и спла-

в о в . Вследствие неблагоприятной схечы напряженного состояния и значительного

рааогрева поверхностных слоев из-ва трения на контакте возникает поверхностные

и внутренние дефекты в виде продольных и поперечных трещин, надрывов, расслоений.

В связи с этим получение проволоки из целого ряда марок стали и сплавов практи-

чески невозыохно или экономически нецелесообразно.

В лаборатории прокатного производства Магнитогорского горно-металлур-

гического института проводятся обширные исследования по замене волочения прово-

локи из малопластичных сталей и сплавов прокаткой в клетях с многовалковыми ка-

либраыи. Основными преимуществами данного способа производства я в л я е т с я : наличие

схемы напряженного состояния - всестороннего сжатия по всему объему очага дефор-

мации, отсутствие уширения, снижение р а з о г р е в а контактных слоев деформируемого

металла.

В данной работе приводятся результаты исследования дефективности прово-

локи из жаропрочных сплавов ХН56ВМТЮР, ХН67ВМТЮ, полученной волочением в моно-

литных волоках и прокаткой в клетях с многовалковыми калибрами.

С целью повышения пластических свойств и снижения сопротивления дефор-

мации исходной катанки проводили термообработку для получения однофазного состо-

я н и я . Режим подготовки катанки, обеспечивающий перевод избыточных упрочняющих

фаз в твердый р а с т в о р , заключался в нагреве до температуры 12ОО°С, выдержке при

данной температуре в течение 20 - 30 минут и охлаждении на вовдухе.

Схемы технологического процесса и маршруты волочения были выбраны в с о -

ответствии с временной технологической инструкцией, составленной с учетом особен-

ностей состава и структурного строения сплавов (таблица 1 ) .

Прокатку проволоки осуществляли на непрерывной двухклетевом блоке с че-

тытехвалковыни калибрами ( р и с . 1) в холодном состоянии со скоростью до 2 м/сек

- 29 -

ТАБЛИЦА 1

Маршруты волочения проволоки из сплавов ХН56ВМТЮР и ХН67ВМТЮ

Маршрут волочения,

степень деформации, %

Сплав ХМ67ВМТЮ

6,45-5,73-5,35(4,821-4,3-3,6

Сплав ХН56ВМЮР

8-6, 5-6,94(6,751- ' ) ,£3-5,6-

-4 ,70-4 ,04-3 ,60

П р и м е ч а н и е

1. Волочение производили в холодном на стане

"Кратос-1/600" со скоростью 50 м/мин.

2. Передельную проволоку из сплава ХН67ВМТЮ

диаметром 5,35 мм и ХН56ВМТЮР диаметрами

6,94 и 5,60 им подвергали термообработке.

3. Для удаления поверхностных дефектов, возни-

кающих при волочении, проволоку диаметром

5,35 мм из сплава ХН67ВМТЮ шлифовали до

диаметра 4,32 ни, а ив сплава ХН56ВМТЮР -

с Диаметра 6,94 мм до диаметра 6,75 мм.

Рис. 1

Двухклетевой блок с четырехвалковыми калибрами

в чистовой клети блока. На рис. 2 приведены системы четырехвалковых калибров,

которые были использованы для прокатки проволоки диаметром 3,6 мм бее проме-

жуточных операций термообработки и шлифовки поверхности.

Макроанализ промежуточных темплетов покавал, что при волочении про-дольные и поперечные трещины появляются на поверхности проволоки диаметром4,30 мм из сплава ХН67ВИГО и диаметром 4,05 им ив сплава ХН56ВМТЮР (рис.З а ) , в то же время проволока диамтером 3,6 им, полученная прокаткой, имелакачественную поверхность (пис. 3 6 ) .

- 30 -

W"v

4,6

y(35,6

Р и с . 2

Системы четырехвалковых калибров для прокатки сплаюп ХН56ВМТЮР (а)

и ХН67ВМТЮ (б)

Рис. 3 ( а ) Рис. 3 (б)

Р и с . 3

Вид поверхности проволоки, полученной волочениеы (а) и прокаткой (б)

- 31 -

Динамику роста дефектности проволоки при обработке обоими способамихорошо иллюстрирупт кривые иаменения плотности сплавов в процессе пластическойдеформации (рис. 4 ) .

8,4а

8,44

а,40

8,52

. -1

1,0 2,0 Э.О

Рис. 4

Иаменение плотности сплавов ХН56ВШТЮР (1,2) и ХН67ВМТЮ (I1 ,2* ) в зависимостиот вытяжки при волочении (2,2' ) и прокатке (1,1* )

Иавестно, что дислокации и вакансии вследствие ангармониама силовогополя меяатомного взаимодействия вносят некоторый "избыточный" объем в наклепан-ный металл, который, как показали исследования £ l ,г ] , не может превышать 0,1 %даже при предельных значениях плотностей дислокаций и вакансий. На практике женаблюдается значительно большее увеличение объема, причиной которого являетсяобразование микродефектов в проволоке в процессе пластической деформации.

При прокатке жаропрочных сплавов в клетях с четырехвалковыми калибраминаблюдается некоторое увеличение плотность (рис. 4, кривые l , í ) , что может слу-жить основанием для предположения о залечивании дефектов исходной катанки.В процессе волочения имеет место интенсивное увеличение объема, особенно менее

пластичного сплава ХН67ВМТЮ (рис. 4, кривые 2 , 2 ' ) . Основной причиной возникно-вения дефектов при волочении проволоки в монолитных волоках является аначитель-ная неравномерность деформации по сечению. Трение на контакте металла с инстру-

- 32 -

ВОЛОЧЕНИЕ

о—'s*

110

а

Ч) Í0 20 50 Í5 50 60 70 %

СТЕПЕНИ суммарной шрормАЦШ,6Е

Р и г . 5

Распределение полюсной плотности (а) и фотометрические кгивые (б) при

проиаводстве проволоки волочениеи и прокаткой в многовалковых калибрах

- 33 -

иентом препятствует повороту зерен в поверхностных слоях в положения, при кото-рых кристаллографические плоскости занимают благоприятные для скольжения направ-ления. Поэтому при исследовании текстурообразования на проволоке иа стали 08кп,позволяющей вести наблюдение без наложения дополнительных факторов, что при во-лочении процессы формирования и совершенствования текстуры протекает иенее ин-тенсивно (рис. 5), чей при прокатке. Иа анализа фотометрический кривых дифрак-ций [ н о } образцов после различных видов деформации ( £ = 70 %) и беатекстур-ного пталона видно, что наибольшая интенсивность дифракций отвечает обреацу, де-формированному прокаткой (рис, 56).

Рис. 6 (1а) Рис. 6 (1а)

Рис. 6 (2а) Рис. 6 (26)

Рис. 6

Микроструктура сплавов ХН56ВМТЮР (1) и ХН67ВМТЮ (2) после волочения

а - продольный шлиф

б - поперечный шлиф

- 34 -

Различная ориентация зерен по сечению проволоки, полученной прокаткой,приводит к скоплению по их границам дислокаций, образованию полостей, микротре-щин. Сделанный вывод подтверждается результатами анализа миктоструктур сплавов•На темплетах из проволоки, полученной волочением (рис. 6), наблюдается скопле-ние линий скольжения по границам зерен, различная ориентировка линий скольжения,большая вытянутость зерен в центральных слоях. D некоторых зернах, расположен-ных в поверхностных слоях проволоки, линия скольжения вообще отсутствует. Припрокатке линии скольжения пересекают зерна по всему микрошлифу проволоки, тоесть деформация охватывает все зерна (рис. 7 ) .

Рис. 7 (1а) Рис. 7 (1а)

- • í > 3 .-•»•• • . . - . . v "

Рис. 7 (16) Рис. 7 (26)

Рис. 7

Микроструктура сплавов ХН56ВМТЮР (1) и ХН67ВМТЮ (2) после прокатки

в четырехвалковых калибрах

а - продольный шлиф

б - поперечный шлиф

- 35 -

Это свидетельствует о той, что схема всестороннего сжатия при прокат-

ке в четырехвалковых калибрах соадает значительное число систем скольжения, че-

го не наблюдается при волочении. Поэтому и пластичность сплавов при прокатке

значительно выше, чей при волочении.

Такии образок, результаты исследования показали целесообразность за-

мены золочения жаропрочной труднодефорыиругиой проволоки прокаткой в клетях

с многовалковыми калибрами, обеспечивающей получение бездефектной проволоки.

ЛИТЕРАРУРА

[ l ] A. SEEGER, P. HAASEN. Thil Mag , 1958, 29, 470

M В.Г. ГАВРИЛЮК, Ю.Я. МЕШКОВ. Иаменение плотности и тонкой структуры при

волочении стальной проволоки. В сб. "Стальные канаты", вып. 3,

Киев, "Техника", 1966

- 36 -

THE SURFACE QUALITY OF STEEL PRODUCTS AS A

FUNCTION OF TEEMING EFFECTS

E.KLUBNES

NORWEGIAN IRON AND STEEL WORKS

MO I RANA,NORWAY

EXPLANATION OF THE T ESUING FUNCTION

Generally the ac tua l temperature gradient (a in the melt ahead of the s o l i d -l i q u i d in t er face i s defined by the teeming e f f e c t AQ = V i T j C 1 , where

V = the casting rateAT0 = superheat of metal from ladle

C = apesific heat of steel

Therefore we can write <a= f(VATQ) (accepting C constant) and the transforma-tion equation.

Q =f ( V A T O ) G C - I ( 1 )

Proof: (S= f( V A T 0 ) = f ( V A T A ) = f(

= f(V[Ts - T l l q ] 0 p )

) , where T x i = C.K.2

(2 )

Ta = the teeming temperature

T^. = the l iquidus temperature

Tj^ = the temperatt. 'e of the melt in the mould

T, = the temperature at the so l id - l iqu id interface

x = the distance ahead of the so l id - l iqu id interface

To = the melting temperature of the pure metal (1539°C)

m = the slope of the liquidus l i n e (asmumed constant)

C = the carbon content of the melt

k » the segregation constant for carbon in the melt

K = T l l q /C

- 37 -

The proof is illustrated in figure 1.

To

TI ' V"1' k

Distance ahead of the flnHň-liquid interface (x)

FIGURE 1THE REAL AND THE LIQUIDUS TEMPERATURE GRADIENTS AHEAD OF THE

SOLIDIFICATION FPONT

The l lqu idus temperature ahead of t h e s o l i d - l i q u i d i n t e r f a c e i s d e s c r i -

bed by the equation

T l i q - T o - mC [ l + (1 - k) . k " 1 . exp (-H . X)( p 1 0 3 ) ) (3)

whereR = the solidification rateD = the diffusion constant for carbon in the melt.

Differentiating equation (3) with respect to x we obtain for ďi'llQ/dx

(the equilibrium temperature gradient at any point x) the relation

= m C . U)

ťor x=o ďlli /ůx = j»C(l-k)k"1.HD"1, which is the slope of the liquidus te.npere-

ture at the interface.

- 38 -

I f m C (l- lc)k~ . RD , no c o n s t i t u t i o n a l supe rcoo l ing w i l l occur and

the structure will be equiaxial,

where as ft<m C (l-k)k~ . RD~ gives constitutional supercooling and colum-nar structure.

According to equation (1) the values of VAT0C~ difines Ô.C , and thereby

Ô.C-1 | f . i i . R (5)

I .e. , the teeming function is a structure-factor which by its correspondingstructure strenght and general thernal and peritectic strain is responsiblefor the hot cracking susceptibility ( C ).

The fundamental form of the empirical curve for the teeming functionis earlier found to be as illustrated in figure 2, the top being caused by peri-tectic strain . The dotted one is suposed to be a basic curve free from peri-tectic stress.

-,-1

FIGURE 2FUNDAMENTAL CURVES FOR THE CORRELATION BETWEENHOT CRACK SUSCEPTIBILITY AND THE STRUCTURE FACTORS

- 39 -

SURFACE QiJŕLITY OF SLABS, SECTIONS, AND BILLETS AS A FUNCTION

OF TEEiING FACTORS

Graphs of the teeming rate effect for slabs, sections, and billets

produced at Norsk Jernverk show that the majority of surface defects are hot

cracks formed during teeming. The graphs for slabs and billets are based on

a large quantity of statistical data. The defect levels are therefore repre-

sentative of the daily production practice at Norsk Jernverk. A steelmaking

practice that gives sleaner steel, e.g. by reducing oxides and sulphides, by

improving mould practice, by better control of teeiring practice, will undoub-

tedly lower the curves. It is suggested that cun.puter programmes should be

used for writing out the curves for slabs and billets. Thereby the current

defect levels cnn be immidiately referred to steelmaking practice with the

aim of lowering the curves. The above applies also to sections, but there was

insufficient data to be able to state that obtained curves show a defect level

that is representative for the annual production. The computer should also be

used for this product in order to obtain analyses of the teer.ing rate effect.

The teeming rate effect curve for a steel type or product type

enables systematic optimalisation of the parameters to be carried out, and

calculation of the pay-off, if investment is made in the teeming process,to

be made. By u.eking qualitative changes in the smelting and teeming practice,

corresponding changes ere produced in the amount of dressing and surface

rectification that can serve as a measure of the pay-off. This ia done by

plotting new curves and comparing these with the previous curves.

The updated teeming rate effect curves represent an annual produc-

tion of 180 000 tonnes slabs and 60 000 tonnes billets respectively. Further-

more the results of the investigation show that it is realistic to produce

representative curves for the total intermediate mill production, currently

some 155 000 tonnes annually.

S l a b s

Figure 3 shows how the amount of scarfing done on slabs in type

T8H is dependent on the silicon content. If these curves are compared with

gas balance series sl ov/n in figure 4, it can be neen that the three scarfing

minima (.05? C, .01% Si), (.04* C, .04K Si), and(.03?i C, .04% Si) correspond

to an ingot structure around types 4 and 5.4 To the right of these minima the

gas evolution diminishes with increasing silicon content. This reduces the

flushing out of slag that separates along the solidifying front, and thus

increases the sensitivity to hot cracking.

Figure 5 showe the increassing amount of scarfing necessary as

the sulphur content of the s.elt increases. Corresponding sulphur and scarfing

data apply to the ri^ht of the minima in Figure 3. Sulphur data for the parts

of the curves that lie to the left of the minima are not included as the sur-

- 40 -

face defecte here are caused by blowholes. With concentrations l ike thoseshown in figure 5f sulphur causes surface defects only by the hot crackingmechanism.

Scar fed

52

50

43

45

44

42

40

38

36

34

32

30

7 8 9

% S i . 1 0 2

FIGURE 3SCARFING-PERCENT OF SLABS OF QUALITY T8H AS A FUNCTION OF THE Si-CONTEHT

THE PINT-NUMDEftS REPRESENT % C I O 2 . SEMI-KILLED STEEL

W

•n(Jii'i'uiHif«bi»:N||^u- t

i

»« . s

ňmiqm

FIOUHfi 4

TTPBS OF STEEL INGOTS. COMPLETE SERIES OF COMMERCIAL INGOTS

(BY COURTESY OF THE STAFFORDSHIRE IRON AND STEEL INSTITUIE)

- 42 -

woo

S.1CH HCD VO

\

t

l

1.I 1

e

.1

FIGURE 5

THE INFLUENCE OF SULFUR ON THE SCARFING-PERCENT OF SLABS OF QUALITY T8H

(SEMI-KILLED) WITH S i 0,04%. THE POINT-NtMBBRS REPRESENT % C I O 2

- 43 -

The curves shown in figures 3 and 5 thua demonstrate that scarfing

in the main ia proportional to hot oracles. The teeming rate effect should

therefore be applicable. A method of calculating this with sufficient accura-

cy for practical use ia given in the appendix.

From table I it can be seen that the mean value of the teeming rate effect

for steel type T8H is calculated as 60.0, and that the average scarfing per-

cent is 34.9. The point for T8H ia at the right-hand and of the basic curve

shown in figure 6.

TABLE 1

ANALYSES- SCARFING- AND TBB1ING DATA OF THE

PHODUSED AT A/S NORSK JERNVERK

MOUST IMPOHTENT SLAB QUALITIES

Quality

T1AT2

T3T4

T5T7T8H

8/409/45CrA

NVA36

0,0550,080

0,1150,140

0,1350,0450,040

0,0650,070

0,190

0,147

* Si

.02-.06-

-

--

-

.03-.07-

-

.03-.07

.20-.30

* Mn

.15-.30

.30-.40

.30-.40

.35-.45

.35-.40

.50-.65

.15-.35

.30-.40

.30-.45

.60-.80

* P

<.020<.020

•C020

<.020.05-.08

.10-.13

.10-.13

C 015

C 035<.O4

1.20-1.40 <025

% Smax.

.020

.025

.025

.025

.025

.020

.020

.020

.035

.04

.02

* Al

.015-. 050-

-

--

--

-

-

-

.02-.04

Mean

acarf.*

81,6

24,728,-

22,420,522,334,921,218,-15,831,4

Numb.of

chargen

24

64251109

56

69

35466

69114

59

*a

15691563

15641565

1563156415701566

15651556

1574

V

0,0770,0440,0440,0440,0500,0360,0690,0650,0610,0670,062

Nuiflb

ch.

20

2730

3121

9

3127182220

sŕ54,-17,4

13,712,413,6

23,460,-

33,1

28,5

12,420,6

Remarka

0 of 20ch

Č of 22oh

Č of 20eh

5 is calculated from the baae analyses except for T1A end CrA. For these two quali-

ties Č la calculated from respectively 20 and 22 charges. The mean values of the

scarfing percent ia taken from EDB-reporte for the weeks 1-40/74. Exeepted are T8H-

chargeawhieh were produced in 1972-1973. The number of chargea used by calculating

the mean valuea are in the next column. T8 and V were calculated from charges produ-

ced in the time 29A2-73 - 2/2-74. The number of these charges used per quality are

in the column byside.

Figure 6 shows the diagram baaed on table I. Thia represents all the impor

tant slab steel types made at Norsk Jernverk, except for a few killed steels. Some

ISO 000 tonnea of these steela were produced in 1974.

The average values for scarfing are calculated from slabs produced in

weeks 1-40/1974, whereas the mean values for teeming temperature T and teeming ra-

te factor V are calculated from 20-30 casts of steel from each of the 11 steel ty-

- 44 -

pes. The shape of the resulting curves demonstrates that hot cracking is the main

reason for scarfing.

oa

aoa>oes

m

o

ao

80

76

72

68

64

60

56

52

48

44

40

36

32

28

24

20

16

12

8

4

60

a•3

TIAx

Al-slags

O?S

4 8 12 16 20 24 28 32 36 40 44 48 52 56 60

To

FIGURE 6THE TBHÄING INFLUENCE ON THE SCARFING-PERCENT OF SLABS.

ANNUAL PHODUCTION AB. 1 8 0 . 0 0 0 TONS

- 45 -

Two steel types, NVA 36 and T1A, fal l outside the curie. There aregrounds for believing that the extra scarfing is because these steels arealuminium-killed. Aluminium oxide slags are formed that float upwards duringteeming and remain in the ingot skin; this is a well-known phenomenon.

S e c t i o n sFigure 7 shows the effect of the silicon content on the amount of

surface dressing necessary for medium sections of semi-killed ship steel,gra-de A.

to

•Hjqo

• oc

O

DB

5oog•a

•poa>uuo

toaaMaE-i

19M

Ii I

in

o

I

FiaURB 7THE IHFLUHJCE OF SILICON ON THE RECTIFICATION-PRECENT

OF BLOOM SECTIONS OF SHUI-KILLED SHIP JTEEL (GRADE A ) .

THE POINT NUMBERS REPRESENT % C I O 2

- 46 -

The sections produced are 'íulb, wide flange, "L", and angles - altogether

some 110 000 tonnes annually. The points plotted on the curves are obtained

by calculating the average value for the percent dressing within the silicon

ranges. With the exception of one range having a mean carbon content = 0,18%,

all the ranges had a meen value = 0,19 %. The curve has the same shaped angles

as that for T8H (fig.3), the latter also being a seni-killed steel. It is the-

refore reasonable to assurce the same explanation as that given for fig.3. Fig.

8 shows the amount of dressing for the right-hand part of the curve in fig.7

as a function of the teeming effect. The curve has a normal peritectic hot

cracking shape. From the points for silicon it can be seen that these Increase

evenly with the peritectic cracking effect. No reasonable explanation of thir.

has yet been found.

80

76

72

63

1ti

•Hs:o

•oBO

60C•Haa

56

52

4a

41

4C

36

32

28

aa

Lca

tj

o0)

uuo<H

i ou

t

3

7

6

5

4

3

2

„N-F

«7t-S

7t-F

435-395,8t-F

»5,8t-S

3O-34

\

10 14 13 22 26 30 34 33 4 2 46 50

V 4fl ° —

FIGURE 8

SHIP SECTIONS OF THE QUALITIES NVA 3 6 AIÍD GRADE A (STIPPLED CURVE). THE POINT

NUMBERS ON THE GRADE A-CURVE REPRESENT % S i . 1 0 3 , AND ON THE NVA-CURTE THEY

REPRESENT THE MOULD AND TEEMING PRACTICE. F MEANS DIRECT AND S UPPHILL TEEMING

- 47 -

Fig.8 also i l lus trates the effect of teeming on the amount ofdressing for steel type NVA36, this being an aluminium-killed high strengthahip e tee l . The per i tec t ic peak appears to occur in the abaeissa-range 18-20. Comparison of the curves for grade A and NVA36 shows a large differencebetween the amounts of dressing. It is suggested that this i s caused by theoccurence of A l 2 °3 s l a g P e r t i c l e s i n t h e NVA36 ingot skins.

The annual production of Al-kllled medium sections ia some45.000 tonnes.

20

19

1 3

17

16

15

1 4

13

12

1 1

10

9

8

7

6

5

4

3

2

1

•3o.

O

OJa3OO

a,2

a

O19U

m+»<ar-iH

SAE 1036

«KS3U I Steelwire 15

O El 12/10O/160T J^10/60 El 8/110/r700CrT

9/60 '

Steelwire 55Steelwire 43Steelwire 67

Steelwire 83

* EL 12/70/20

12 16 20 24 28 32 36 40 44 48 52 56 60 64 68 72

FTGURE 9

THE INFLUENCE OF THE TEEMING ON THE GRADE OF RECTIFICATION

SCBAPING OF BILLETS. ANNUAL PRODUCTION AB. 6 0 . 0 0 0 TONS.

- 48 -

B i l l e t s

Figure 9 shows the effect of the teeming rate on those b i l l e t s thathave to be dressed because of cracks, seams and laps. Thirteen etee l types areincluded in the review representing altogether the annual production of some60 000 tonnes. Each point on the curve represents one s t e e l type . The teemingrate affect i s calculated according to the equation deduced in the appendix.The invest igat ion Includes three rimming s t e e l s , viz.E19/6O, EL 10/60, and12/70/20, the remainder being ki l led s t e e l s .

The b i l l e t s inspection report was used to calculate the y-axis asfollows:

(No.billfita r e c t . + scrap (cracks, aaair.s. lapá)) x 100

(Ho.bi l le ts inspected-diverted b i l l e t s )

Two of the points l i e below the curve. These are for a^eel types KS3Uand El 12/70/20. KS3U i s inspected to l e s s s tr ingent reqirementa than the others t e e l types, and both the P and S contents are unusually low for s t ee l type El12/70/20 such tha t (P + S) = 0.021 %. None of the 13 s teel types were subjectedto bloom dress ing.

THE TEE.ÍING RATE EFFECT AS A "STANDARD CURVE"

Figs .6 ,8 and 9 are standard curves for s labs, sec t ions , and b i l l e t srespect ively, for the usual range of carbon s t e e l s . By "standard curves" isme6nt curves worked out on the basis of e .g . the annual production. They wil lbe representat ive for the practice being used during the period the data werecol lec ted . A large mass of production data are fed into the computer on a rou-t ine basis including ingot mould data, nozzle diameter, teeming temperature,and carbon content of the s tee l for each and every cast of s t e e l produced.Scarfing data for s l abs , inspection data for b i l l e t s are also fed in, but notyet dressing f igures for sect ions. A su i t ab le computer programme wil l thus enablestandard curves to be produced on demand for three main products . As the produc-t ion prac t ies are var ied, so should new standard curves be produced simultane-ously. Standard curves can be used for the following:

1 . Developing and adjusting teeming ins t ruc t ions .

2 . Capital investment ca lcula t ions .

3 . Investigating the effect of mould prac t ice on the surface qual i ty of the

product.

4 . Estimating various production p o s s i b i l i t i e s when new customer enquiries

are received.

5. Optimising metal lurgical processes tha t affect the surface quali ty (e .g.

P and S r e f i n i n g ) .

6. Evaluating new processes,

etc.

- 49 -

L'-IGUHE 10APPENDIX

The r i s ing speed in the mould i s V = 7 =ffr2

, where r is the halfA " Adiaseter and a the cross section of the nozzle. A is the mean value of the crosssection of the nould. According to the figure above we have that

= k l i q " kAB15^0. -Ta

iSC

( k •liq- Ta

ÍC C

Putting the slope of the liquidus line in the actual carbon interval equal to38°/O,4 £ C gives

ATo 3,3V- ./„= _ 1^9"-Ts ,

['••] . :" • 'ľee;.in<; "rock frequency on Steel Ingots . Materiá-

lov ' vady ocGlov.v'cli výrobků I I I , :>.r •ánské Lázně

31.10. - 2.11.1973, pp 59-73

| J . :'. i .'•'.'* ' '•): :echonis.is of Growth of . .etcl 3in^l£ Cr; s t a l s

fro::, the .:<ilt. Progress in . . e tc r ie l s Science (1?62),

Voi . i r , :.'& 2

['.J V..'.'.' '.. .';'...: C>'ti. ijl koa.binasjon BV v/a t tcp , pri::'.?; u tb ; - t t e og

h e v l e p r o s e n t í 'or . lorcoslóbs (1974) Mot p u b l i s h e d ,

[•;] :.H.:7i..':. ^Ti":: The :.;onr.ii.cture of Iron and S t e e l (1963)

P 50

[j\ 7..::i.'r:-::?..:: Hot Crao':inj of Ľteel (1975) Hot published.

- 51 -

NEHCMCGENin VĽ ViTVKDiTEUrfCh OCELÍCH TiPU Ni-Co-t.lo-Ti

J. DUSLK

K. ŠTOREK

VÍa:UK.NÍ lib'i'AV H Ľ T W I C T V I 2l.Ll.ZA PUAiiA,

J. JEZLK

V. hOROV/i

tíiáTAV lioIKÁUIÍ MLTALUKGIL ČôAV PKAHA, ČLS

KCNÄ>T1'I'UCL OCELÍ TI. U f.

Základni hmoto vytvrditelných martensitických ocelí typu maraging s Id až

2C % Ni 3 velmi nízkým obsahem uhlíku je tvoiena tvárným martensitem o pevnostio

kolen 90 kp/nm , jejíž zvýšení lze dostihnout piísadou molybdenu do obsahu 10 %

a kobaltu nad 7 *, zatímco zvýšeni plastických vlastností vyžaduje snížení obsahu

kíemiku, manganu, fosforu a siry na minimum. Přísadou titanu se zvýší schopnost

těchto ocelí k vytvrzení, piičemž je r.atno počítat 3 tím, ze s rostoucím obsahem

tohoto prvku plasticita oceli klesti, *.akže jeho obsah je Lřeba omezit na interval

C,2 až 1,4 *. Podstatný podíl na vytvrzení základní martenaitické hmoty této

skupiny ocelí je připisován intcrmetalickým sloučeninám Ni,Ti(Al) a FegN.o. tiez

kluzu po vytvrzení se dá přibližně vypoěítat na základě obsahu Co, Ko a Ti podle

vztahu fl] :

<TC 2(kp/mm

2) = 26,7 + 6,2(vt Co) f 15,8(íó t.o) + 6l,4(ii T i ) .

Význam těchto ocelí je dan tím, že vysoké hodnotj mechanických vlastností

(mez kluzu nad 150 kp/rat ) jaou doprovázeny dalšími pi íznivými vlastnostmi, jako

je dobrá plasticita a houževnatost, rozmSrova stálost, jednoduché tepelné zpra-

covaní k vytvrzení, vyhovující obrobitelnost a svafitelnost atd. Většina třchto

příznivých vlastností však raůže být ovlivnňna strukturními anomáliemi a nehomo-

genitarai které se u těchto oceli mohou snadno vyskytnout, nejsou-li při jejich

výrobč dodrženy speciální tavící a přetavovací postupy.

Tsk nnpi. jestliže je vlivem nehomogenní struktury snížena plasticita oceli,

vyssytnou ae potiže při jejím tcchnologicleďm zpracovaní, které mohou vést ke

vzniku ť*hlin v polotovarech a zvýšení vjtaúru v hutní vyrobS, V jiném případě se

vliv nehomopenit můř.c pru jevit až pii pouäíiti oceli ve strojírenství a to jak

při prnci za normálních tak zejmána za zvýšených teplot. Rozdílná povaha těchto

strukturních jevů může vést ke značnS odchylným a mnohdy i protichůdným v;sled-

kim, jejichž vjklnd je obtížný bez bližšího rozboru [2]

Z toho důvodu pokludame za účelné na nčkolikn praktických příkladech doku-

• • :

' I 1 ' •

' . ' • - 1

•

t.'<

'J. t i i - ! . - , : . " . . . . . . : . t • . . : : ; t : i t . . ' c ' . . ( : : . : : . ' • : • ; ; . . •. ; :

i n i e : . : . ť v. •:. '-': ,v * - : • : . l i r . y v t L í: i:r.r: - . - ' . . i , ':.'.< --n

c i c . " . 1 •! • ( . :•.. 1. 1 ) . (. j . t . i . ľ r . 1 •• .'- •_:;!', : ; - ; i í i í L V . 1 .

t í ľ i . t c v . ' i :-.'. . .:•(..::.• : . . ' ) ľ b n i , . u : : : l r , i : . . ; X J J . s u i - h . - , .

o b l n p t i -.:c: i r i l i v c i : ; i t c l í t i c k ó 1 ,z< •: i :ít.< i v . Ľ n i . : v i t i f t .

č i u t c ! i k : " : . M : Ľ •; 1 z v o l e n V . T : ' I . \ •'•. ^ , Ľ c ; i c . : . l :

J t v i d ě t , .íi. • j c l i L i v ô ' . l j c ! . Č M t i L u - t r . r r I " L : : ; . c : ; 1 •: t

L : l i ( . C . 1 j c i . t ľ i i o c e b r a n í v H o

- 53 -

tDi(. č . 2a Cptický anímek - 1U.C

LleKtronovýo mikroanalyzátorem bylo zjištSno [ j j i že ve všech čás t ic ích existujet i t a n (CBH. C. 2b) a uiilik (OBi<. Č. 2c) . Je tmavší fúzi je kromě toho přítomnas í r a , která však není v čás t ic ích 1 a 2 (CH1<. 5. 2d). Naproti ternu je v těchtoč á s t i c í c h přítomen molybden tCBil. ä, 2e) a čarovcu i entgenovou mikroanalyzoubyl v nich z,jiútěn také dusík. Z těchto nálezu vyplývu, ?.e svět lé čas t ice 1 a 2na CDU. Č. 2Q jsou knrbonitridy t i tanu, které obsahují molybden, kdežto tmavšíčás t ice v intordendritickém uspořádaní jsou sulfokérbidy t i t a n u .

CUK. Č. ?b P l c n ó rozlof.cní Ti

CJR. 5. 2c Pločné rozlomeni G

C. HU. Č 2(1 1 lounO rozložení ~

nC roulc.ítr.í 1 o

i ' t ; : iľ.ní v;, u.islcdci.. L Ľ U I I ukurbidu tit.'i-.i. , u ;:n JT.C .

• •<-' , : ) t v .:•< y.i L C C i i-l.ii-ticky nedeľor.i.u^c. ľi:. : i

. . . . . u . t ; : . i i ; r : : : ' , t v . i e - n í r o z d r o b u j e ;, t V L i i i t r . J

i. •: - : Í : . I I V i i t n i o t l 3 < ; v e n e o d t í ř l í n s l o l i í , ni: . . . •• i. :• i

o ' : i ., . . ' . i t , i t i c r ; c . < . r : c n í ) l é s v n i e n i . C l c v . t . ; , 1 . . -

. ., , : v • . • : : n i r : n L , . c e í o k t y , k t i .vC \ . : . . L ....... i

• . • . • ! • . I j l o ; :•< k . ; : ' i n G , i: e ; , r o t u ; . l . . t v : . : " . : • . .

. 1 .' . ' . ' : : : • .1 "."i : : c i ' ( ZÍ j oci n R ; : ř t í n . . L - i l . : : : T r. ' -

. ••• . . i ^ : t • . , < • : . : : w u L ( Ľ : i i £ c n i j c l i o e 1 ' . - . ' ; : . . .

• . • . . .. : . i . , i ' . ' j : •:<-. ".: J i ;i \ n z l i i i :::i. l j - ' . n- : .• • • •

1 .• • : • • " . . ' . : • . . ' . ; ' i Z i - '. t i . : 1 . 1 . ; . : ..

- 55 -

Dalši studium okolí trhlin ukázalo, že zde existují ještě další nehomogenity

jako jsou komplexní oxidické vraěstky (OBR. Č. 4a) obsahující Ti, Ca, Si, AI, Ho

a Mn a oblasti austenitu, Které rovněž usnadňují šíření trhliny (OBR. fi. 4b).

"-.. -V"., i'-*•'•••? v • • • . . • ••»•••• w •»< • i *. • « • • * •

: . ; \ - ; ; ' • . ; . ' . v . 1 . • / - ' " ' • • • : ; • ' : ; .

OBR. Č. 3 rrHrmenty sulfoknrbidu t i t a n u ve s t r u k t u ř e tavby č. 1

TAVBA 2. 2

CBH. 2. 4a Oxidické vmřstky

Z této tavby byl vykován blok o rozměrech 3Cť x 2JC x TjO mm, u n."'hož se

v okrajové časti objevila podélné trhlina, liylo zjištěno, že neceliatvosti zasa-

huji do jedné tietiny bloku, odkud byly odebraný vzorky k bližšímu studiu.

Oi-Ět se ukázalo, že kromě oxidickych vmřistků (CBH. Č. 5a) se v tScht.0 partiích .

bloku vyskytují řádky karbonitridů (OBR. Č. 5b) a sulfokorbidů titanu (CBH. Č. 5c)

doprovázených oblastmi austenitu, a že tyto nehomogenity usnadňují iniciaci a

šíření trhlin.

- 56 -

TAVBA Č. 3

Při použití této oceli na razicí nástroje bylo docíleno rozdílných výsledků.

Saznfk pro lisování hliníkových kalot doaáhl 30 krát vyšěí životnosti proti dcsud

používané oceli Poldi 2002 a byl vyřazen následkem mírného ohnutí po nevhodném

nasazení nevyžíhaného materiálu. Matrice pro tutáž práci je dosud v provozu,

takže lae konstatovat, že životnost nástrojů pro tuto operaci je možno použitím

uvedené oceli zvýšit více než 20 krát.

Naproti tomu zápustka z téže oceli zhotovená z kovaného kotouče o průměru

21C mm a délce lí>0 mm dosáhla při kováni za tepla Btejné životnosti jako dosud

používaný materiál a po vykovaní 3CL0 kusů došlo k jejímu roztržení (CBH. Č. 6).

CBK. Č. 4b Oblasti austenitu v okolí karbidických a sulfo-

karbidických vměatků

Studium struktury na příčném řezu ukázalo, že trhliny jsou lemovány šedivými

oblastmi oxidů, které sledují původní řádky sulfokarbidů titanu (OBR. Č. 7a).

PřesvědřivS to dokazuje srovnání útvaru na CBH. Č. 7b a plošným rozložením kys-

líku v této oblasti na OBK. Č. 7c a titanu na CĽH. Č. 7d. Je zi-ejmé, že během

provozu za zvýšených teplot nastávala oxidace sulfokarbidů i okolního materiálu

podél trhliny, což usnadňovalo další její Síření, až nakonec došlo k roztržení

celého nástroje.

OBR. Č. 5a Oxidy

- 57 -

CBH. 5. 5b Karbonitridy

• •' ' \ • - ' f< 1

CBH. č. 5c iiulfokarbidy

CBH. Č. 6 Roztržená zápustka

- 58 -

CBH. Č. 7a Cxidickd oblasti podél trhlin

CBH. t. 7b Cxidicka oblast kolem trhliny

CBB. Č. 7c PloSné rozloženi kyslíku v oblasti nn obr. 7a

- 59 -

CBH. G. 7d llonné rozloženi t i tanu v oblnsti nn obr. 7a

CDR. Č. ti Haznik

- 60 -

, ; . 4

I th\ihy i. 4 3 extrémfi vysokým obaahem t i t a n u (1,2b ») bylo dosaženo natoliku; s t o u p í c í ; l ' i s ' . ic i ty, že bylo možno zhotovit hutnické výrobky nejmenších rozměrů'i | i ' c ! i k . Icbrou ; l a a t i c i t u této tavby dokumentuje skutečnost, äe z valcovaného•ir.'i. Ĺ j run." T"j >, r.ra byl po žíhaní vytažen za studena drát o prCmĚru 1,4 a 1,6 mm'. Ĺ .- v-.'..'n-'-„ĽÍc:i o b t í ž í . Z toto oceli byl také valcovňr.ím vyroben jemný proí i 1•11 7 ..:,, z nřhcS 1^1 z.iotoven raznílc pro rez pusové oceli ČbN 11 32C. Po fityř-•:I'-I ! rirf . . vLtnosti (ve srovnaní a dosud používanjm materiálem Poldi Stabi l) ne-,:i:,U -. c.iii[cni ani k jinému poškození rřizníku, který v současné dobr pokračujev ; ro > t /.u .

'.lni I'OLÍ tomu parník vyrobený z j iné č á s t i kovaného polotovaru, použitý na l i -s . . . n í ,.liní:.07ycli součástí ICBH. Č. b) , vykazoval krátce po nasazení do provozu; ovrcho.é t r h l i n y . Mikroskopickým vyšetřením bylo prokázáno, že iniciace a šíle-ni trhliny pí imo souvisí s piítomností sulfokarbidů t i tanu v typickém uspořádaníU'i ' .Lí . 9 ) .

OBU. 6 . 9a

OBR. C. 9 b

- 61 -

JINÍ OCELI

Škodlivý vliv sulfokarbidů titanu v charakteristickém uspořádaní na plastické

vlastnosti je nožno doložit i na jiných typech ocelí. Jako přiklad uvádíme nízkole-

govanou chromovou ocel 3 přísadou 0,2 i Ti. Na OBR. Č. 10 je vidět oblast sulfo-

karbidů titanu ve vzorku výkovku, jehož vrubová houževnatost nedosahovala ani

50 * hodnoty, kterou vykazoval výkovek, v jehož struktuře ae tato fáze nevyskyto-

vala f 47 •

CBR. Č.10 Sulfokarbidy titanu ve struktuře chromové oceli

ZÁVÉH

Oceli typu mnraging 3 obsahem titanu 0,50 až C,ň5 % po vy tvrzení dosahují

pevnosti.v tnhu kolem 180 kp/ran , zatímco u ocelí s obsahem nad 0,80 % Ti je

dosahováno hodnot nad 2C5 kp/mm současně 3 prísluĎnými hodnotami meze kluzu,

která je u těchto ocelí jen o málo nižší než mez pevnosti.

Piesto je nožné, aby se pii tváření nebo provozní aplikaci těchto materiálů

vyskytly necelistvosti a trhliny, jejichž iniciace a šíření jsou způsobeny pří-

tomností nehomogenit a křehkých fází ve struktuře oceli. V příspěvku bylo uká-

záno, že kromě běsných oxidických vměatků jde o řádky a shluky karbonitridů a

zejména sulfokarbidů titanu. Tyto vady zásadním způsobem ovlivňuji plasticitu

uvedených ocelí, čímž podstat:iř zhoršují výtěžek při vlastni výrobě a snižuji

efektivnost pii jejich aplikacích ve strojírenské praxi. Současně je tím doku-

mentováno, jaký význam má použití rafinačních a přetavovacich ocelářských

pochodů při výrobo oceli tohoto typu.

Autoři příspěvku se domnívají, že škodlivému vlivu uvedených vměstků lze

zabránit nejen snižováním obsahu uhlíku a síry, nýbrž i ovlivněním tvaru a dis-

perse vmčstků přísadou vhodných mikrolegujících prvků vytvářejících dispersnější,

případně plastičtější sirníky než titan.

- 62 -

LITLiťATUKA.

[ l ] H . í . LECKtH a k o l . : T r a n s . A . 5 . I . . US-62), 5b

[2] J . LUSĽK, J . HUS, J . JtŽLK: Zprava VČHŽ, X-214-71/J4t»-221C4, Pruha 1974

[3] J . DUÍLK, V. HCKC/Í, J . O L C U . , 1 . S'ÍUIO-K: Kovové n a t e r i á l y 12 (1974), Í5

[ 4 ] .'. VANÍČKK, J . JLŽL.K: Lonud neuvei e jnňná zpráva o a p o l u p r a c i Úlř. CwAV

u tiľúú Skoda P l z e ň .

- 63 -

KEZNÍ STAVX PŘI PLASTICKÉ LHFCRtuACI ZA TEPLA A MOŽNOSTI J E J I C H OVLIVNĚNÍ

J . ELFMARK

VÍZKUMNE ÚSTAVY. VŽKG

OSTKAVA, ČSSR

tWCD

Tváření vysocelegovaných ocelí a těžkotvaři telných s l i t i n představuje proble-

matiku, vyžadující soustavnou pozornost z hlediska prohlubování poznatků o vlivu

termodynamických podmínek plast ické deformace a fyzikalnS-metalurgických faktorů

na vznik lomu za t e p l a . Zejména v současné době,' kdy v s o u v i s l o s t i s rozvojem

chemického pr.:myslu a jaderné energetiky piechazl zpracovaní těchto těžkotvoř i te l -

ných materiálů na hmotnosti ingoril JC až 50 t , se stává každý poznatek, umožňují-

c í zlepšení t v a í i t e l n o s t i , velni aktuálním.

Zvláštní význam má zejména posuzování vlivu teploty a r y c h l o s t i deformace na

tvaf'itelnoHt a stanovení podmínek pro vznik kiehkého lomu za t e p l a .

VLIV ffiCHU-STI DEFCHUACĽ NA TVAŘITELNCST

Vliv termodynamických podmínek p las t ické deformace na hocinotu mezní t v a ř i t e l -

n o s t i byl vyjádřen [ l ] výrazem

rf = 6 . io2 . y r . e(1)

kde značí

ffdnTf - '•• smyková deformace do lomu (kroutící zkouška)

€ * * rychlost smykové deformace (sec )1 = 60

.0,15-

k = 0,14 Jr rychlostní exponent

Q - aktivační energie deformace (cal/mol)

K, T - plynová konstanta, teplota (K(

ď, 1 - průměr a délka zkoušky

n - poíet otáček zkoušky do lomu

o - rychlost krouceni (otáček/min.)

- 64 -

36

34

h230

28

26

24

22

20

18

16

14

12

10

8

6

4

2

0

r*K

// •

f /

v- y

iS-

£--•"r

= 6.1O2. ŕ°.5..-W

= O,14.^'15

JL

/y

j —

* •

— T "

f

/ /

_/_

/

/

^ -

,'*

•p

s

'•

1

/

s'

Q=84 000

L 1 J•i Y-*-.,j.ioo"cT>K.T30Q

i

_ ^ « /.n•*-(•

" I "

•' k l l - - . . ,

J-LL

n.*

^optV'

-Pfi

t~0Í

• ~-\iooo~<

L2O5"-285

/1C

• 1 i " "

\ - 2

N,

/ffl

^^

*<^

N

%,

V ,

J

t2N

1

z .000

200

4<3/

^

Q/E1!

s

s

-

\

S.

s *N

•s, #i

* s ,

\l300°

i \2 Q/HT

"ó

U \

\ \

K

-20

\

\

\

i/

\

N

>

\

v

'j

s

>

I

10',-2 10 1 0 "

S8C- 1

OBR. Č. 1 - Vliv rychlosti deformace na optimálni tvaritelnost

- 65 -

Grafické znázornění výrazu (1) je na OBH. Č. 1. 2 diagramu je patrno, že

každé hodnotě (Q/HT), jinými slovy, každé teplotě deformace u jednoho typu oceli,

odpovídá určitá optimální rychlost deformace. Na diagramu jsou znázorněny křivky

tTSiritelnosti nízkouhlikové oceli (Q = 66.LCG) při teplotách 900 až 1300°C

(Q/RT = -2P až -2C) a austenitické C.t-fli oceli (Q = 84.000) při t.eplotach 9CC

až 120C°C (Q/RT = -J5 až -28). Optimální rychlosti deformace, při nichž tvaři-

telnost doaahuje maximálních hodn , pro jednotlivá hodnoty Q/HT odpovídají prů-

eefiiku jednotlivých křivek se silně vyznačenou přímkou. Z diagramu déle vyplývá,

že optimulní rychloat deformace pro tváření austenitické oceli v uvedeném teplot-

ním intervalu bude ležet kolem rychloati ZŤ = 10 sec ,

Optimálni rychloat deformace obecně ."ze u r č i t z první derivace rovnice (1) po

jejím položeni rovno n u l e . Vyjádříme-li rovnici t i ) obecně

. a - kQ/RT

*t = X o " r ' e (2)

a dále

* - *o • r

Po derivaci vyjde

± ( b - 1 ) o- r - b . k ľ . - -i... = 0

r °a po úpravř

- — 2 — + kQ/RT = 0 ...

b ( 5 )

Obdcbn'. byla vyjádřena {"?] hodnota deformace , potřební pro vznik dy-

namické rekryatalizace, její?, logaritmický tvar lze obecně vyjádřit

ln í p = In X + kQ/RT ( 6 )

P ř e d p o k l u d á m e - l i , ž e 1 n X má hod; j t u - ^ z r o v n i c e ( 5 ) p o t o m

_. a1 n 7 p = - — — + kg/RT (7)

E o s e d í m e - l i r o v n i c i (7) do r o v n i c e ( 5 ) i d o s t a n e m e , že o p t i m á l n í termodynamické

podmínky , l a a t i r ; k J deformace jaou dosaženy t e h d y , j e s t l i ž e hodnota I n T = 0 ,

n e b o - l i h o d n t a Tp - 1 . Poněvadž T = ř \ t p . l a t í , že

kde snaíí " °Ptimalnl rychlost deformace

tp - cas potřebný pro vznik dynamické rekryatalizace (sec)vd - rychloat dynamické rekryatalizace (8ec ).

- 66 -

Ľ ruvnice (.c) vyj.ljva uůležity závěr pro optimalizaci tvaiitelncati. Lpti-

XĽl-ľ, -va! iit lr.osti pi i kontinuální nepřerušované defi. naci ae dosáhne tehdy,

jesstliie rychlost deioroace odpovídá rychlosti dynamické rekryatalizace.

'. elmi Ľa,j-niavj m ejcperimentulnim potvrzením výéeuvedených obecných úvah je

;race jiniV.Cl fjj , zab\vaj::cí ae vlivem rychlosti deformace na tvaiitelnost.

".'n ' :IH. Č. 2 je uveden vliv rychlosti deformace na tvařitelnoat austenitické

JrNi oceli tyj.u jC2. Cptimálni tvaí-itelnoBt této oceli při teplotě 11CC°C je

aai [JÍ. rychlosti deícrance 1C sec" , tedy ve velni dobrém souladu s CBH. S. 1.

* 100

B0

rychlost deformace sec

(-Bh. C. 2 - Vliv rychlosti deformace na tvafitelnoat auatenitické oceli typu

JC2 [2] (tahové zkouäka).

í tvaiitelnost pí-i této rychlosti vysvřtluje autor tim, že k lomu nedo-

chází na hranicích zrn, a to proto, že ae j iž mén5 mi32e uplatnit deformace po

- 67 -

hranicích zrn, jako je tomu při rychlostech deformace podstatně mecích a dále tím,že poruchy vzniklé na hranicích zrn ae nemohou dále Sířit v důsledku probíhajícídynamické rekryatalizace, pi i níž dochází k premistování hranic zrn. Pokles tva-í i te lnoat i při velkých rychlostech deformace 101 až 102 sec" vysvětluje působe-ním vmřstků v oceli. Při těchto rychlostech 3e deformace po hranicích zrn jižneuplatňuje.

Rovnice (1) a výsledky prace [3] byly potvrzeny dále na austenitické ocelitypu CChl8N12T cle GOUT (C max 0,08 %, Cr IB -*, Ni 12 %, Ti C,5 56) na tahovýchzkouškách provedených při rychlosti deformace i = 2.1C"2 sec" 1 , a i = 5.10 secběžného typu (d =10 mra, 1 = bO mm). Tahové zkouJky píi velké rychlosti deformacebyly projedeny na rychlotrhacím stroji zvláštní konstrukce [4] . Výsledky jsouna OBR. 5. J a 4, z nichž je patrno, že tvarxtelnost při horních tvářecích teplo-tách je lepší při menší rychlosti deformace.

200.

10

0Chl8Nl2T

°£= 2.10"2 s ec ' 1

900 1000 1100 1200 1300

teplota zkou5ení(°Cj-

OBH. Č. 3 - Tvařitelnost oceli CChlbN12T při rychlosti deformace £ = 2.10" sec"(tahová zkouška).

- 68 -

0Chl8N12T °t= 5 . lessee" 1

300,

900 1000 1100 1200 1300teplota zkouBenl(°C)

OBR. C. 4 - Tvař i te lnoat oceli ĽChlbN12T pí-i rychlosti deformace £ =5.10 sec(tahová zkouška).

- 69 -

Při nižších tvářecích teplotách působí větší rychlost deformace příznivě na zúžení,

avšak hodnota tažnoati je nižší než při priaalé deformaci, což je způsobeno větší

nerovnoměrností deformace vyplývající z raenšího uplatnění rekrystalizace.

VLIV PŘLHUŠCVANÉ LLťCHLlACE NA TVAfiliLLNGST

Výšeuvedené úvahy o vlivu termodynamických podmínek plastické deformace na

tvařitelnost platí pro kontinuální deformaci do lomu. Většina technologických

postupů (kování, válcovaní) však probíhá v periodicky za sebou ss opakujících

úběrech, mezi nimiž může docházet ke statické rekryataliaaci a tedy obnovování

plastických vlaatností kovu. Na CBK. Č. 5 a 6 je znázorněn vliv periodicky pře-

rušované deforraace na tvaiitelnost, max. kroutící moment Mk a max. osové tahové

napěti ve zkoušce u uhlíkové oceli 12 04C (C',4 % Ľ). Z diagramů je patrno, že

zlepšeni tvářitelnosti přerušované defornace proti kontinuální deformaci (prodle-

va C sec.) je tím větší, čím větší je prodleva mezi deformačními cykly a čím kratší

jsou deformační vykly. Stejně příznivě působí přerušovaná deformace na tvařitel-

nost austenitické oceli CChl8N12T (OBK. Č. 7). Příčiny zlepšení tvařitelnosti je

trožno spáti ovát v rychleji probíhající rekr-ystalizaci, jak je patrno z CBH. C. b,

na nřmž přerušované kiivky jsou sestaveny z maximálních hodnot Vifc a osovrho na-

pětí př: vypuštění prodlev. Z diagramu je patrno, že čas tp potřebný pro vznik

dynamické rekryatalizace se zkrátil z 5,J na 4,5 sec [5] .

- 70 -

5SN 12040 / = 1 aec'1

10

1 2 6 7 8 9 10 11 12 13 14

prodleva (sec.) —

CBH. Č. 5 Vliv přerušovaná deformace na tvařitelnost oceli 12 040

(kroutící zkouška).

- 71 -

5SN 12040 900°C100

OBR. Č. 6 - Vliv přerušované deformace na max. hodnotu kroutíciho momentu

a osového tahového iwpětí oceli 12 040.

- 72 -

OCh 18N 12T

/= 2,6 . 1O"1 sec"

1

o Ů Kontinuální deformace

e A Přerufiované deformace 0,5"-24" prodlevb

900 1000 1100 1200 900 1000 1100 1200 1300teplota Zkouženi(°C)

fc teplota zkou5Bní(

00 ,

OBR. C. 7 - Tvaiitelnost oceli 0ChlbN12T pri kontinoálni a přerušované defor-

maci (kroutící zkouška).

- 73 -

.1 - 10Chl8N12T - lOOCŕc - 0"= 2,6 . 1O 1 sec

'•••* ^ m a x 10,5 N/mm2

Mk

k o n t i n u á l n í defpřeruSovaná def0 , 5 " - 2 4 " prodleva

10 15 20 25 30 35

čas deformace (sec,)

40

OBR.ä.8

VLIV KONTINALNÍ A PŘERUŠOVANÉ DEFORMACE NA Mfc A OSOVÉ NAPĚTÍ

OCELI 0Chl8N12T ( KROUTÍCÍ ZKOUŽKA )

- 74 -

o . 0Chl8N12T

• • 0Chl8N12T+H

o D 5(Jot/min.

900 1000 1100 1200 1300

teplota zkouSenl C

OBR. Č. 9 - Vliv boru na tvařitelnoBt oceli 0Chl8N12T (kroutící zkouška).

- 75 -

VLIV PŘÍSAD NA TVAŘITLLNOST AUSTENITICKÍCH OCELÍ

Pro zlepšeni tvářitelnosti auatenitických ocelí se v literatuře doporučuje

přísada boru nebo prvků vzácných zemin. Pomocí kroutící zkouěky byl ověřen vliv

přísady boru (0,003 %) (CBR. 5. 9) na tvařitelnost oceli CChl8tI12T. Jak je patrno

z OBR. 6. 9, působí bor příznivě na tvařitelnost pii niiäích tvářecích teplotách,

avšak snižuje podstatně optimální teplotu tvaiitelnosti na 11CC°C. Vliv přísady

caru byl ovčřen rychlotrhací zkouškou na oceli 0VhlbH12T v litém stavu. Jek je

patrno z CBH. č. 10, nezlepšuje přísada Ce tvařitelnost, naopak, při vysokém

obsahu Ce v oceli (rřisadn 10 kg/t) dochází ke křehKosti za tut:la. Kezikrysta-

lický lom je způsoben přítomnosti zvláětního velmi svřtlého vměatku na hranicích

zrn, obsahujícího podle rentgenové spektrální mikroanalýzy £6] hlavně miachmetall,

nikl a cín.

0Chl8N12T + Ce

0,15

CDR. Č. 10 - Vliv céru v oceli 0ChlbN12T na křehký lom za t e p l a .

- 76 -

KŘEHKOST ZA TEPIA

Běžně známá křehkost za teple, projevující se křehkým meziirystalickým

lomem, ae vyskytuje při překrofieni horních tvářecích teplot překročením ekviva-

lentní teploty. Dále je běžně známá křehkost za tepla při výskytu nizkotavitel-

ných fází na hranicích zrn (oxřsulfidy železa), kdy dochází v důsledku snížení

kohezivnl pevnosti hranic zrn ke křehkému lomu i za nižších teplot.

Vzhledem k tomu,, že křehkost za tepla se projevuje téměř výlučně lomem na

hranicích zrn, bude hrát hodnota kohezivní pevnosti hranic zrn značnou roli.

Na OBR. č. 11 je schematicky znázorněna vodorovnou přímkou kohezivní pevnost

hranic zrn 8*^ při určité konstantní teplotě. Deformační napětí ^"ůei

potřebné pro translační ekluz vzrůstá s rychlostí deformace podle výrazu

(9)

kde m <Sc 1.

ID

es

o+x»

ř

'hr

rychlost deformaceloge

OBR. fi. 11 - Vliv rychlosti deformace na křehký lom za tepla.

£ , . Při většíJelikož pro skluzovou deformaci je C<jef

m e n ě l n e ž ®hr' d o J d e

deformaci za předpokladu, že rychlost deformace bude menáí nežrychlosti deformace dojde k mezikryatalickému porušeni. Vliv rychlosti deformacena teplotu ekvikoheze je patrný z OBR. í , 3 » 4. Zatím co při malé rychlosti de-formace snáší ocel OChl8N12T deformaci i při teplotě 1300°C, došlo u rychlotrhacíZkoušky při této teplotě ke křehkému lomu.

Podobně lze pozorovat vliv rychlosti deformace na vznik křehkého lomu u fe-rit ické oceli ČSN 17 061 (24 * Cr).

- 77 -

24 S Cr200

200 1000 1100 1200

teplota zkouSenl °C —

1300

OBR. 5. 12 - Vliv rychlosti deformace na tvářiLelnost oceli 17 061.

- 78 -

20024 % Cr + AI

900 1000 1100 1200 1300

teplota zkouSenl o- „.

OBR. S. 13 - Vxiv rychioati deformace na t var i te lnos t ocel i 17 061 a přísadouhliníku.

- 79 -

Zatím co při malé rychlosti deformace je tato ocel dobře tvařitelná až do teplo-ty 13CC°G, dochází pii rychlé defcrmaci ke křehkénu lonu již při teplotě 11OC°CtCDR. Č. 12). Pííeadou hliníku do cceli dochází ke křehkému lomu nad teplotou12CG°C ICBH. 2, I j ) . 1'říaada C ,5 w Ti do oceli umožňuje dobrou tvaiitelnoatoceli i pii 1JCC°C (CbH. 5. 14).i lählcost oceli 17 Ľ61 pri velkjch rychlcutech deiorrauee je vyvolaná obohacenímhranic zrn dusíkem a tím aniženim fcchezivní pevnoali. Jest l iže je dusík vuzán nastabilní nitridy, nedochází ke anížsní pevnosti hranic zrn a ocel je dobie tva-l i t e i n á p ř i vyaofcjch teplotách a ve\kych rychlostech defurmace.

24*Cr+Tl

10

900 1000 1100 1200 1300

teplota zkoušeni C

1H. C. 1'. - Vliv rychlosti čelorr.ace nn tvuiitelnoat oceli 17 C61 s přísadoutitanu.

- 80 -

ZXVÉR

Tvařitelnoat vyaocelegovaných o c e l i l z e ovlivňovat podmínkami p last ické de-

formace. Kromě tep loty deformace je rozhodující pro získání optimální t"~*i te lnoot i

také rychlost deformace. Při kontinuální deformaci ae optimální rychlost deformace

rovná rych los t i dynamické rekrys ta l i zace . Při přerušované deformaci je možno dále

z l e p ô i t t v a ř i t e l n o s t , j e a t l i z e je mezi jednotl ivými deformačními cykly dostateč-

ně dlouhá prodleva a stupeň deformace není p í í l i Ě velký.

Ekvikohezivní t e p l o t a je funkcí r y c h l o s t i deformace. Na přikladu f e r i t i c k é

24 % Cr o c a l i byly ukázány možnosti ov l ivnění křehkého lomu o c e l i za t e p l a .

LITERATURA

[ l ] J . EUMARK Hutnické l i a t y , 1972, 6. 9, s t r . 626-630

[ 2 ] J . EUMARK Hutnické l i s t y , 1973, 2 . 7, s t r . 487-494

[ 3 ] A. GITTINS D u c t i l i t y of S t e e l s i n hot Working.

SEE Transactions Journal, 1973, s t r . 199

[ 4 ] Cal. patent č í s . 14 7705

[ 5 j J . EUMARK Hutnické l i s t y , 1975, č . 1, atr . 26-31

[ 6 ] A. REK, K. STRÁNSKÍ Zpráva VAAZ M 282, 1973.

VLIV NÉKTEBÍCH BETALUHOICKÍCH ClNITElfi NA OMEZENÍ VZNIKU TRHLIN V AUSTĽNITICKÍCH

Mn-Ni-Cr OCELÍCH

U. KEPKA

ZD. KLETECKA

ZS. MAŽEK

ÚSTŘEDNÍ VÝZKUMNÍ ZKUŠEBNÍ ÚSTAV O.P. ŠKO^A, PLZEŘ, CSSH

ÚVOD

Mnnganchromniklové o c e l i , vyrabôné v e l e k t r i c k ý c h obloukových pecích v o . p .

škoda, představuj í s i c e co do objemu nevýrazné-množství, aváak svou výrobní prac-

n o s t í a požadavky na j a k o s t n í atranku ae řadí mezi jedny z n e j n á r o č n ě j š í c h . Tato

náročnos t se projevuje j a k v požadavcích na k v a l i t n í vsázkový m a t e r i á l o l e g u j í -

c í n ř í a a d y , tak i v n u t n o s t i přísného dodržování technologických směrnic p ř i j e -

j i c h výrobě. Důvody tohoto s tavu jsou v tom, že u t ě c h t o a u s t e n i t i c k ý c h o c e l í ,

ve srovnáni s j inými druhy se projevuje zvýäena náchylnost k tvorbě t r h l i n v p r i -

mární s t r u k t u ř e . Přitom ty to t r h l i n y mají převážně mezikrys ta l ický průběh a jsou

č a s t o identi f ikovuny až v průběhu obrábění s o u č á s t í , což působí p o t í ž e p ř i za-

j i š tování jejího včasného zhotovení.

Při identi f ikaci př íč in vzniku t r h l i n bylo jasné, že v případě, že tytovznikají v důsledku neč i s to t ocel i , bude nutno provést opatření na úseku meta-l u r g i e . V případě, r.e by se jednalo o neúměrný stupeň deformací, kterým by bylaocel vystavena při tváření a trhliny by vznikaly mimo vylovčené nečistoty v ocelia j e j i c h piíčinou by nebyly nečistoty v mater iá lu, bylo by nutné navrhnout novoutechnologii tvářeni.

Při řešení uvedeného problému na úseku metalurgie byla proto pozornost za-měřena na sledování obsahu nečis tot , a to především obsahu fosforu n stopovýchprvků. Množství těchto neč i s to t ja ovlivněno především složením vsázky, zvláštěferopřísad - v daném píípadě feromanganu, který se ve větš í míře používá u s le-dované o c e l i .

ROZBOR PŘÍČIN VZNIKU THHLIN

V rámci systematického průzkumu náchylnosti těchto oceli k trhlinám se z j i s t i -l o , že u netvářených Q tepelně nezpracovaných ingotů se v b l í z k o s t i jednotlivýcht r h l i n projevuje výskyt fosfidického eutektika [ l ] . Prokázalo se , že totoeutektikum je vyloučeno převážně v oblastech mezi dendrity, v menáí četnostitéž po hranicích austenit ických zrn. To vede k tomu, že se vytvářej í pevnostně

- 82 -

oslabená místa, které mohou při dalším zpracování (napr. při tváření nebo naméhér.í

za provozu) být příčinou vzniku trhlin, což může způsobit i poškození výrobku.

Věeobecně je známo, že fosfidické autektikum je tvrdé a křehké, za nízkých

teplot zcela netvárné a vyznačuje ae nízkou teplotou tavení. Celkově lze vždy při

jeho výskytu poäítat se zvýšenou náchylnosti oceli k tvorbě trhlin.

NÄVRH NOVĚ TECHNOLOGIE

Při dosavadní výrobě této oceli v elektrických obloukových pecích se po nasta-

vení vsázky provádí intensivní rudný var a dvojí stahování strusky ke snížení

obsahu fosforu v roztavené ocelové lnzni. Obnovení atrusky se uskutečňuje vždy

novou přísadou vápna a tavidel. V tomto období je třeba, aby obsah fosforu v ta-

venine byl maximálně snížen a nepřekročil hranici 0,015 %. V případě, že se ne-

dosáhne požadovaného odfosfořeni ocelové lázně, je nutné provést další oxidaci

foafořu obnovením strusky. Teplota potřebná pro dosažení optimálních podmínek

odfosfořeni mé být co nejnižší a nemá překročit 1460 - 14B0°C. Redukce taveniny

je prováděna jednak bčžnými dezoxidačními přísadami - ferosiliciem a mletým koksem

při vyšší teplotě, aby byly vytvořeny podmínky pro rychlé roztevení velkého množ-

ství legujících přísad (FeCr a FeMn) s tím, že toto mé být provedeno v době co

nejkratší a dále v malém množství (do 1,5 kg/tunu) hliníkovou krupicí k zajiště-

ní redukčních reakcí za nižší teploty kovu. I přesto, že pro výrobu uvedeného druhu

oceli se používaly vybrané dodávky feromanganu s nízkým obsahem fosforu, obsaho-

vala ocel takto vyrobená více než 0,C25 % P.

V rómci výzkumných prací bylo proto navrženo a přistoupeno k ověřováni vlivu

elektrolytického manganu, jakožto náhrady za dosud používaný nizkouhlíkatý fero-

mangan. Účelem tohoto opatření bylo dosáhnout nejen snížení obsahu fosforu, ale

i stopových prvků ve vyráběné oceli a zlepšit podmínky pro její tvářeni, jak

zateplá tak i zastudena. S podrobným sladováním obsahu fosforu v odebraných vzor-

cích kovu při taveni uvedené oceli, po použití elektrolytického manganu a nizko-

uhlíkatčho feromanganu, byl proto rovněž sledovun vliv uvedených feropřísad na

konečný obsah stopových prvků.

VÍSLEDKi EXPLKIfciLNTÁLNICH PRACÍ

Obsah fosforu v dosud používaném nízkouhlíkatém feromanganu se pohyboval

v rozjiezí 0,20 - 0,30 % a rovněž západončmecký feromsngan, dodávaný do ocelárny,

v o.p. Škoda Plzeň, ná ve srovnání s elektrolytickým manganem poměrně vysoký

obsah fosforu (0,lí> - 0,17 % ) . Oproti tomu významnou vlastnosti elektrolytického

manganu je ŕelmi malý obsah fosforu - C,C03 % (TAB. Č. 1) a stopových prvků

(TAB. č. 2), takže jeho použitím pí i legováni se dosáhlo v oceli velmi nízkého

obsahu fosforu a snížení obsahu stopových prvku.

- 83 -

TAB. C. i PHBMĚHNÉ CHEMICKÉ SLOŽENÍ MANGANOVÝCH LEGUR POUŽÍVÁNÍCH PŘI VÍROBĚ

MANGANN1KLCHKOMOVÉ OCELI

Druh manganovélegury

Elektrolytickýmangan

Západoněmeckýferomangan

FeMn-affiné

FoMn dle CSN422229.1lizkouhlikatý

FeMn dle ČSN422229.2nizkouhllkatý

FeMnŕysokouhlikatý

Dodavatel

KovohutěKrompachy

-

KovohutěIstebná

KovohutěIstebné

KovohutěIstebná

KovohutěIstebná

C

0,03

1,021,30

0,99

1.00

1,00

5.70

Chemické složeni v procentech

Mn

99,9 (

82,6082,66

88,70

80,00

80,00

76,00

P

),003

0.150.17

0,18

0,20

0,30

0,26

S

0,030

0,060

0,030

0,030

0,090

Si

o.oot

1.0-1,07

0,97

1.0

2.0

9,30

Cu

0,033

0,0500,060

0.09

nenistanoven

nenistanoven

nenistanoven

0

0

TAB. Č . 2 PH8l,iřRN£ CiiSAIli STCKVÍCli PRVK'8 U JEDMOTLIVÍCU IiiANGANCVÍCH LEGUH

ťCU2lTÍCH Pfii VÍKCbS MANGAMNIKLCHKCMĽVÉ CCĽLI V PHOCĽNTUCU

Druh manganové legury

Nizkouhlikatý feromangan

Západoněmecký feronangan

Elektrolytický mangan

As

0,75

0,001

Sn

0,002

0,001

0.0025 0,001

Pb

0,004

0,008

0,0034

Zn

0,014

0,022

0,0015

- 84 -

U 20 zku&ebních taveb ocel i , j e j ichž průměrné chemické s ložení je v TAB. Č. 3,

provedených na 40 kg indukční peci se ověioval vliv legování elektrolytickém HBn-

ganem a feromanganem na sklon této oce l i k tvorbě t rh l in v primární struktuře a

v z á v i s l o s t i na obsahu fosforu.

TAB. Č. 3. VLIV LEGUJÍCÍCH PŘÍSAD NA CHEMICKÉ SLOŽENÍ A OBSAH iOSHifflJ (LABGHATCHNfTAVBY)

TavbyLegované

EXlyt. Hn

Feromangan

C

0,65

0,69

S i

0,57

0,75

Mn

9,05

9,25

P

0,017

0.04C

S

0,023

0,017

Cu

0,06

0,08

Ni

7,78

7,76

Cr

3,48

3.41

T i

0,08

0,08

Rozřezáním takto získaných ingotků a j e j i c h vyhodnocením na n e c e l i s t v o s t i se

z j i s t i l o , že vady, k t e r é bylo možno c h a r a k t e r i z o v a t jako t r h l i n y v primární s t ruk-

t u ř e se vyskytovaly u taveb, kde se pro legování použilc. e l e k t r o l y t i c k é h o manga-

nu a dosáhlo se n i ž š í h o í o s í o r u pouze u dvou taveb z 12t i - to je 16 %, zatím co

u taveb s vyšším obsahem fos loru - to j e legovaných feromanganem byly t rh l iny

z j i š t ě n y u 4 ingotů z b - to je íiC ».

Významné jsou i zmčny v obsahu stopových prvků. Při p o u ž i t i e l e k t r o l y t i c k é h o

manganu n a s t a l a nejmarkantnějš í změna u olovu, kdy se jeho obsah s n í ž i l na 0,tC6 A,

zatím co u taveb legovaných feroraanganem se obsah olovu pohyboval okolo O,Clb a

(TAB. Č. 4 ) .

TAB. Č. 4 VLIV LliKTKCLXTICKČlIO KANCiANU A l-'LKC MANGANU NA (.DĽAH iš'JľtPLVÍCH J'hVxS

(LABCHATOHNÍ TAVBÍ)

Stopový prvek c,jTavby legované

E l l y t . Mn

Feromangan

As

0,005

0,007

Sn

0,014

0,015

Sb

0,003

0,003

Pb

0,005

0,018

Zr.

0,0013

0,002

RovnPž u dvou taveb uvedené oceli provedených na 250 kg e lektr ické obloukové

peci se ovúfilo, že propal manganu pí i legovaní elektrolytickým manganem se ve

srovnaní s dosud používaným nízkouhlíkstym feromanganem pohybuje na stejné úrovni

a že dochází k predpokladanému poklesu í'osforu v o c e l i . Přis toupi lo se tudíž k

r e a l i z a c i 10ti provozních taveb v ocelárně o . p . Škodo Plzeň. 1) těchto zkušebních

taveb se u 5 uskutečnilo legování elektrolytickým manganem B u 5 taveb ".ombinací

elektrolyt ického manganu s nízkouhlíkatýra feromanganem v pomřru 1 : 1. Vyhodnocením

- 85 -

obsahu fosforu ze vzorků kovu odebraných v průběhu sledovaných 10 taveb a j e j i c h

srovnáním se 49 tavbami, u kterých bylo pro legování použito nízkouhlíkatého fero-

manganu, uskuteSněných v l é t e c h 1970 - 1972 vyplynulo, že použitím e l e k t r o l y t i c -

kého manganu lze d o c í l i t podstatného snížení obsahu fosforu v Mn-Ni-Cr oce l i

(TAB. Č. 5 ) .

TAB. C. 5 VLIV HGCVÁNÍ Mn-Ni-Cr CCEL1 EliKTnCLiTICKJÍM MANJANĽM NA OBSAH 10S1CRU

A JEHO SROVNÁNÍ ó LEGC'/ÁNÍM NÍZKOUHLIKATÍM FEHC'AANGANlifl

Způsob legováni

Elektrolytickýmangan

Kombinace elektro-lytického manganus nizkouhlikatýmFeHn

NízkouhlikatýFeMn r. 1970

NizkouhlikatýFeMn r. 1971-72

Počettaveb

6

5

22

27

Obsah Pv láznipo natave-ni

o-

0,040

0,039

0,041

0,039

Obsah Pna koncirudnéhovaru

%

0,013

0,013

0,014

0,011

Stupeň od-fosfoŕenív rudnémvaru

(y

/u

67.5

67.0

66

72

P doda-ný přilegová-ní man-ganem0/id

0,003

0,019

0,027

0,020

Konečnýobsahp

%

0,014

0,024

0.042

0,032

Celkovýstupeňodfcsfo-řeni

%

72,5

87.2

63,5

69,0

- 86 -

Příznivé výsledky dosažené při těchto experimentálních tavbách daly podnět

k trvalému uplatnění legováni Kn-Hi-Cr oceli elektrolytickým manganem v provozních

podmínkách. Podle ověřovacích zkoušek ae pro legování v převážné míře uplatnila

kombinace elektrolytického manganu a nízkouhlíkatým feromangenem dodávaným Kovo-

hutěmi Istebná nebo z NSR.

Přechod na používání těchto surovin se u taveb, uskutečněných v létech 1972

a 1973 projevil v celkovém srážení obaehu fosforu ve vyráběné oceli a rovněž i ve

snížení obsahu stopových prvků, jak je názorně patrné z CBIt. Č. 1 a CUH. 5. 2.

CBH. Č. 1 PRSMĚHNÉ OBSAH1 IGSK;RU U VZOHXB OCELI OLĽUKANÍCii Z TAVĽlä Mn-Nj-Cr

OCELI PSi LEGOVÁNÍ NÍZKCUULÍKATÍtv) Vehn A PÍÍI LLGOVÁNÍ iLIKTKCLYTICKÍli.

UANGANÍ.M A HÍZKCUHLÍKATÍM 1LBCMANGANEM V POMŽHU 1 : 1

0,06

0,05

0,04

o

X)0,03

0,02

0,01

Průměrné obsahy fosforu v tavbáchpři legování nizkouhlikatým FeWn.

Praměrné obsahy fosforu v tevbéchpři legováni elektrolytickýmmanganem a nizkouhlikstým fero-mangsnem v poměru 1 : 1<

rok I960 1969 1970 1971 1972 1973 1974

- 87 -

CBR. C . 2 PR0MŽRNÉ HOĽNTY CDSAHU STOPOVÍCH PKVK0 U VZOhícfl OCELI ODEBRÁNÍCH Z TA-

VEB M n - N i - C r OCELI PŘI LEGOVÁNÍ NÍZKOUIILÍKATÍM FeMn A P R l LEGOVÁNÍ

ELEKTROLYTICKOM MANGANEM A NÍZKCUHLÍKATÍlí FEROMANGANEM V POMÍRU 1 : 1

0,02-

0,01.

o.ooa

0,006

0,004

0.00&

o

As

11í

Obeah Jednotlivých stopových prvků přilegování

nizkouhlikatým FeMn

elektrolytickým manganem

a nizkouhlikatým FeMn v pomeru 1 : 1

In

Vlivem legovaní tón-Ni-Cr oceli v souladu s laboratorními zkouškami se dosáhlo

snížení obsahu fosforu z průměrné nodnoty C.062 % dosahované u taveb v roce 1969|

na hodnotu G,C23 % u taveb z roku 1973. To znamená, že se dosáhlo průměrného

snížení obsahu fosforu o téměř 63 %• HovnĚž i snížení obsahu stopových prvků

(As, Sr., Pb a Zn) bylo u oceli legované elektrolytickým manganem velmi významné

a pohybovalo se v rozmezí j6 až 65 %.

- 88 -

ZAVÍR

V komplexu opatřeni, které byla v průběhu posledních let přijata pro výrobu

Mn-Ni-Cr oceli se jako nejvýraznější projevuje vliv používáni čistých feroprísad,

zvláště elektrolytického mangan kovu. Použití této legury ve srovnáni s nizko-

uhlíkatým feromanganem pro legováni Mn-H;-Cr oceli se velmi příznivě projevilo

ve snížení obsahu foaforu a stopových prvků. Sníženi obsahu fosforu činilo téměř

63 % a obsah jednotlivých stopových prvků se snížil v rozmezí J6 - 65 *. Nižší

obsah fosforu dosahovaný v uvedené oceli vedl k jeho menši segregaci v in^otech.

C jeho nepříznivém vlivu na náchylnost ke vzniku trhlin v in^otech a na tvařitel-

nost zateplá av&dcí i řada výsledků. V souladu s tímto tvrzením o nepříznivém

vlivu fosforu je i již dříve konstatované zjištění, že většina zjištěných vad

byla klasifikovaná jako trhliny ve vycezeninach. Použitím elektrolytického manga-

nu jsme předpoklady pro jejich vznik omezili a i spolu ae snížením obsahu stopo-

vých prvků se tak významnou měrou zlepšily podmínky tvařitelnosti oceli, což se

příznivě projevilo na zvýšení kvality vyráběné oceli.

LITERATURA

K. STRÁNSKÍ, B. FORET, J. HUŽIČKOVÁ, td. KEPKA., J. 5MÍ1>:

Fosfidické eutektikum v austenitické oceli ČSN 17455 a jeho vztah k trhlinám

- "Hutnické listy" 197J, č. 1.

- 89 -

KOMPLEXNÍ DEZOXIDACE NÍZKOLEGOVANYCH Ž Ä ' R U P E V N Í C H OCSLÍ

K OMEZENÍ VZNIICJ TRHLIN A DOSAŽENÍ VYSOKÝCH MECHANICKÝCH

HODNOT

M.KEPKA

M.KOSTOHRYZ

ÚSTŘEDNÍ VÝZKUMNÍ ZKUŠEBNÍ IÍSTAV O.P.ŠKODA

FLZEN, C33R

P.BERCÍK

VYSOKÁ ŠKOLA STROJNÍ A ELEKTROTECHNICKÁ'

PLZEŇ, CSSR

Nízkolegované žárupevné oceli ČSN 42 2740 a OS 17 CrMo V 511 jsou kva-

l i t n í oceli, určené k výrobě náročných odlitků pro energeticko zařízení. Jed-

ním z problémů při výrobě odlitků z těchto ocelí je nestabilní hodnota vrubové

houževnatosti a sklon ke vzniku trhlin.

Pro zvýšení jakosti odlitků z těchto ocelí byla provedena řada výzkum-

ných prací, sledujících především problém optimálního způsobu dezoxidace [3,8}

nebot jo známo, že množství, velikost, tvar a rozmístění vměstků mají na hod-

notu vrubové houževnatosti a sklon ke vzniku trhlin velmi značný vliv.

J všeobecně známo, že sirníkové vměstky II.typu podle klasifikace SIMSU

a DAHLEHO způsobují snížení plastických vlastností, vrubové houževnatosti a

odolnosti proti trhlinám za tepla. Působení těchto vměstků, rozmístěných po

hranicích zrn, je nutno posukovat v souvislosti s obsahem síry v oceli. Za před-

pokladu nízkých obsahů síry lze očekávat množství vměstků typu I I . v oceli ma-

lé , tyto vmě3tky budou nesouvislé a jejich vliv na výše zmíněné vlastnosti oce-

li nebude tak veliký, jako v ocelích s vysokými obsahy aíry, kde vznikají během

tuhnutí větší celky souvislých filmů vměstků s nízkým bodem tavení.

Oceli obsahující vměstky typu I I I . se vyznačují vyšSími hodnotami mecha-

nických vlastností. Porovnáváme-li vsak vzhled lomu zkoušek tahám těchto oce-

l í a oceli, obsahujících globulární vměstky typu I . , zjišíujems značné rozdí-

ly. Lomové plochy oceli a vměstky I.typu nevykazují trhliny a odpovídají zná-

mým tvarům, označovaným jako "kalíškový lom". Zkušební vzorky se sulfidy typu

I I I . mívají nepravidelnou lomovou plochu s Častými trhlinami. Vměstky III . ty-

pu jsou to t i i pro svoji oatrohrannost koncentrátory napěti. Je tedy nutné ne-

připustit vznik II.typu vměstků v ocelích a pokusit se o globularizaci vměst-

ků I I I . typu.

Vzniku vměstků II.typu lze zabránit při dezoxidaci hliníkem udržením ur-

čité hranice zbytkového Miníku v oceli. Co se týče splnění druhého požadavku,

globularizace vněstků III.typu, existují v l i teratuře Četné \idaje o příznivém

vlivu KVZ (kovů vzácných zemin) a SiCa v tomto smyslu [1,2,3,5,6]. Zatím co

- 90 -

příznivý v l iv KVZ ja nesporný, názory na v l i v SiCa na g lobular izae i vměstků

I I I . t y p u najaou jodnoznaíné [ 4 ] . Kromě toho větš ina autorů sledovala vliv

SiCa na v l a s t n o s t i uhlíkových ocelí a předeváím ocel í se středním obsahem uhl í-

ku.

Následující práce se zabývá vlivem komplexní dezoxidace o c e l í Č3N 42 2740

a GS 17 CrMoV 511 hliníkem a si l ikokalciem a dále hliníkem, ai l ikokalciem a

ferrocerem př i vySfiích hladinách zbytkového h l in íku v oceli a vlivem obsahu

s í r y na č i s t o t u , typ vměatkil a mechanické v l a s t n o s t i těchto o c e l í .

POKUSNÁ CA'ST

M e t o d i k a v ý z k u m n é p r á c e

Bylo provedeno 10 taveb na zásadité středofrekvenční indukční peci a 6

taveb na 300 kg obloukové peci FIAT ocal i ČSN 42 2740, př i čemž bylo odl i to

46 dvacetikilogramových korýtkových zkoušek a 5 odlitků o hmotnosti 150 kg

í o b r . č . l ) .

OBR.č.l

ODLITEK - HMOTNOST 150 kg

- 91 -

Dále bylo provedeno 10 tsveb na středofrekvonční indukční paci a 5 taveb na

300 kg obloukové peci, FIAT GS 17 CrMoV 511 a odlito 47 dvacetikilogramových

zkouäek a čtyř 150 kilogramové odlitky. Věechny tavby byly uskutečněny v ta-

vící laboratoři Ústředního výzkumného zkušebního ústavu (líVZlí o.p. ŠKODA běž-

nou zde technologií. Teplota lázně byla měřena ponorným termočlánkem Pt-PtRh

18 a před odpichem se udržovala v rozmezí 1590 - 1620°C. Tavby byly předběžně

dezoxidovány Una Si a konečná dezoxidace provedena odstupňovanými množstvími

hliníku, nakovaného na tyči do lázně před odpichem, či do pánve a SiCa v oba-

lu z tenktho plachu do pánve, v některých případech byl přidáván jefitS FeCe

v odstupňovaném množství v obalu z tenkého plechu do pánve.

Od každé korýtkové zkouSky a odlitku Tp 13450 byl odlit tavbový vzorek,

který byl použit na kvantometrické stanovení chemického složení, na určení

obsahu Alrl£ a N2, dále byla z naho zhotovena tělíska pro stanovení obsahu kys-

líku vakuově extrakční metodou.

Odlité korýtka byla rozřezána na liSty a z nich byly připraveny vzorky

pro stanovení oxidických vměstků elektrochemickou izolooi, vzorky pro stanove-

ní metalografická čistoty (z nichž některé byly použity dále pro určení typic-

kých vměstků rentgenovou spektrální mikroanalýzou na přístroji typu JXA-5A).

Dále byly z list zhotoveny zkuSební tyče pro stanovení mechanických hodnot -

6 ks zkuäebních tyčí k stanovení hodnot pevnosti, kontrakce a tažnosti a 18 zku-

šebních těles pro stanovení vrubové houževnatosti z každého korýtka.

Odlitky byly zkoušeny pro odhalení vnitřních necelistvostí na betatronj

íávodu Hutě, o.p. ŠKODA a nebyly v nich shledány trhliny. Po nedestruktivních

zkouäkách byl z odlitků vyřazen materiál a zhotoveny zkuSební vzorky stejného

druhu a počtu, jako z odlitých korýtek.

Fred provedením zkoušek pro stanovení mechanických hodnot byla zkuěabní

tělesa z korýtek i odlitků podrobena následujícímu tepelnému zpracování:

Zkouäky z oceli GS17CrMoV 511:

ohřev na 95O°C/2 hod., ochlazení na vzduchu pod 200°C,

ohřev na 93O°C/2 hod., ochlazeni v oleji pod 160°C,

ohřev na 72O°C/5 hod., ochlazení v peci pod 160°C

zkoušky z oceli ČSN 42 2740:

ohřev na 1000°C/4 hod., ochlazení na vzduchu pod 25O°C

ohřev na 73O°C/5 hod., ochlazení v peci do 350°C, pak vzduch.

Získané hodnoty z mechanických zlcouäek i ostatních stanovení byly vyhod-

nocen? štatistickými metodami a graficky.

Průměrné chemické složení taveb, jejich počet, počet odlitých korýtek i

odlitků je v tab.č.l.

- 9 2 -

TABULKA č . l

CHEMICKÍ SLOŽENÍ ZKOUŠENÝCH OCELÍ, POČET POKUSNÝCH 1AVEB,

ODLITÍCH KORÍTEK A ODLITKŮ

ČSN 42 2740

Norma:

indukční pec

oblouková pec

GS 17 CrMoV51

0

1

Norma: 0

indukční pec

oblouková pec

C

,12-0,18

0,13

0,16

,15-0,20

0,18

0,16

Mn

0,60-1,0

0,76

0,75

0,5-0,8

0,73

0,62

Si

0,25-0,50

0,43

0,41

0,3-0,5

0,48

0,44

P

max

0,

0,

max.

0,

0,

0,04

027

018

0,04

014

Oil

max

0.

o,

max.

0,

0,

S

.0,04044

014

0,04

041

019

Ni

max.0,30,06

0,06

max.0,5

-

-

Cr

1,0-1,51,33

1,23

1,2-1,5

1,31

1.39

Mo

0,4-0,60,59

0,59

0,9-1,1

1,02

1,03

00

0

0

V

5-0,,62

,68

,1-0

0,26

0,26

7

,2

W

0,5-0,70,6

0,43

-

-

-

CSN 42

pučet

počet

počet

GS 17

počet

počet

počet

2740

taveb

20 kg korýtek

odlitků

CrMoV 511

taveb

20 kg korýtek

odlitků

indukční pec

10

10

-

10

10

-

oblouková pec

6

36

5

5

27

4

VLIV KOMPLEXNÍ DEZOXIDACE Al+SiCa a Al+SiCai-FeCe NA ČISTOTU OCELI A CHARAKTER

NEKOVOVÝCH VMĚSTK6

Ocel CSN 42 2740 byla dezoxidována odstupňovanými množstvími AI v roz-

mezí 0,2 - 2 , 1 5 0 kg/t a SiCa v rozmezí 0 ,5 -2,3b kg/t . Dále byla prováděna kom-

plexní dezoxidace Al+SiCa+FeCe v množBtvich AI 0 ,8 - 1,125 kg/t , SiCa 1,5 -

1,85 kg/t a FeCe 0,5 - 1,0 kc-'t.

Ocal 03 17CrKoV 511 byla dezoxidovéna Al+SiCa v rozmezí AI 0 , 2 - 1,2 kg/t,

SiCa 0 ,5 - 2 , 0 kg/t a Al+SiCa+FeCe.v množství AI 0 ,8 - 1,125 k g / t , SiCa 1,5 -

2,0 kg/t a FeCe 0 , 5 - 1,5 kg/t.

Vl iv uvedených způsobů dezoxidace o c e l i ČSN 42 2740 na množství oxidických

vměstků, j e j i c h chemické s l o ž e n í , obsah 0 2 a N2 v o c e l i j e uveden v tabulce č . 2 ,

obdobné hodnoty pro o c e l OS 17CrMoV 511 v tabu lce č . 3 -

U o c e l i ČSN 42 2740 se obsah k y s l í k u pohyboval v rozmezí 50-160 ppm,

obsah ox id ických vměstků od 92 do 415 ppm, obsah N2 od 74 do 246 ppm.

- 93 -

TABULKA £.2VLIV DEZOXIDACE Al+SiCa+FaCa a Al+SiCa NA ČISTOTU A SLOŽENÍOXIDICKÍCH VUÍSTK8 OCKLI CSN 42 2740

1chemický obsah a oloženl Průměrný obsahí i a l o

tavbyFoíet ko-rýtkovýchzkouStk (Ic)odlitkfl(O)

Oblouková,E 6676S 6682

B 6676E 6682

E 6678

E 6677E 6683

E 6700

E 6682

E 6700

E 6677E 6678

E 6700

E 6676E 6677E 6682

pao:2 K

2 K

2 O

6 K

2 K

1 K

1 K

2 K

1 K

3 K

Druh a množ-ství dezoxi-dezoxidovad-la na 1 t

AlSiCa

1,1250,5

AlSiCa

1,1251,0

AU ,0-2,2150SiCa 1,230

Al 0,8-1,0SiCa 1,5

Al 1,2-1,45SiCa 1,85

Al

AlSiCa

1,125

1.152,36

Al 0,8-1,125SiCa 1,5FaCe 0,5

Al 1,125SiCa 1,85FeCe 1,0

Al 0,8-1,125SiCa 1,5F«Ca 1,5

ObsahA 1rkv *

0,06-0,084

0,055-0,073

0,033-0,10

0,027-0,072

0,066-0,077

0,09

0,031

0,067-0,080

0,025

0,071-0,072

k y s l i b í lkových vmístků Cppm)

vmôstku

306

345

251

238

290

293

285

136

92

101

SiO2

14

21

13

14

13

17

8

12

15

13

FeO

287

319

234

216

272

273

275

121

68

76

UnO stanov.

0 2 (ppm)Průměrnýobsah

50

70

90

68

85

50

90

90

60

90

stanov,propofit.

'2 (ppm)

144

162

118

110

136

137

130

63

42

45

173

181

124

133

137

134

204

99

246

146

Indukäní pec:VF 9664 1 K

VF 9666

VF 9668VF 9670VF 9672

1 K

3 K

AlSiCa

AlSiCa

0,40,5

0,41,0

Al 0,2-0,6SiCa 1,5

0,014

0,017

0,012-

415

330

284

11

13

12

399

308

265

160

135

136

196

154

132

74

84

92

- 94 -

TABULKA c. 3

VLIV DEZOXIDACE Al+SiCa a AlSiCa+FeCe NA ClSTOTU A SLOŽENÍ

OXIDIOmfCH VMĚSTKS OCELI GS 17 CrHoV 511

Číslotavby

OiľiOUkové

E 6688

E 6701

E 6699E 6681

E 6679E 6680

E 6699

E 6699E 6701

S 6681

E 6699

E 6681

E 6681

E 6699

E 6701

E 6701

Induk.pec

VF 9655

VF 9656

VF 9658

VF 9661

VF 9662

Počet ko-rýtkových

zkouäek(k)

odlitkd(O)

pec:

2 K

2 L

2 K

2 0

3 K1 0

2 K

1 K

2 K

1 K

1 K

1 K

1 K

3 K

Druh a množ- Obsahs t v í dezoxido-Al jg

vsdla na 1 t

(kg)

Al 0,8-1,0

SiCo 0,5

Al 1,0-1,2

SiCa 1,0

Al 1,0-1,2

SiCa 1,5

Al 0,8-1,0

SiCa 2,0

Al 1,0 - 1,1;

SiCa 1,5

FeCe 0,5

Al 1,125

SiCa 1,5

FeCe 1,0

Al 1,125

SiCa 1,5

FeCe 1,5

Al 0,8

SiCa 2,0

FeCa 0,5

Al 0,8

SiCa 2 , -

FaCe 1,5

Al 0,4

SiCa 0,5

Al 0,4

SiCa 1,0

Al 0,2-0,6

SiCa 1,5

v %

0,050-

0,11

0,016-

0,10

0,016-

0,064

0,014-

0,049

5 0,007-

0,10

0,063

0,007-0,056

0,017

0,019

0,010

0,018

0,0035

0,036

Množství a chemické sloi«ní

kových

řměstků

200

215

223

183

151

112

109

232

89

421

247

310

vměstkú (ppm)

SiO2

13

11

13

11

13

19

13

10

22

15

14

12

AloO-i

186

197

204

169

131

93

87

216

52

396

227

292

FaO

1

2

3

3

4

-

3

2

3

8

5

4

MnO

-

1

1

-

3

-

1

2

5

2

1

2

kysli č-

0 r2°3

-

4

2

-

-

-

5

2

7

-

-

-

Obsah 0

(ppm)stanov.exhalo-graftm

50

10O

47

63

70

60

60

30

80

i30

130

158

2

etanpro-poč-tem

106

100

101

87

72

54

49

107

41

197

116

146

bean N2

(ppm)

123

145

139

112

176

225

175

100

98

80

76

86

- 95 -

NejvětSl čistoty bylo dosaženo při komplexní dezoxidaci Al+SiCe při

přísadě 1,5 kg SiCa/t oceli. Co se týče složení oxidických vměstků, obsah SiO.,

v těchto vměstcích se měnil jen málo, až při přísadě SiCa nad 2 kg/t vykázal

znatelný pokles. Procentuální podíl AlgO-, ve směsicích se měnil jen nepatrně.

Při komplexní dezoxidaci této oceli Al+SiCa+FeCe bylo dosaženo vět-

ší čistoty, než při dezoxidaci Al+SiCa. Největěí čistoty bylo docíleno při tom-

to způsobu dezoxidace přísadou SiCa v množství 1,5 - 1,85 kg/t a FeCe 1,0 -

1,5 kg/t.

U oceli GS 17CrMoV 511 byly zjištěny obsahy kyslíku v rozmezí 47 -

158 ppm, obsah oxidických vměstků v rozmezí 89 - 421 ppm obsah N2 od 76 do

225 ppm.

Při komplexní dezoxidaci Al+SiCa byla ocel nejčistší p.-i přísadě

2 ,0 kg SiCa na t. Obsah SiO2 ve směstcích i procentuální podíl A1

2O-, se měnily

jen málo.

Při komplexní dezoxidaci Al+SiCa+Faue byla ocel větSinou čistější,

než při dezoxidaci Al+SiCa. Největěí čistoty bylo dosaženo při příBadě SiCa

2,0 kg/t a FeCe 1,5 kg/t.

Grafické znázornění vlivu dezoxidace proměnným množstvím SiCa a FeCe

při uvedených způsobech dazoxidace oceli ČSN 42 2740 je na obr.č.2, oceli GS 17

CrMoV 511 na obr.č.3.

1450,oblouková pec indukční pec

+ AI 0,8-1,125 is i C a

1|5;FeCe 0,5 kg

* AI 1,125, SiCa 1,05,' FeCe 1,0 kg

• AI 0,8-l,125,SiCa 1,5FeCe 1,5 kg

Evměstů Aobsah A1

2O-, B

obsah SiĎ2 C

£ obloukové a indukčnípec A* , B", C*

OBR.č.2

VLIV DEZOXIDACE PROMSNNAJ MNOŽSTVÍM SiCa a FeCe NA ClSlOTU

A SLOŽENÍ OXIDICKÍCH VKĚSTxS OCBLI ČSN 42 2740

- 96 -

S 225.Obloukové pec indukční pec

+ Al 1,0-1,125,SiCa 1,5;FeCe 0,5 kg

• Al l ,125,SiCa 1,5,FeCe 1,0 kg

• Al 1 ,125, SiCa 1,5,FeCs 1,5 kg

• Al 0 , 8 , SiCa 2,0FeCe 1,5 kg

vměatkůobsah Al-0,obsah S i 0 2

J

ABC

OBR.č.3VLIV DEZOXIDAGE PROMŽNNÝM MNOŽSTVÍM SiCa a FeCs NA ČISTOTU

A SLOŽENÍ OXIDICKÍGH VMĚSTKB OCELI CS 17 CrMoV 511

- 97 -

číslo

tavby

E 6676S 6682

S 6676E 6682

E 6678

K 6677E 6663

S 6700

E 6682

E 6700

E 6682

E 6700

E 6682

VF 9664

VR 9666

VR 9668VF 9670VF 9672E 6683E 6678

E 6677E 6700

E 6677

E 6676

E 6676

TABULKA č.UETALOORA

PoSet korýtko-ých zkoušek(k)dl i tků (O)

2 K

2 K

2 0

3 K

2 K

1 K

1 K

1 K

1 K

1 K

1 K

1 K

5 K

1 K, 1 0

2 K

3 K

1 K

4ICKŽ ZHODNOCENÍ ODLUKOVÉ* OCELI SSN 42 2740Druh a množ-s tv í dazoxi-dovadla na1 t

Al 1,125 kgSiCa 0,5 kg

Al 1,125 kgSiCa 1,0 kg

Al l,0-2,150kgSiCa l,23Okg

Al 0,6-1,0kgSiCa 1,5 kg

Al l ,2-l,45kgSiCa 1,85 legAl l,125kgSiCa 2,0 kgAl 1,15 kgSiCa 2,36kgAl 1,125 kgSiCa 1,5kgFeCe 0,5 kgAl 1,0 kgSiCa 1,85kgFeCe 1,0 kgAl 1,125 kgSiCa 1,5 kgFeCa 1,5 kg

Al 0,4 kgSiCa 0,5 kg

Al 0,4 kgSiCa 1,0 kg

Al 0,2-l,0kgSiCa 1,5 kg

Al 0,8-l,0kgSiCa 1,5-

1,85 kg

Al 0,8 kgSiCa 1,5 kgFeCe 0,5-

1.5 kg

Al 0,6-1,3kgSiCa 1,5-2,Okí

Al 0,8 kgSiCa 1,5 kgFeCe 1,5 kg

ObsahA 1 rk

0»06-0,084

0,055-0,073

0,033-0,10

0,028-0,072

0,066-0,0770,09

0,031

0,067

0.025

0,063

0,014

0,017

0,069-0,012

0,002-

0,08

0,008-0,15

0,08

Obsahp

0,010

0,012

0,008-0,009

0,015

0,011

0,015

0,009

0,015

0,010

0,014

0,030

0,009-0,029

0,008-

0,008

0,045-0,046

0,047

v *s

0,016

0,016-0,018

0,010

0,012-0,020

0,017

0,016

0,015

0,015

0,014

0,015

0,039

0,046

0,030-0,048

0,057-

0,050

0,016-0,017

0,015

Čistotaoceli

1,5-2

1,5-2

1.5

1,5-2

1,5-2,5

2

1.5-2

1.5-2

1,5-2

2

2

2

1-2

2

2

1,5-2

2

Typvměatků

I I I 1 1 '

I I I ' 1 '

! (HI)

jCIII)

^ H I )

I

I

I

I

1II+I

I+III

j(III+I

I+II+III

Charakteivměstků

Oxidyoxisul-fidyvzácněkremiči-tany

_ . _

_»_

_ " -

komplex-ní oxi-sulfidy

_"_

oxidyoxiaul-fidyvzácněkremiči-tany

_»_

/ _••»

_ n _

^"•"'komplex-

j(III)

I

Valikoat vměstkS

drobné a střednívětšinou ostro-

málo drobných astředních Větši-nou zaoblené

. » .

_ " -

drobné a střední,zaoblené

_»-

většinou drobná,zaobleni*

_»_

drobné,středníi větělzaoblené ioatrohranné

drobné,střední ivětší,zaobl. iostrohran.,místytvoří šipkydrobné,střední ivětší,většinouzaobl. u jednohovzorku lokálněeutektikumpřevážně drobné,zaobl.i ostro-hranné, drobnávměstky část.ve formě II.typupřevážně drobné.

ní oxisul-Sáat.střední ifidy

oxidyoxisul-fidyvzácně

zaobl»„při pří-sadě 0,5kg F«Ceojediněle ostro-hranné a lokálněeutektikum

většinou drobná.zaobl., ojediněleostrohranné

ikremičitanykomplex.oxiaul-fidy

dribné,zaoblené

ííslotavby

E 6699E 6701

E 6681E 6699

E 6679E 6680E 6699

E 6699E 6701

S 6699

E 6699

VF 9655

VF 9656

E 66 BIVF 9658VF 9661VF 9662

E 6701

E 6681

E 6681

E 6681

E 6701

E 6701

TABULKA č . 5 . . .METALOGRAFICKÉ ZHODNOCENI ODLITKOVE OCELI

Pofiat korýtko-vých zkouSek(K)o d l i t k ů (O)

2 K

1 K

2K 2 0

3 K

1 K

1 K

1 K

1 K

4 K

1 0

1 K

1 K

1 K

1 K

1 K

Druh a množstvídezoxidovadlana 1 t

Al 1,0 kgSiCa 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,0 kg

Al 1,0-1,2kgSiCa 1,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kgAl 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCa 0,5 kgAl 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeGe 1,5 kg

Al 0,4 kgSiCa 0,5 kg

Al 0,4 kgSiCa 1,0 kg

Al 0,2-l,2kgSiCa 1,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFaCe 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFaCe 1,0 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCe 1,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kgFeC» 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kgFaCa 1,5 kg

[ ObsahAl r kv %

0,050-o! l l

0,016

0,016-0,064

0,014-0,049

0,007

0,007

0,010

0,018

Obash

P

0,012-0,017

0,011

o.ooy-0,010

0,012-0,0170,010

0,009

0,014

0,014

0,0035-0,008-0,12

0,018

0,10

0,063

0,056

0,017

0,019

0,013

0,015

0,008

0,009

0,009

0,016

0,015

QS 17

v %

S

,013-,014

0,013

0,015-0,025

0,013-0,0140,013

0,013

0,041

0,042

0,031-0,043

0,060

0,034

0,039

0,033

0,052

0,056

CrlíoV 511

čistotaoceli

-2,5

Typvměstků

x lftiy

1,5 I + I I I U I

1,5-2 I < n I >

1.5 I

CharaktervmôatkQ

oxidyOXiBUlfi-dy vzácněkřemiíita-

_ « .

_„_

_-_

1,5 jflII+IDkomplex-1

1,5-2 j ' I I I )

2 I I I * 1 '

2,5 I ( I I I )

1,5-2,5

1.5

2

1,5-2

1,5-2

1,5

1,5

I(III)

'+TT

i

i

i

!<«>

1 ( 1 1 1

nl oxisul-fidy

oxidy,oxi-sulfidy•• fm A /% n Svzácnekŕemičita-

_"_

_„_

[> - - .

komplexníoxisulfi-dy

- " -

- " -

- " -

/elikoBt vměstků

drobné a střednívětšinou ostro-hranne

drobné a střednízaobl.(více) iostrohr.lokálněeutektikumdrobné a střednívětšinou zaobl.

málo drobných astředn.,zaobl.málo drobných astředn.většinouzaoblené,lokál.eutektikumdrobné.vesměszaoblené

drobné,větSinouostrohrsnné

drobné a střednívíce zaobl.

drobné a střednívětšinou zaobl.,v případě nízkéhobsahu Al . tvo-ři mlaty r K

drobné čáaticešipky

drobné a střed-ní, vět5. zaobl.lokál.eutekt.

drobné a střed-ní, zaoblené

většinou drob-né,zaobl.

drobné a střednízaobl.

většinou drob-né,zaobl.stopy eutek-tikadrobné a střed-ní, zaoblené

stopy eutektika

- 99 -

čistota ocel i podle stupnice Jernkontoret, typ a charakter vměstkův záv is lost i na způsobu dezoxidace je vyhodnocen pro ocal ČSN 42 2740 v tabulceč . 4 , pro ocel GS 17CrMoV 511 v tabulce č.5. Čistoty obou ocelí byly hodnocenyv průměru stupni 1,5 - 2,5, některé vzorky i stupněm 1. Lze tedy úhrnně hodno-t i t ocel i jako č i s t é .

Co se týče typu vměstků, jednalo se převážně o drobné a střední vměat-ky tzv. přechodové oblasti III + l.typu (I.typ globulérní vměstky, III.typ ostro-hranné vměstky, nahodile rozmístěné).

V oceli ČSN 42 2740 při přísadě SiCa vyääí než 1 kg/t začaly vměstkyl.typu převládat, až při přísadě SiCa vyšší než 2 kg/t byly vměstky zcela ve tva-ru l.typu. Ve vzorcích, které měly vyěší obsah 3 (nad 0,045 %) se mimo vměstkůpřechodové oblasti III+I typu vyskytovaly lokálně drobné městky v eutektiku, tedyve formě II.typu a to nejenom při nízkých obsazích AI k pod 0,02 %, ale i přiobsazích Al r k 0,07 - 0,06 %. Jednalo se tedy o přechodovou oblast vměstků I . a I I .typu.

Při komplexní dezoxidaci Al+SiCa+FeCe j iž při přísadě 0,5 kg FeCe/tbyly vměstky globularní. V případě vysokého obsahu S,(0,050%) i zde se vyskytlyvměstky přechodová oblasti I . a II.typu.

V oceli GS 17 GrMoV 511 byl typ vzniklých vměstků obdobný. Při dezoxi-daci Al+SiCa a přísadě SiCa 0,5 kg/t byly ještě vměstky převážně tvořeny III.ty-pem. Při přísadě 1,0 kg SiCa na t se vyskytly mimo vměstky přechodové oblastiIII.+1.typu lokálně i vměstky přechodové oblasti I.+11.typu v případě vzorku s ob-dahem Al r i c nižäím než 0,02 %.

Při přísadě SiCa 2 kg/t byly vměstky ve formě l.typu. U vzorků s vyš-äím obsahem S byly poměry obdobné, jako u ocel i ČSN 42 2740.

Při komplexní dazoxidaci Al+SiCa + FeCe se vyskytovaly vesměs vměstkyl.typu, jen při přísadě 0,5 kg FeCe na t , při nízkém obsahu AI ^ a u vzorků s vy-sokým obsahem S (nad 0,050 %) se vyskytly vměstky přechodové oblasti I . + II.ty-pu. V případě vzorků s nízkým obsahem Alrl£ (0,007*), dostatečně vysoké přísaděFeCe (1,5 kg/t) a nízkém obsahu 3 se vměstky II.typu nevyskytovaly.

Ukázky typu vměstků v obou ocelích při dezoxidaci Al+SiCa a Al+SiCa+FeCejsou na cbr.6.4-7.

Vměstky z některých vzorků (z 8 korýtek) kdy bylo použito dezoxidaceAl+SiCa byly zkoumány pomocí ploSné rentgenové spektrální mikroanalýzy. Bylo z j iš-těno, že charakter vměstků u obou ocelí se p ř í l i š n e l i š í . Převládají globularnívměatky drobné a střední ve l ikost i , tvořené kysličníky na Mvi hliníku (AljO,) avápníku (CaO), v kombinaci se airníky. Mimo AI, Ca a 0 byly z dalších prvků vtěchto vměstcích zjištěny S i , Mn, Fe,S,Mg,Cr a V. resp. Ti. Síra je vázána na Ca,v daleko menSí míří na Mn a Fe. Je možno tedy í í c i , že převládajícím typem vměstkůjsou komplexní oxisulfidy s relativně nízkým obsahem S. Mimo tyto vměstky byly na-cházeny drobné, tečkovité a tmavé hranaté vměstky, tvořené převážně oxidy na báziAI s nízkým obsahem S i , Mn, Ca, Cr a Mg. Sirníková složka je zda velmi nízké.

- 100 -

iK'-Wi-!!*?1 ;

í S í y - ; ' "»' ,' •'• "• •

OBR.č.4

VMÉSTKř V OCELI OS 17 CrMoV 511

Dezoxidace: AI 1 kg/t + SiCa 0,5 kg/t

OBR.č.5 •VMÉSTKY V OCELI GS 17 CrMoV 511

Dezoxidace: AI 0,8 kg/t + SiCa 2 kg/t 500x

- 101 -

OBR.č.6

VMÉSTKY V OCELI GS 17 CrMoV 511.

Dezoxidace: AI 1,125 kg/t + SiCa 1,5 kg/t + FeCa 1,5 kg/t 500x

OBR.í.7

VMSSTKY 7 OCELI CsN 42 2740.

Dezoxidace: AI 0,8 kg/t + SiCa 1,5 kg/t + FeC* 0,5 kg/t,

S - 0,050 * 500x

- 102 -

V nestejné míře byly nacházeny hranaté vměstky, jejichž hlavní složky

jsou Ca,AI,O,S.

Dalěím typem vměstku byly sirníkové vměstky a obvyklou vazbou S na

Mn a Fe. Nebyly četné. Hranaté křemičitanové vměstky sa samostatně nacházely vzác-

ně a rovněž tak kysliíníkové vměstky na bázi křamíku. Snímky plošné analýzy glo-

bulárních oxisulfidických vměstků s převládající kysličníkovou složkou jsou na

obr.č.Sa,b,c,d.

o) obraz sekundárních

elektronů

D)

c) CaKoc d)

OBR.i.8

PLOSNA' AHALÍZA vř."2aTKB v OCÍÍLI ČJN 42 2740

Dezoxidace. AI 0,6 kg/t + oiCa 1,5 kg/t

- 103 -

Při komplexní dezoxidaci Al+3iCa+FeCe vzorky obsahovaly převážně

tečkovité a globulární vměstky. Bodová analýza ukázala, že se jedné o komplex-

ní oxisulfidy s hlavními složkami Ca,AI,0,Ca a S. V mena í míře jsou přítomny

Si, Mr>, Fe a některé další prvky vzácných zemin -La.Pr.Nd. Heterogenní charak-

ter vměstků ja znázorněn na snímcích .y na obr.č,9a ,b,c,d,e,f ,g,h.

a) morfologie vměstků v odraz.

elekt-1., režim topografie

b) CeLoí

c) [<inK x d )

OBrt.č.í*

i'LOoNií ANnLÍZA VMÍSSTKÔ V OCiLI GS 17 CrMoV 5 1 1 .

D e z o x i d a c e : AI 1,1<Í5 k g / t + J i C a 1 , 5 k g / t + FeCe 0 , 5 ltg/t

- 104 -

a)2iK« f) CaKoí

g) SK<* h) OKaí

O B R . č . 9

PLOŠNÁ' ANALXZA VMĚSTKQ V OCELI GS 17 CrKoV 5 1 1 .

D e z o x i d a c e AI 1 , 1 2 5 k g / t + S i C a 1 , 5 k g / t + FeCa 0 , 5 k g / t

1200 x

- 105 -

VLIV KOMPLEXNÍ DEZOXIDACE Al+SiCa a Al+SiCa+FaCe NA MECHANICKÍ

HODNOTY OC.SLť

Vliv obou způsobů komplexní dezoxidace na mechanické hodnoty oceli

CSN 42 2740 je uveden v tab,č,6, vliv na mechanické hodnoty, oceli GS 17 CrMoV

511 v tab.č.7.

TABULKA č.6

VLIV DEZOXIDACE Al+CaSi a Al+Caoi+FaCe NA MKCHANICKČ HODNOTY

OCELI ČSN 42 2740

číslotavby

E 6676E 6682

E 6676S 6682

E 6678

E 6677E 6683

E 6700

E 88S 6682

E 6700

E 6682

E 6700

B 6682

B 6677VF 9664

VF 9b66VF 9668VF 9670VF 9672E 6683

E 6677B 6700

B 6677

S 6676

B 6676

Počet korýtko-vých ckousek(K)odlitků (O)

2 K

2 K

2 K

3 K

2 K

1 K

1 K

1 K

1 K

1 K

2 K

5 K

1 K, 1 0

2 K

3 K

1 K

Druh a množ-s t v í dezoxido-vadla na 1 t

fiSN 42 2740

Al l,125kgSiCa 0,5 kg

Al 1,125 kgSiCa 1,0 kg

Al l,O-2,15OkgSiCa 1,230 kg

Al 0,8-1,0 kgSiCa 1,5 kg

Al l,2-l,45kgSiCa l,85kg

Al 1,125 kgSiCa 2,0 kg

Al 1,15 kgSiCa 2,36 kg

Al 1,125 kgSiCa 1,5 kgFeCa 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,05 kgFeCa 1,0 kg

Al 1,125 kgSiCa 1,5 kgFaCe 1,5 kg

Al 0,4-0,8 kgSiCa O,5-l,5kg

Al 0,2-1,0 kgSiCa 1,0-1,5kg

Al 0,8-1,0 kgSiCa 1,5-1,85 kg

Al 0,8 kgSiCa 1,5 kgFeCa O,5-l,5kgAl 0,6-1,3 kgSiCa 1,5-2,OkgAl 0,8 kgSiCa 1,5 kgFaCe 1,5 kg

Obsah

v Í

0,06-0,084

0,055-/0,073

0,033-0,10

0,028-0,072

0,066-0,077

0,09

0,031

0,067

0,025

0,063

0,014-0,027

0,012-0,069

0,002-0,07

0,08

0,008-0,150,08

Obsah v *

P S

0,010 0,016

0,010 0,016-0,018

0,012 0,010

0,008-0,012-0,009 0,020

0,015 0,017

0,011 0,016

0,015 0,015

0,009 0,015

0,015 0,014

0,010 0,015

0,008-0,0300,014 0,039

0,009-0,0420,030 0,048

0,008-0,0570,013 0,070

0,008 0,050

0,045-0,0160,046 0,0170,047 0,015

růměrné

" k t

p/mm )38

47,71

51,99

6b,41

57,6

zkouS

61,45

61,25

59,12

zkou

60,08

59,-

59,4

59,06

62,14

61,37

59,76

hodnoty mechanické

i* hkp/míD2) (*)55-75

66,2

6b, 32

76,5

72,44

ky radné

45,47

7 5 , 3

73,76

8ky vadr

71,9

74,3

74,18

74,32

73,36

75,17

73,66

16

18,96

19,68

18,6

18,9

16,8

16,3

16,76

é

13,8

14,81

15,8

12,2

11,94

17,57

15,13

K

í )40

56,3

57,55

58,33

58,88

51,12

50,7

59,5

40,48

38,96

41,6

31,7

35,78

51,91

38,2

^ . 2.kpm/cm )

4

11,4

11,52

10,9

11,65

10,7

10,4

10,32

13,73

19,15

9,74

7.35

4,65

4,8

5,03

4,33

3,77

- 106 -

TABULKA č.7

VLIV DEZOXIDACĽ Al+CaSi a Al+CaSl+FsCe NA MECHANICKÉ' HODNOTY OCELI GS 17 CrlíoV 511

Číslotavby

Počet korýtko-' Druh a množ-vých zkou5ek(K)ství dezoxido-

dl i tku CO) vadla na 1 t

ObsahA 1 r kv %

Obsah v % frůn-ěrné hodnoty mechanické

lep/mm ) (kp/nnn

5

(*) kp/mm )

E 6699E 6701

E 6681E 6699

E 6679E 6680E 6699

E 6699E 6701

E 6699

E 6699

E 6681VF 9655VF 9656VF 9658VF 9661VF 9662

E 6701

E 6601

E 6681

E 6681

E 6701

E 6701

2 K

1 K

2 K,2 0

3 K

1 K

1 K

7 K

1 0

1 K

1 K

1 K

1 K

1 K

GS 17 CrMoV 511

Al 1,0 kgSiCa 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,0 kg

Al 1,0-1,2kgSiCa 1,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCe 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCe 1,5 kg

Al 0,2-l,2kgSÍCB O,5-l,5kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCe 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCe 1,0 kg

Al 1,0 kgSiCa 1,5 kgFeCe 1,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0 kgFeCe 0,5 kg

Al 1,0 kgSiCa 2,0kgFeCe 1,5 kg

0,050-0,11

0,016

0,016-0,064

0,014-0,049

0,007

0,009

0,0035-0,12

0,018

0,10

0,063

0,056

0,017

0,019

0,012-0,017

0,011

0,009-0,010

0,0x20,017

0,010

0,009

0,007-0,014

0,015

0,008

0,009

0,009

0,016

0,015

0,013-0,014

3,013

0,015-0,025

0 ,013-0,014

0,013

0,013

0,031-0,043

0,060

0,034

O.C39

0,033

0,052

0,056

45

66,94

67

69,88

73,22

„0-80

79,48

79,18

81,20

84,23

15

18,56

18,30

17,10

18,90

zkouSky vadné

65,70

64,6

74,30

77,08

68,4

17,30

14,35

12,3

40

57,24

55,12

50,20

58,85

53,05

36,13

22,9

zkouSky vadné

zkouSky vadné

80,3

72,9

68,6

9 0 ,

8 2 ,

7 8 ,

5

5

30

10,4

14,28

13,7

31,1

31,35

40,28

10,99

9,60

8,62

11,40

7,5

14,25

4,5

4,5

13,7

9,16

9,01

5,32

8,77

70

- 107 -

60 -**-

50

40

*«.

30 •10

20

10

I

L,23 1,5 ,• AI 1,125 kg, 3iCa 1,5,• AI 1,125 k g . F e č .

•AI 1,0 kg,SiCa 185kg,FeCe 1,0kg

OBR.í.10 „ , ,ZÁVISLOST HODNOT y , <f a R NA VELIKOSTI PŘISADÍ SiCaOCEL ČSN 42 2740 5

O 0,01 0,020,OJO,040,050,06 0,070,000,090,10 O• AI l,125,aiCal,5,FeCe 0,5 kg A l ( % ^• AI l,125,yiCa l,5,FaCe 1,5 kg' AI 1,25, SiCa 1,05, FeCe 1,0 kg

0%R.S.llZAVI3L0ST HODNOT y , (/L a RK NA OBSAHU A l r k .OCEL ČSN 42 2740

- 108 -

400,5 1,0 1,5

+ AI l,0,SiCa 1,5; FeCe 0,5 kg* AI 1,0; SiCa l,5;FeCe 1,5 kg s i C a

2,0

OBR.č.12

ZA'VIÔLOST y , c/"5 a R

K NA VELIKOSTI PŘÍSAUÍ SiCa

OCEL GS 17 CrMoV 511 *

40

30

20

10

/

/

7

«

•P

>

0,01 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10« AI l.O.íiiCa l,5,FeCe 0,5 kg. AI 1,0, SiCa 1,5, FaCe 1,5 kg

40

30

20

10

OBR.č.13ZÁVISLOST HODNOT y , O5 a Rk NA OBSAHU Alr l£

OCEL GS 17 CrUoV 511

- 109 -

Na obr.č.10 je znázorněna závis lost hodnot kontrakce, t a ž n o s t i avrubové houževnatosti na ve l ikos t i přísady SiCa, na obr.č.11 závis los t těch-to hodnot na obsahu A l r k pro ocel ČSN 42 2740.

Pro ocel Gii 17 CrtioV 511 závis lost hodnot kontrakce, t a ž n o s t i avrubové houževnatosti na ve l ikos t i příoady SiCa je na obr.č.12, závis losttěchto hodnot na obsahu A l r k na obr.2.13.

Je patrno, že př i obou způsobech kon-plexní dezoxidaca lze př i správ-ném dávkování jednotlivých dezocidovadel dosáhnout spolehlivě mechanickýchhodnot vySšich, než udávají příslušné normy, ovšem při dodržaní u r č i t é hra-nice obsahu S a P.

U oceli ČJN 42 2740 lze ř í c i , že přísada AI 0,8 - 1,2 kg/t, 1,2 - 1,5' g / t SiCa, resp. AI 0,8 - 1,2 kg/t + SiCa 1,2 - 1,5 kg/t + FeCe 0,5 - 1,0 kg/tbude optimální z hlediska dobrých mechanic Kých hodnot a čistoty o c e l i .

Pro ocel GS 17 GrMoV 511 při dezoxidaci Al+SiCa to bude přísada 0,8-1,2 kg/t + 2,0 kg 3iCa/t, při dezoxidaci Al+SiCa+FeCe to buče AI 0,8-1,2 kg/t+ SiCa 1,5 - 2,0 kg/t + FeCe 1,0 - 1,5 kg/t.

Přísada FeCe nepůsobí p ř í l i š na p las t ické v las tnost i o c e l i , ale pře-devším na zvýšeni hodnoty vrubové houževnatosti, což je ve shodě s l i t e r a t u r o u

2 .

V l i c i a i' n a m e c h a n i c k é v l a s t n o s t i o c e l íp ř i k o m p l e x n í d e z o x i d a c i Al+SiCa a Al+SiCu+FeCe

V tabulkách ř.6 a 7 jsou uvedeny také mechanické hodnoty vzorků oce-

lí s vyšším obsahem S a P při zkoumaných způsobech dezoxidace.

Pozornost byla věnována zejména obsahům P a S do 0,045 '».

Závislost plastických vlastností a vrubové houževnatosti na obsahu o

v oceli je graficky znázorněna na obr.č.14 pro ocel ČSN 42 2740, pro ocel

GS 17 CrMoV 511 na otr.č.15. Závislost těchto hodnot ne obsahu P pro ocel

ČSN 42 2740 je na obr.č.16.

Z obrázků je zřejmé, že S snižuje silně plastické vlastnosti i vru-

bovou houževnatost a k dosažení vysokých hodnot těchto vlastností je třeba,

aby obb?h S nepřekročil 0,020 - 0,025 % max. Přídavek FeCe k dezoxidaci toto

nepříznivé působení zmírňuje, ale pouze v případě vrubové houževnatosti.

P rovněž zhoršuje tyto vlastnosti (byl proveden výzkum pouze pro

ocel ČSN 42 2740) obdobným způsobem jako ó. Jeho obsah by neměl překročit

0,01.5 i. V případě vyääího obsahu P přísada FeCe hodnotu Rk nezvýäí.

- 110 -

Sil

10

50

40

30

20

10

1

\ *

\

%

•

£-**"

\, \

• ••

*—

1

—-—.

-i.

XM

P5

10 20 3 40 50 60 700 , 8 ; 5 i C a l ,5 ;FeCe 0,5 kg o ( % - 1 g 3 }

.AI 0.BSS1C. 1,5;S

5 Fli,P/eCl l!5 Ig

•AI l,125;SiCa 1,5, *A1 l,125;3iCa l,85,FeCeFeCe 0,5 kg 1,0 kg

OBR.C.14

ZAVISLOST HODNOT

OCEL ČSN 42 274055

»4 OBSAHU S

50

40

30

20

-»*• 40

30

OBR.C.15

6Os|»,io

+A1 l,O,SiCa 1,5; * AI l , 0 ; o i C a 2,0,FeCe C ^ tgFBCO X • 5 \CP

1 1,0; SiCa 1,5; i.u.oioa t:,u,FeCs 1,0 kg

- Ill -

+ AI 0,8, SiCa 1,5; FeCe 1,

OBR.8.16

ZÁVISLOST HODNOT y, /, a 8t NA OBSAHU P

OČEL ČSN 42 2740

ZAVER

Oceli ČSN 42 2740 a GS 17 CrMoV 511 byly dezoxidovány komplexně

Al+SiCa a Al+SiCa+FeCe v odstupňovaném množství. Byl zjištován vliv těchto

způsobů dazoxidace na čistotu, typ vměstků a mechanické hodnoty oceli. Z

hlediska čistoty a mechanických hodnot ae jevila jako nejlepší dezoxidace

AI 0,8 - 1,2 kg/t + SiCa 1,2-1,5 kg/t a AI 0,8-1,2 kg/t + SiCa 1,2 - 1,5

kg/t + FeCe 0,5 - 1,0 kg/t u oceli ČSN 42 2740, u oceli GS 17 CrMoV 511 pří-

sada AI 0,8 - 1,2 kg/t + SiCa 2,0 kg/t a AI 0,B - 1,2 kg/t + SiCa 1,5 -

2,0 kg/t + FeCe 1,0 - 1,5 kg/t.

Přísada FeCe spolehlivě globularizuje ostrohranné vměstky.

Rovněž globulariza&ií účinek SiCa je nesporný. Tento účinek je mož-

no pozorovat již při přísadě SiCa 0,5 kg/t, plné globularizace lze dosáhnout

při přísadě SiCa 2 kg/t a vySSí. SiCa nemá tak silný globularizaSní úíinek, ja-

ko FeCe.

Byly rovněž vypracovány závislosti mechanických vlastností obou oce-

lí na obsahu S a u oceli ČSN 42 2740 též na obsahu P. Oba prvky velmi silně

snižují plastické vlastnosti a vrubovou houževnatost oceli. Obsah S v těchto

ocelích by nemal překroíit 0,02 - 0,025 %, obsah P 0,015 %.

1X2 -

Prísada FeCe zmírňuje v l i v S na hodnotu vrubové houževnatosti. Při

dodržaní správného dávkování dezoxidovedel při uvedených způsobech dezoxidace

l i e spolehlivě dosáhnout dobrých mechanických hodnot. Přídavek FeCe bude pro

vysokou cenu vhodný jen v případech, kdy bude nutno spolehlivě dosáhnout úpl-

né globularizace vmSstku a vysokých hodnot vrubová houževnatosti. Je nutno,

•by před příaadou FeCe byla ooel dobře dezoxidována AI.

LITERATURA

[l] M.KEPKA, Z.KLETEÍKA: S l é v á r e n s t v í , 1971, £ .9 , s t r .353-356

[2] J.P.VOLCEK, JU.A.ŠULTJE: Litějnoje proizvodstvo, 1965, No.9, atr.26-28

[3] M.LBFKA, M.KOSTOHRYZ: S l é v á r e n s t v í , 1972, č.10, Btr.426-430

[4] Z.BÔ2EK, V.SCHINDLEROVA': S l é v á r e n s t v í , 1972, 2 .3, str .113-117

[5] M.KBPKA, J.SKA'LA: Hutnické l i s c y 1972, č .7 , str .484-489

[6] V.SCHINDLEROVA', Z.B82EK: S l é v á r e n s t v í , 1972, 5.12, str .492-495

[7] A.HUTLA, Z . B S Ž E K : "Vliv obsahu s í r y a způsobů dezoxidace k las ic-

kými i komplexními dezoxidovadly na hodnoty

vrubové houževnatosti ocel i na odli tky".Sbor-

ník vědeckých prací V5B, Ostrava, 1968, č . 3 ,

str.235-240

[ 8 ] M.KEPKA, 1Í.K0ST0HRYZ: Slévárenstvt 1973, 6.11, 3tr.459-466

- 113 -

VRSTEVNATOST NA LOMU VÁLCE Z OCELI 9Chř

F . JANDOä

J . STEINEH

S t . BURDA

OSTSEDNÍ VÍZKUMNÍ ZKUSLBNÍ OSTAV O.F. ŠKOLA

PLZER, SSSR

ÚVOD

Výroba velkých kovaných válců pro válcování je spojena o -izikem vzniku celéřady výrobních vad materiálového původu i vad projevujících se jako následek

technologickýcn nedostatků během jejich provozování Ql, 2] t Výskyt trhlin

nejrůznějšího charakteru, který je nejčastější, je po konečném dolomení nebo od-

loupnutí povrchové vrstvy někdy spojen s lomem, jehož kresba prozrazuje lokální

strukturní nedostatky, jako velmi hrubé zrno, hnízdo vměstků, určitou texturu

apod. Během mnohaleté výroby se z tisíců vyrobených válců zaznamenala dvakrát trhli-

na na jednom z čepů provázená vrstcvnatostí lomu v oblasti osy. Jeden z těchto

případů byl podrobně analyzován a výsledky provedených zkouSek zaměřených na

poznání příčiny vratevnatosti jsou obsaženy v tomto příspěvku.

Jednalo se o opěrný válec 0 1400 x 1700 mm zhotovený z ingotu I 85 a před-

běžně a konečně tepelně zpracovaný podle OBR. fi. 1 a 2.

Trhlina na čepu 0 600 mm se objevila během manipulace s konečně tepelně zpraco-

vaným výrobkem. Vrstevnatosti byla postižena asi 1/3 podélnúho průřezu čepu

(OBR. Č. 3).

VÍSLEDK* LABORATORNÍCH ZKOUŠEK

Chemický rozbor

Tavbové chemické složení oceli udává TAB. 1, dusíkovou bilanci TAB. í. 2

TAB. C. 1 Chemické složení studované oceli

C

0,93

Mn

0,21

S i

0,32

P

0,014

S

0,02

Cr

9 1,5

Ni

0,12

V

0,19

Cu

0,12

Ti

-

- 114 -

860°C

680° C72O°C

35O°C

{ a s

OBR. 5. 1 Předběžné tepelné zpracování válce

Sas

OBR. Čt 2 Konečné tepelné zpracování vélce

- 115 -

CBH. C. Lom čepu valce

TAR. Č. 2 Lusíková bilance studované oceli

N celk.

0.0C98

N r o z , .

C.CC25

n e r o z p .

C.LC73

A.1N

-

Ľ ohledem nn dale uváděné výsledky metaloprafickóho rozboru a elektronové

lizy bylo provedeno také porovnaní obsahu C, V a Ti v osové a povrchové

oblasti vj'Kovku, Bylc zjiuteno, äe v osové oblasti byl obsah uhlíku i vanadu vyěší

než na povrchu valce, n to u C až o C,17 it., u vanadu až o 0,04 it. Ti se bežnou

che'nickou anslyzou ani v osové zónS neprokázal.

Metalografický rozbor

ti.e talurgickä čistota hodnocena metalograficky podle standardní stupnice Jernkontoret

činila 2-3. Typickými vměstky, které se v oceli vyskytovaly, byly protáhlé sulfidy

(CEHi. i. 4) a vyiadKované hlinitany tOBH. Č. b). Uspořádaní těchto vm'stkú se

zdulo byt na první pohled hlavní píířinou vrstevnatosti lomu po rozlomení čepu,

ale pocirobnějái mikrosko, ický průzkum prokázal souvislost úífení lomové trhliny

v osové oblnati takó a \ýakytem řastic, které byly svým vzhledem pro studovanou

ocel naprosto neobvyklé i.CBji. C. 6) . Přij.oraínaly speciální karbidy vyskytující se

ve vysokolecovaných ocelích a byly viditelné již po vyleštěni metalografickjch

vzorků.

- 116 -

OBR. C. <v Protáhlé aulí idické vmfistky - neleptuno, zv. 50C x

OBH. 2. 5 Vyiádkoviiné hlinitanové vnňstky - neleptano, zv.

.• 4.

3"

CBH. Č. 6 Hrubo íás t ice v ob las t i trhliny ~ nclectšno, zv. 25C x

- 117 -

Běžnou karbidickou fází ocel i SiChT po výše uvedeném zpracování je chroniem

legovaný karbid t<UC, který byl také z j iš tčn jako jedinii karbidická raze r tg

difrakcí v izolátu. V osové í á a t i výkovku a vrstevnatým lomem 3e tyto karbidy

vyskytovaly jako součást p e r l i t u a jako globul i t ické nadeutektoidní čas t ice

rovnoměrně rozložené v základní jemně lamelami perl i tácké hmoto ostře kontrastu-

j í c í s rozměry karbidických čás t ic nalézaných v zakončení jednotlivých t r h l i n

(OBH. C. 7 ) . Karbidy M-,C přitom byli' v idi te lné až po naleptaní.

CDK. C. 7 Struktura oceli v o b l a s t i trhliny -

- n i t a l . zv. 5CC x

15,1 e k t r o n o v á m i k r o a n a l ý z a

Elektronová mikroanaljza byla provedena na p ř í s t r o j i JliCL JXA-5A a šoust íedi la

se na kval i tat ivní analýzu vněatků a Kvalitativní i kvantitativní analýzu hrub;, ch

ko-bidů.

a. Vměstky

Světlé vměstky hodnocené v^áe jjko 3uli"idy byly svojí bázi h,ni> a obsahovaly

dále Cr, h u í ,

V tmavých vračstcich hodnocených vyše jako hl ini tany byla a l ternat ivně zazname-

naná přítomnost AI, C, Le, Ti, p i íp . sto|jy Cr a V nebo AI, C, Mg, Mr. a stopy Ca.

b. Hrubé karbidy

Ve velkých neobvyklých částicích byla metodou rtg apektrulní mikroanalýzy

prokázána přítomnost V, Cr, Ti u C. Plošné rozlezení charakteristického rtg

Zuřeni V

0 V, CrK

K e {a Ti .

v oblaati těchto částic je zachyceno na CBH.

Č. b - 10. Výsledky kvantitativní bodové analýzy bez korekce shrnuje TAD. 5. 3.

TAB. Č. 3 Chemické složeni hrubých karbidických částic (%)

C

12,8

Ti

6,9

V

5B,3

Cr

21,2

Mn

- 0,8

- 118 -

CBH. S. 8 liozloženi charakteristického rtg záření V.

z obr. 7 - zv. 12ĽC x

v c bias ti

CBH. Č. 9 Rozloženi charakteristického rtg zniení Ľrv.^ v ublnsti

z obr. 7 - zv. 120C x

OBR. Č. 10 Kozloženi charakteristického r t g záiení Ti.

z obr. 7.- zv. 13C0 xv ob las t i

- 119 -

Je zřejmé, ie hrubé karbidické útvary jsou svojí bází karbidy vanadu obsahující

také velké množství ohromu a titanu. Z OBR. 6. 9 je patrná také koncentrace

ohromu v menSích globulitických karbidech liUC.

F r a k t o g r a f i c k ý r o z b o r

Povrch vrstevnatého lomu nebylo možno fraktografický studovat, nebol byl pokryt

poměrně silnou vrstvou oxidů souvisejících s penetraci kyslíku do trhliny během

tepelného zpracováni. Část experimentálního materiálu z oblasti vrstevnatého

lomu byla rozřezána na menší vzorky a v podélném směru postupně rozlámána.

Z několika desítek vzorků pouze na jednom byl nalezen úzký proužek: lomu a názna-

kem vrstevnatosti a v souvislosti s ni byly na povrchu lomu zjištěny protáhlé

sulfidické Častice (OBH. C. 11).

CBH. C. 11 Protáhlé aulfidické částice na lomové ploše - zv. 600 x

Okolní hmota se porušovala mechanizmem transkrystalické tvarné separace a inter-

krystalického štěpení, které převládalo. Oxidy na povrchu lomu svědčily o tom,

že trhlina v oblasti vrstevnatého lomu existovala ještě před konečným tepelným

zpracováním.

EISKUSE VÍSĽEDK8

Vrstevnatoat se projevila v osové zóně, kde byla také zaznamenána zvýšené

koncentrace uhlíku a vanadu a kde byly v pokračování jednotlivých větYÍ lomové

trhliny nalézány vyřáakované hrubé ostrohranné částice komplexních karbidů na

bázi vanadu. I když se ve stejných lokalitách vyskytovaly také sulfidy, spoju-

jeme projev tvuřecí textury na lomové ploše především s přítomností neobvyklých

hrubých komplexních karbidů na bázi vanadu. Tyto karbidy byly neobyčejně stálé.

Ani ohřevem na 1300°C je nebylo možno rozpustit (0ĽR. Č. l'£).

- 120 -

CBH. č. 12 Hrubé komplexní karbidy nt bázi vanadu po žíhání při 13ouJC

a ochlazeni do vody - nital. zv. 500 x

V ocelích typu 1 % C, 1,5 % Cr s přísadou vanadu do 0,2 % se předpoklade

existence karbidu vanadu M4C

3 ve formě dispersních částic, které jsou schopny

omezovat růst austenitiekého zrna, a které lze převést do tuhého roztoku ohřevem

nad teplotu asi 95O°C. Karbidy vanadu se přitom obvykle nedají spolehlivě indiko-

vat. Jestliže se v oceli jako 9ChF vyskytují karbidy vanadu o rozměrech přesahu-

jících často lO^m a obsahují navíc titan, je to bezpochyby enomálie naznačující

mimořádné okolnosti, za nichž karbidy \>anadu vznikaly. Přestože má Ti větší

afinitu k uhlíku než vanad, samostatné charakteristické útvary Ti(C, N) vyskytují-

cí se někdy i v titanem nelegovaných ocelích, v nichž běžnou analýzou rovněž

nelze Ti prokázat, nalezeny nebyly. V souvislosti s tím se nabízí myšlenka, že

výskyt hrubých karbidu na bázi vanao*. souvisí s chemickým složením nebo způsobem

přidání použitého ferovanadu, a že tyto karbidy se vytvářejí na zárodcích neroz-

puštěného FeV obsahujících titan pouze v podmínkách velmi pomalého ochlazování.

VětSina státních norem se o titanu ve ferovanadu nezmiňuje. Jednou z výjimek

je ASTM, které připouští titan do 0,02 56. Provedli jsme tedy opeeiélní analýzu dvou

typů feroslitin, které mohly být v tomto případě použity a to ferovanadu s nižším

(56 %) a vyäSím (81 %) obsohem vanadu. V obou byl nalezen titan v množství do

0,02 %. Obě feroslitiny jsme podrobili také strukturnímu rozboru, jenž zahrnoval

i elektronovou mikroanalýzu charakteristických strukturních útvarů. Ve struktuře

56 * ferovanadu byly v základní hmotě rozlišitelné 2 typy Celtic jevících se na

světelném mikroskopu jako světlé a tmevé (OBR. Č. 1J). Chemické složení tmavých

Částic analyzovaných na mikroanalyzétoru bodovou metodou je uvedeno v TAB. IV.

(bez korekce).

TAB. Č. 4 Chemické složení tmavé Částice ve struktuře 56 56 FSV.

C

8,14

Ti

1,85

V

74,02

Cr

1^,52

Un

0,67

Fe

0,40

- 121 -

• >

OBR.č.13

STRUKTURA 56 * FBROVANADU - z v ě t š e n o 50Qx

V některých méně četných tmavých č á s t i c í c h byl tedy t i t a n koncentrován. Ve

ferovanadu zřejrač skutečné mohou existovat t i tanem bohatší s t a b i l n í útvary, které

teoreticky raohou s louži t jako zárodky pro tvrobu hrubých nalezených karbidů vanadu.

ZÁVĚR

Tvářecí textura na lomové ploĚe čepu studovaného válce se spojuje s přítom-

ností vyřádkovaných fází z nichž se hlavní účinek připisuje hrubým oatrohranným

karbidům na bázi vanadu.

Vedle vanadu a vysokého obsahu chrómu byl v těchto karbidech zjiStěn i rela-

tivně vysoký obsah titanu. Tyto částice byly tepelní velmi stélé, v auatenitu se

líně nerozpouštSly ani po ohřevu na 13LO°C.

Přítomnost hrubých karbidů na bázi vanadu obsahujících Ti mohla být způsobena

zvláštními podmínkami přisazování FeV. jeho výjimečným složením nebo prostě poma-

lým ochlazováním středové části 85 t ingotu.

PODŽKOVÁNÍ

Autoři děkují touto cestou řadě spolupracovníků, zvláště Ing. Cechové a dr. Janouškovi

za pomoc pí i zpracování experimentálního materiálu.

LITERATURA

[lj Stulí u. Eisen 78 (1958), č. 11, s. 753

[2] CH. F. PECK jr., J. K. BONETTI, F. T. MAVIS, Iron Steel Eng. 31, (1954),

č. 6, a. 45

- 122 -

FATIGUE-CRACK INITIATION AMD EARLY GROWTH IN A SURFACE-HARDENEDLOW-ALLOY STEEL

G.CLARKJ.F.KNOTT

DEPARTMENT OF METALLURGY AND MATERIALS SCIENCE,UNIVERSITY OF CAMBRIDGECAMBRIDGE, ENGLAND

INTRODUCTION

Surbace-hardening t rea tments a r e widely used t o ob ta in improveds e r v i c e l i f e t i m e s from engineer ing components which are sub jec t ed t o repeatedload ing or which mightnormally be s u s c e p t i b l e t o high r a t e s of ab ras ion orsu r face wear. Most a x l e s and gears opera te under these c o n d i t i o n s , and t h i shas l ed to the development of many v a r i e t i e s of surface t r e a t m e n t , each ofwhich has i t s own s p e c i f i c advantages and disadvantagea .For example, carbu-r i z i n g i s the major hardening t reatment employed for gear ing sys t ems , butf o r maximum wear r e s i s t a n c e a n i t r i d e d s u r f a c e of higher hardness i s prefe-r a b l e . Both of t h e s e t rea tments r e q u i r e t he use of cos t ly chemico-thermalequipment for r e l a t i v e l y long p e r i o d s , whereas product ion of an induc t ion -hardened l aye r might t ake only a mat te r of seconds for the f u l l hardeningcycle. Flame-hardening also has this latter advantage, together with lowcapital expenditure, but produces a case whose properties are less easilycontrolled. Details of the industrial processes employed have been publishedelsewhere and i t is not proposed to describe them here [ l ] .

All of the treatments mentioned above produce the desired impro-vement in properties by the same basic means; the surface layer is encoura-ged to expand relative to a softer cors of high toughness. Thia expansionin each of the treatments mentioned is also associated with an increase inhardness (whether by means of the martensitic phase transformation, as incarburizing, induction- or flame-hardening, or by the production of fineplate-like nitride precipitates in the nitriding process) which leads to theincreased wear resistance of the surface-treated component, '.''he high yieldstresses produced in the surface layers are well in excess of the level abo-ve which l i t t l e , if any, increase in fatigue strength with increasing yieldstress is to be expected. Considering the effect of hardening alone on thefatigue resistance of a material, we would therefore expect similar propertiesto be developed by using any of the common techniques. This is not what isobserved in practice, because the improved fatigue strength of surface -treated specimens also depends on the production of compressive residualstresses in the expanded case.

The life of the component is usually determined to a gread extentby the point at which a stage I microcrack, propagating in the plane ofmaximum shear stress, becomes a macrocrack, propagating in a plane normal

- 123 -

to the maximum reaolvad tenaile stress ahead of its tip. Even with large com-

pressive residual stresses, microcrack propagation can occur, but such stresses

may retard the microcraclc/macrocrack transition in situations where insuffi-

cient crack opening can be produced.

The level of residual stress is determined by the degres of elastic

constraint applied to an expanded layer by the deformed matrix material. In

the extreme, a sphere of hardened material will be subjected to uniform hydro-

static compression by the surrounding matrix. Any reduction in this constraint

will lead to establishment of a stress gradient in the hardened region.

The authors have examined the effect of a reduction in the constraint

imposed on induction-hardened and nitrided layers upon the rate of growth of

fatigue-cracks. We show that this reduction, in a practical situation, can pro-

duce a residual stress gradient in a component such that the residual stresses

operative near the surface of a specimen are reduced to the level at which crack

growth occurs as the same rate as in a non-case-hardened specimen. In this situa-

tion, the crack will normally be arrested by the increased residual stresses at a

greater depth beneath the surface, but this slearly renders the component suscep-

tible to factors such as a corrosive environment which can cause the crack to

propagate through the arresting residual stress layer by stress-corrosion mecha-

nisms .

3XPERIM3NTAL DETAILS

The situation analysed is that of a plate hardened on one surface only

(after which the component would normally be ground to within its service tole-

rances) , but the principles outlined apply to any situation involving non-uni-

form case-hardening. This is a common situation view of the need to plate or

protect some surfaces prior to the hardening treatment to facilitate machining

after hardening.

The steel used was a commercial Cr-Mo-V oil-hardening nitriding steel.

Composition and tensile properties are shown in Table 1.

TADL3 1

COMPOSITION IN wt.%

C Si0,2 0,3

Mn

0,49

Properties after oil-hardening from 950

Tempering Temperatures (°C)0,2 % Proof Stress (MPa):U.T.S.(MPa):

: RT.12801530

Cr

1,92

°C after

25012801520

Mo

0,25

one hour.

35012301430

45011501310

V

0,15

55010701210

650830900

Z* OH

H i m m n n i m i i n i m i i i n n i i1 7\_

- 125 -

Single edge notch bend specimen, as shown in Fig.l (with W=20 mm,

B=7,5 mm) were austenitizea for one hour at 95O°C, oil quenched and tempe-

red for one hour at 650°C prior to surface-hardening. Induction-hardening

was carried out using the arrangement shown in Fig.2, passing a currant

of 200 A, through a water-cooled coil at 450 kHz. To enable the CBBB depth

to be controlled more easily, the lower part of each specimen was clamped

and cooled using a sopper surround, as shown. Typical heating times were

5-15360., and case depths of one to eight millimeters could be obtained by

varying tha current and heating time. Typical hardness profiles from speci-

mens hardened in this way are shown in Fig.3, together with profiles from

nitrided specimens.

800

600X Induc t ion Hardened

• Nitroded

400

200

Depth below no tch (mm)

FIG. 3HARDNKSS PROFILES FOR HARDENED LAYERS

- 126 -

Nitriding was carried out by an isothermal (~ 55O°C) treatment in an

atmosphere of cracked ammonia, treatment times for the specimens used in this

investigation being 30, 80 and 160 hours, giving case depths of approximately

O,J; 0,6 and 0,85 mm respectively. The nitrided case on the lower and side fa-

ces of the specimens was removed by grinding, using small cuts to minimise sur-

face deformation once the layer had been removed. The dimensions of the speci-

mens a f t e r grinding were as shown in Fig.l.

All specimens were loaded in four-point (pure) bending in a MAND

60 KN aervo-hydraulic testing machine, operating under load control (accurate

to within 1 %). All tests were conducted at 50Hz.

Cracks were monitored by means of an electrical potential system

which has been described elsewhere [2], and which is capable detecting cracks

of length as low asten microns. Usually, such a system is calibrated by fitting

a polynomial to a series of experimentally-determined values of potential, in

order to facilitate automated compulation of crack length, but, for short cracks

the zero-error inherent in such a curve-fitting procedure is unacceptable. To

avoid such errors, the authors have developed theoretical analytical calibra-

tions for short cracks growing from V-notches [3^.

RĽSULTS

The variation in crack growth increment per cycle Cda/dN) as the stress

intensity factor range A K (=Kmax -K^n) i

3 increased in tests conducted or spe-

cimens which have received various tempering treatments after oil-hardening

is shown in Fig.4. All of the errors lie within a relatively narrow scatter-

band, showing that there is little effect of microstructure on crack growth

rate in these specimens. The decrease in da/dli at low values of A K is not

a trus treshold, but simply the region over a uniform crack front is being

established.

Curves of crack length versus number of cycles are shown in Fig.5 for

specimens with (a) no hardened layer, and (b) an induction hardened layer 1,1mm

deep. The applied loading is shown for each specimen.

Fig.6 shows the da/dN versus "applied" A K (i.e. as determined from

the applied loads) relationship for a specimen with a deep (5,5 mm) induction-

hardened layer. The region between the two sections of the curve is shown sepa-

rately (Fig.7) for clarity. Different symbols in these curves represent diffe-

rent mean applied stress values.

The results of similar tests conducted on specimens containing nitri-

ded layers of depth 0,3; 0,6 and 0,C5 mm are shown in Fig.8 (a,b and c, respec-

tively) .

- 127 -

10"

10 '|3

10 -e

10"10

k»«*

C '

TiäKPSRBD

I I l l l

30 40 50 60 70 80 90 100

Aŕ. (Mpa \fä)

FIG. 4FATIGUi-CRACK GHO'ATH RATĽJ IN

AND lili.PJRKD Cr-V.o-V U t e e l

- 128 -

S. 8

f.o

Applied load! range

GIB

1

No.of

( a )

u

go

OIK

1 2 3

No.of cyc lea(Uegacyc les )

(b)

FIG. 5(a) a vs.N FOR A NON-INDUCTION-HARDENED SPůCIMEN

(b) a V8.N FOR SPECIM3N WITH i 1,1 U INDUCTION HARDENED LAYER

- 129 -

•o

1.0 1,1 1,2 1,3 1,4

10',-7

10',-8

10',-9

10

ItIIx

H

•H

x

1,5 1.6 1 7 l f 8

•

20 30

Increased meanapplied loading

40 50 60 70

FI0.6FATIGUE CRACK GROWTH RATE FOR SPECIMEN CONTAINING

-5 ,5

-5,6

S -5,7o

I "5.8

-5,9

1.41

a

•

•

o

R

0,298

0,324

0,359

0,391

0,410

0,437

WGIL

1,43 1,45 1,47 1,49

FI0.7a 5 ,5 nm INDUCTION HARDENED LAYfiR

- 130 -

10',-7

10',-8

10,-9

10',-10

20

G34

Nitrided for 30hrB.

30 40 50 60 70 80 90 100

applied A K (UPa \fm) r

F I G . 8

FATIGUE CRACK GROWTH RATES FOR SPECIMENS CONTAINING:

( a ) 0 , 3 mm, ( b ) 0 , 6 mm, ( c ) 0 , 8 5 nun d e e p n i t r o d e d l a y e r s

- 131 -

I Q " 7 .

g. 10 °

c-o

10

10- H

KX

KX

SKX

xx

*

*x

20

G 38

Nitrided for 80hrs.

30 40 50 60 70 80 90 100

Applied A K (Mpa Viň)

FIG. 8

FATIGUE CRACK GROWTH RATES FOB SPECIMENS CONTAINING:

( a ) 0,3 mm, ( b ) 0,6 mm, ', o ) 0,85 mm deep nitroded layers

- 132 -

10,-7

HO

Ž 10"8

N.

10',-9

10',-1

0 40

Nitrided for 160hra

20 30 40 50 60 70 80 90 100

Applied AK (Mpa /m)

FIG.8

FATIGUE CRACK GROWTH RATES FOR SPECIMENS CONTAINING:

(a) 0,3 mm, (b) 0,6 mm, (c) 0,85 mm deep nitroded layers

DISCUSSION

When there la no surface-hardened layer present (Fig.5a), the

crack will propagate readily under low alternating stresses with a low mean

stres, but when an induction-hardened layer ÍB introduced, as shown in Fig.

5b, it is necessary to increase the peak applied stress in order to cause

the crack to propagate. After each increase in peak stress, the crack is

seen to slow and eventually stop growing, and a further increase in peak

stress is then necessary to obtain continued growth. Normally, we should

expect the rate of growth of the crack to be determined by the alternating

stress intensity A K , via a growth law of the form:

- 133 -

da/dN = C

as suggested originally by PARIS [4], but it is clear from Fig.5b that the fullrange of stress is not effective at the crack tip. because r a i s i n g thelevel of the m a x i m u m tensile stress applied whilst r e d u c i n gthe value of the a l t e r n a t i n g stress caused an i n c r e a s e ingrowth rate. We conclude that it is only that part of the applied stress whichis in excess of the residual stress in the specimen which is effectice at thefatigue crack tip. We may also note that the (compressive) residual stress in thehardened layer increases as the case/core interface is approached.

case

comp.

ten

(a) (b) (o)

FIG. 9RESIDUAL STRESSES IN A BAR UNDER VARIOUS SYSTEMS OF CONSTRAINT

In Figs.9(a) and y(h), systems with relatively highly-constrainedhardened layers are shown. A more or leas uniform compressive stress is deve-loped in the case itself, and this is balanced by a tenaile elastic stressacting in the core. If, however, the constraining forces shown in 9(b) areremoved, the specimen will become distorted to condition 9(c), in which elas-tic compression is developed at the non-hardened surface, and the case compressi-ve stresses are relaxed at the hardened surface. The extent of this relaxation isdetermined principally by the depth of the hard case, and it is the large reduc-tion of the surface residual stresses when a deep case is introduced which (asshown in Fig.6) allowa a crack to grow rapidly near the hardened surface, andthen slow down end possibly be arrested on approaching the case/core interface.

- 134 -

In this situacion, oase-nardening gives little resistance to fatigue

crack development in the near-surface region, and this clearly renders the spe-

cimen very susceptible to effects of the stress corrosion type. It is also im-

portant to note that by the time the crack is approaching the case/core inter-

face and is slowing down under the influence of a reduced effective stress at

the tip the applied stress has been multiplied by some factor detei-mined by the

new, increased crack length, and there'is therefore a smaller chance of craclc

arrest at the interface. Maximum benefit from a given level of residual stress

is obtained when that level ia attained at or near to the surface.

The relatively thin case applied by the nitriding process appears

to display somewhat greater resistance to the constraint effect described above,

as Fig.8 shows. The thinnest case (0,3 mm) shows hardly any increased growth rite

near the surface, with the thickest case (0,85 mm) showing the largest effect.

It is of interest to note that in Fig.6, two different crack lengths

(in the case) give the same value of growth rate, i.s. two different lavels of

peak applied crack tip Btress give the same effective alternating stress at the

crack tip. We may hence obtain an estimate of the relative residual stress le-

vels at these points. By determining the reduction in K caused by the residual

stress (Kpg) we use the simple tens4le(mode I) expression for the stress inten-

sity for an edge-crack in a semi-infinite plate [5] to obtain a value of cr s:

Krs

The curve which results is shown in Fig.10 and can be seen to be in

reasonable agreement with the suggested profile. Note that the residual stress

at the lower crack length of each pair of points has been assumed to be zero for

this analysis, partially explaining the decreased central region of the curve. The

values of Cr s are of the same order as those commonly found in industrially

hardened cases [6j.

CONCLUSIONS

To obtain maximum fatigue resistance in surface hardened components,

it is necessary to avoid situations in which a component is hardened non-uni-

formly, and in particular on only one surface. When the case is deep relative to

the component width, the fatigue resistence in such a situation is at its mi-

nimum.

A CKNOW ĽEGG EMJNTS

The authors are grateful to Professor R.W.K.Honeycombe, Goldsmith's

Professor in Metallurgy, University of Cambridge, for the provision of research

facilities, and to the Science Research Council for euppor of one of the authors

(UC).

- 135 -

KBffactiva ° Kapplied * Kra

8 9 ioOracle length (mm)

Crack length (mm)

FIG.10

RESIDUAL STRESS IN TEST SPECIMEN

LITERATURE

[l] w.T.CHESTERS: "Surface Hardening of Large Gears", J.Iron Steel

Ina t . Nov., 1970, 208 (11),982-987

[2] R.O.RITCHIS: "Creek Qrowth Monitoring" Cambridge Univ.,Report

[3] G.CLARK and J.F.KNOTT: "Measurement of Fatique Cracks in Notched Spe-

cimens" To be republi°hed

[4] P.C.PARIS: "Fatigue, an Interdisciplinary Approach", Sagamore,

New York, 107 (1964)

- 136 *

[5] F.C.PARIS and Q.C.SIH: "Symposium on Fracture Toughness Testing

and ita Applications" p.30 A.S.T.M., S.T.P

(1965)

[6] J.O.ALMEN and P.H.BLACK: "Residual Stresses and Fatigue in Metals",

Ch.5, publ.McGraw-Hill.

- 137 -

T H B S S S e o r a D S BBSTlHDIQKBIT GBQHt SPAHNUBOSBISSKOBROSION BEI

етнговв СННШ-HICKBL-STIHLHI

T.EBISSIHG

MITTBILDHG AUS DBI VH3 SDELSTAHLWKRE "3.MAI 194?" FRBITAL

DBESDHJ, SDR

In der Praile wird die Lebensdauer von Anlagenteilen aus rost-

und säurebeständigen Stahlen häufig nicht durch die allgemeine abtragen-

de Eorroaion bestimmt. Rebe interkristalliner Korrosion (IE) und Lochfrasa

(LK) spielt dabei die Spannungsrisskorrosion (SRK) eine wesentliche Rolle.

Sie bann bei anaoneten voller Beständigkeit des Werkstoffes zu schneller

Zerstörung von Bauteilen führen. Als Rlsefortpflanzungsgeschlndigkeit wer-

den Werte bis zu 3 тш/h angegeben P-|2].

Einen typischen Fall tranekristalliner SHE zeigt Bild 1. In Bild 2

sind sie wichtigsten Faktoren, die Einfluas auf das Auftreten von SBE haben,

echematisch dargestellt. Bezüglich des Faktors Werkatoffzusammensetzung sei.

auf eine frühere Arbeit verwiesen Гз1 .

BILO I

SPANNUGSRISSKORROSION AN X 8 C r N i T U 0 . 1 0

-DESTILLATION VON KRDGII, NICHT BfTSALZT-

- 138 -

BILD 2SPANNUQSBISSKOHBOSION: URSACHHJ.WIHKUNG-PRDFVKRFAHRHí.EINFLUSSFAErOBEN

Der WerketoffEntwicklung bieten e i c h zur Erzielung e i n e r auereichen-den Sicherhei t des Werkstoffes gegen SRK 4 Wege an:

1 . Die Erhöhung dee Nickelgehal tes auf 20 b i s 40 %2. Einsatz ferritischer Chromstähle mit 17 bis 30 % Cr3 . Einsatz von austenltischen Stehlen mit Siliziumgehelten von 2 bis 6 % Si4. Einsatz zweiphasiger Stähle

Bei den Losungawegen 1) und 3) liegen hohe Legierungskosten und bei2) , wenn ansonsten eine den 18/10-Stahlen vergleieb'-ere Korrosionsbeständigkeitund Zähigkeit gefordert wird, sehr hohe Verfahren -ten zur Erzielung extremniedriger Kohlenstoff- und Stickstoffgenalte vor [4]*

In der DDR wurde mit der gleichzeitige Zielstellung einer Nickeleln-sparung in den letzten Jahren auf der Basis eingehender metallkundlicher For-schungen^] ein zweiphasiger ferritisch-austenitischer Stahl der Stahlmarke X 5CrNiTi 26.6 entwickelt und in die Produktion überfuhrt. Er i s t in dem DDR-Stan-dard für roet- und säurebeständige Stähle enthalten Щ . Seine wesentlichstentechnischen Daten sind in Bild 3 zusammenstellt. Ähnliche Stähle werden in derneueren Zeit in den USA, Japan, Schweden, Frankreich und der BRD genormt undangeboten. Daneben sind auch Stähle mit einem etwaa geringeren Legierungsgehalt,In dem ein Teil des Austenlts in liartenslt umwandelt, insbesondere in der UdSSRund Schweden bekannt geworden.

Der Stahl X 5 CrNiTi 26.6 i s t praktisch immer zweipBild 4 zeigt den Elnfluss der Glühtemperatur und der im p-Wert [7] ausgedrückte-chemischen Zoeammensetsung auf die Phaaeneusamnensetzung. Nach optimaler Wärme-behandlung teigt er eine ferritieohe Qnmdmaaae mit eingelagerten Auatenitteil-chen (Bild 5) . Durch dieses Gefege werden die Beständigkeit des Ferrits gegenüberSHK und die guten meehanlacben, тог allem plastischen Eigenschaften des Austenitsmiteinander vereint. Die Bedeutung elnea ausreichenden Austenitanteils zeigt sichIn der Abhängigkeit der Kerbacblagsählgkelt von der Prüftemperatur (Bild 6),die

- 139 -

deutlich günstiger ist, als bei einem feritiacheh Chromstahl gleichen Cr-Oe-

haltes.

Я т а * ЛинииuKiuy л ОттШщмыт^:с si m ř s а- ц п

-4« «од> •цю «*хв «|а» ада ia> m'i*u

Haleni Яг МшпяЛ •бОтт

BUJ) 3

KENNZEICHNENDE EIGENSCHAFTEN DES STAHLS X5CrNiTi 26.6 SNTSPFECHEND TüL 7143

asо

+> шЧ ва шю ноьо

+> л•н ии а

ъН аФ a

90

80

70

60

40

40

Schmelze

a

Ь

Cr-IquNi-Äqu

3,23,0 ;

с 2,9 /

±J

/1r

Уу"

f ib /

/1 /

//1///

Glütemperatur in °C

Abhängigkeit desDelfaferritgehaltesim StahlX5CrMiTi 26.6топ der Warmebehsndlun

(T°CAh/*aeeer)

«Cr + «R4 + 7 «ТЧ +12Mil +30 W +26 56N +0,

nach Kaohovelci

5EA1

B I L D

140 -

BILD 5QffiÖQB DBS STAHLS X5 CrNiTi 2 6 . 6-Auatenlt: weise-Ferrit: grauStiung: naoh Beroha 500:1

30

Я 25S

„* 20

а

s »Йs „

в)

УS

tj

i/

А

У

/

s

/

i

e /

1

ff

4-

XSCrtJ

tf*

/

N

/

'S,>

i >

/

-••'

s

_§if ,x/ "J

/ •n а

-200 -100 +0 RT +100 »•200

Prüftemperatup T in

- 50

9 —•

0 '

1———^^

ТО 3

/ /- т 0

/

-

BS» 1974

20 30 40

Austenitanteil

50

A in %

Kepbechlagzähigkeit dee Stahles X5CrNiTi 26.6

a) Kerbaehlagzähigkeits-Temperatur-Kurrenb) Zuaanmenhang zwischen Auatenitanteil und

Eerbachlagsähigkeita-Obergangatemperatur

ВШ) 6

- 141 -

Jedoch muss darauf hingewiesen werden, dass es im Temperaturgebietvon 350 bis 600°C zu einer ausgeprägten Vereprödung dee Typs der 475°-Versprö-dung von Chromstählen und zwischen 600 und 800°C zu einer Vereprödung durch(j-Phaaenbildung kommt, wenn der Werkstoff längere Zeit in diesen Temperaturge-bieten verweilt (Bild 7 ) .

1 10 100

Glühdauer in Stunden ~

1000

ES\Y 1974

Ze it-Temperat ur-Kerbschlagzähig-keit-Sehaubild(ZTak) desStahlesX5CrtJiTi 26.6Probenfora КЗnach TGL 11225Probenvorbehan-dlung:95O°C/lh/Wasser

BILD 7

Der Stahl X 5 CrNiTi 26.6 zeigt qualitativ das gleiche elektroche-

mische Verhalten, nie die klassischen 18/1 O S tahle. Jedoch wird durch den

geringeren Ni-Gehalt das Passivierungsverhalten etwas verschlechtert. Dem-

gegenüber ist die Stabilität des Passivaustandes grosser, wie sich an Zeit-

Abtragekurven ergibt (Bild 8). Gleiche Aussagen erlauben auch die zahlrei-

chen Prüfungen der Abtragungsraten unter Labor- und praktischen Bedingungen

in einer groaeen Anzahl von Medien.

Besprechend kann auch die LK beurteilt werden. In der Regel liegt

die LK-Beständigkeit besser als die des X 8 CrNITi 18.10 und kann sogar den

X 8 CrNilioTi 18.11 geringfügig übertreffen. Mit der LK konkurrierend tritt

in der Praxis SRK auf. Gegenüber letzterer Korrosionsart zeigt sich der be-

trachtete zweiphasige Stahl sowohl bei Laboruntersuchungen als auch im prakti-

schen Einsatz in der chemischen Grossindustrie deutlich überlegen. Weder bei

Prüfungen in gesättigter siedender MgCl2-Losung, noch bei Prüfungen in waas-

riger бОЙ-iger CaClg-Löaung mit Zusatz von 0,12 HgClg bei 100°C traten bei

Prüfzeiten bis zu 1000 h in einem in [3] beschriebenen Verfahren einer sta-

- 142 -

tischen Zugprobenprüfung Brüche auf, wobei eine Belastung von 70% der Streck-

grenze G" Q o gewählt wurde und damit wesentlich höher a ls die der Vergleicha-

etähle lag:

Stahl Belastung

kp/mm2

Bruchzeit

h

1. Prüfmedium: siedende, gesätt igte UgC^-Losung, 154°C

X 8 CrNiTi 18.10

X 8 CrNiMcTi 13.11

X 5 CrNiMo 18.11

X 5 CrNiTi 26.6

15

12 bis 17

12 bis 15

27

ab 10 bis 300

38,5 bis 300

4 bis 300

> 300

2. Prüfmedium.: wäearige 60%-ige GaCl„-L5sung + 0,1 % HgCl2,100°C

X5 CrNiMo 17.: J

X 5 CrNiTi 26.6

X 8 CrTi 17

13,5

27,0

17,5

214,8; 359,8

> 1000

> 1000

во

s

äIV

я iло

T i

Schmelze Mr.203. . X5CrHiTi 26.6

185. X8CrNiTi 18.1 j

442 « 1 X8CrNiívloTi 18.11Schmelze

С Cr Ni ilo

0,03 25,50 6,28 0,05 0,32

,06 18,36 10,35 0,43 0,61

442 OQŘ 16,89 11,93 2,14 0,51

101 102

Versuchsdauer in1(P

ESW 1974

Abtragzeitkurve

des Stahles

X5CrNiTi 26.6

in Gegenüber-

stellung zu den

wichtigsten Ver-

gleichestählen in

d oppeltlogarithc.

Darstellung

Prüfb edingungen:

10 Gew.

80°C

BILD 8

- 143 -

Bezüglich der i n t e rk r i s t a l l i nen Korrosion (IK) wurden umfang-re iche Untersuchungen durchgeführt. Sie ergaben, dass ein komplizierterUechanismue vorliegt , der sowohl auf die Phasenzusammensetzung a l s auchdie auereichend s t a b i l e Abbindung des Kohlenstoffs durch Titan r e a g i e r t .Hier so l l aur soviel dazu ausgeführt werden, dass im entsprechend Bild 3wärmebehandelten Zustand immer Beständigkeit gegenüber IX v o r l i e g t .

Eine umfassende Aussagen erlaubende Sensibilisierungsbehandlungim Labor gibt es n ich t , da grundsätzlich sowohl IK im Ferr i t a l s auch inAustenit auftreten kann. Schweisssimmulierungsproben und Untersuchungengeschwiesster Proben aeigen, dass Sicherheit gegen IK gewährleistet i s t ,wenn auch in der Übergangszone noch ein Anteil von Austenit und eine iaF e r r i t und im Auatenit ausreichende Kohlenstoffabbindung durch Titan vorl i e g t , wobei zwischen beiden eine Beziehung bes teht . Durch eine entspre-chende Abstimmung der aus ten i t - und ferr i t fördernden Elemente auf р-'Л'ег4

von ^ 3 , 8 (siehe Bild 4) und einen Ti-Gehalt entsprechend Bild 3 i s t d ! .•IK-Sicherheit im geschweisatec Zustand entsprechend TGL 7143 vorläufig bis zuBlechdicken und Rohrwanddicken von 6 am und 40 m:.,'0 br i Stabmaterial gewähr-l e i s t e t und wird nach Vorliegen weiterer prakt ischer Erfahrungen erweitert wer-den können. Untersuchungen der Schweissbarkeit ergaben, daas der Stahl c i t t e l sE-Handschweissung, .'.IG- und UP-Verfahren achweissbar i s t , wobei Sclweisszu-satzwerketoffe des Typs X 5 CrNiKoNb 19.11 und X 5 CrNiNb 25.13 sowie ent-sprechend ELC-Typen benutzt werden können. Die Schweiasverbindungen sindim Temperaturbereich von -60 bis +300°C e inse tzbar .

Der Stahl X 5 CrNiTi 26.6 wird s e i t einigen Jahren in der chemi-schen Industrie besonders bei spannungsrissgefährdeten Anlagen mit 3rfolge ingese tz t . Bild 9 zeigt einen solchen Anwendungsfall in Form von Teileneines Stromtrockners für PVC-Zwischenprodukte.

BILD 9STHOüHROCKNERTEILK EINER PVC-ANLAGE AUS X 5 CrNiTi 26.6

- 144 -

LITERATUR

[l] T.P.KOAR, J.G.HBJES: J.Iron Steel Inst. 162 (1956) Seite 124-143

[2] G.H.TSCHERNOVA, N.D.TOMASHOV: Z.phye.Chemie 226 (1964) S e i t e 136-

144

[ З ] K.SKUIN, G.LANKAU: Die Technik, 25 (1970) s.574-579

[ 4 ] СН.Н1ШЧ Iron Steel Eng 48 (1971) Nr.8 Seite 85-88

R, J.KNOTH "Electron Beam Continows Hearth Refining and

i ca in the speciály Stee l Industr ies" Vortre1

bew York am 27.1.1970[3~\ TGL 7143, Rost- u.säurebeständige Stähle - Techn. Lieferbedingungen

Ausgabe Dezember 1973

[б] iví.HILDEBRAND, T.KREYSSIHG: "Umforcung und Superp laa t iz i t ä t zweiphnsi-

ger Chrom-Nickel-Stehle", Neue Hütte 19(1974)

H.2, Sei te 89-94

[7] N.J.KACHOVSICI: Svarka nerzavejuscioh s te le j .Kiev 1968

- 145 -

THE EFFECT OF SPECIMEN SIZE CW THE DUCTILE/BRITTLB THAN3ITI0N

TBÍP3RATUHE IN AN A533B PRESSURE VESSSL STEEL

G.G3ESN+

J.F.KNOTT

CAMBRIDGE UNIVERSITY

DEPARTMENT OF iiETALLURGY AND ./.ATEfcIALb SCISN2E,

PEMBROKE STREET, CAJBRIDüE, 1IGLAND

+ FHO5Í SEPTEMBER 1975-BRITISH STEEL CORPORATION PHYSICALMETALLURGY CENTRE, E'.YINDZN LABORATORIES, MORRGATE, RCTKSHDAir,, ENDLAND

INTRODUCTION

The advent of l i n e a r e l a s t i c f r a c t u r e -'.ectmnics (L2FM) has l e d t o t h e quan-

t i tative evaluation of the integrity of structures containing defects. The siacrosco-

pic fructure stress, 5*p, for a -iven defect of length a, can be determined using

an expression of the for...

*т * * 1 / 2 = =ic

where S os a constant depending on the jeocetry of the crflcl; and K»- is the plane

strain fracture toughness. A knowledge of the fracture tou^hneas, measured on la-

boratory specimens under conditions si-ilar to hose found in service, means that

an esti::.ite of the aaxicum service stre&s or maxiciii permissible defect size can

be bade. Standard procedures have been developed to determine the plane strain frac-

tura toughness under conditions close to those of linear elasticit;.- [l] . One necessa-

ry restriction on specimen size is that any plasticity around the crack tip :.ust be

sj:all with respect to specimen Jic.ensions, so that the ^ecroocopic stress in the

specimen can be related to the crack tip fr&cture processes usinr; linear elastici-

ty.

This condition is stated as

V p

^ = В 2,5 ( ) and « Л ~ 0,52 ^Y

where 3 is the specimen thickness, V.r is the specimen width, a is crack len;;th and

^ is the yield stress. For high stren-th materials, the Epectoens required to

,;ive valid results ore of о convenient size for laboratory testin;;. However, for

the lov/ strenr-th steels corjnonl; U3sd in engineering structirea, the specimens re-

quired for valid results become prohibitively lar-e, with the associated difficulties

of expensive i.bchinin^, snd testin,j costs. Consider, for e:a-ple, resulta obtained

on cor-pact tension specimens (CTC) of en A533B pressure vessel steel [2]. The va-

riation of íracture tou-hness ÍKTP) and vield stress -,/ith teL.Deroturo is shov.-n in4 "3/0

l'i;are 1, It cen be эоеп thnt v.-ith a yield stress of 5'>0 З м L and a :<_, of 50 :.:nr.~

J ,

- 146 -

a specimen of 20 nun thickness and width 40 mm is required to guve valid results.For a KjC of 150 Mnm~3'2 and a yield stress of 500 MNm~2, a specimen width ofat least 450 mm and a specimen thickness of at least 225 mm is required. Clearlyan alternative method of measuring the fracture toughness of auch materials isrequired, at least for routine testing, if not for design calculations.

An alternative toughness parameter to measure under non-valid conditionsis a critical crack openins displacement (COD), * е Р ц - The essence Df the CODapproach i s that there i s a critical displacement et the tip of a stress concen-trator, at which fibrous fracture in i t iates. This displacement is held to be theваше in both small specimens, which may have generally yielded, and in large struc-tures, providing that the stres states and fracture modes are identical. In theoryi t is possible to relate critical COD values obtained on email specimens, to afracture toughness value representing the initiation of fracture in a large struc-ture. The experiments described were conducted to examine this possibility.

EXPEETBaSNTAL

The m a t e r i a l used in t h e s e exper iments was an A533B p r e s s u r e v e s s e l s t e e l(compos i t ion and t e n s i l e p r o p e r t i e s t a b l e 1 ) , s i n c e t h i s m a t e r i a l has been used t oobtain valid fracture toughness values for ductile fracture initiation ( f ig . l ) .The specimen geometry chosen was single edge notch bend (f ig.2). The values of Вand W were chosen as 20 mm and all specimens were fatigue cracked to an initiala/W of 0,36, before heat treatment. All heat treatments were conducted in vacuoand consisted of a 4 hour austenitising treatment at 900°C, followed by a waterquench and a 4 hour temper at 65O°C with an air cool to produce e bainitic micro-structure (f ig.3). All specimens were extracted in the longitudinal orientation,and tested in slow, pure (point) bending on a Mend 250 KN servo-hydraulic testingmachine.

TABLE I

Composition in Wt.$

С Kn

0,24 1,42

Yield Stress(TY ШпГ 2

550

P

0,01

u.

s

0,017

T.S.

U T S ™ - 1 ' 2

720

Si Ni Mo

0,22 0,77 0,48

Boom Temperetnre Tensile Properties

Fracture Straine f

0,92

Work HardeningExponent n

0,1

- 14? -

iu

M

200

150-

100

aS 50

fracturetoughness.

NIL-DUCTILITYtemperature

i i i

äu

-150 -100 " | °temperature C

. L 000

750

500

250 «

50

FIGURE 1THE VARIATION OF KIC AND <ry WITH TBIPERATURE( a f t e r reference 2)

90"X 7

90°

(*— 2W M«— 2W — » |

r ' y a v

2• 41 ^ » |

1

= 36

Bi .

attaehment TO

FIGURE 2

SPECIMEN DESIGN

- 148 -

i'IGUHK 3

A533B LONGITUDINAL

ORIENTATION (Ä25O)

Ettachxent to machine

thermal insulation

LID

LIQUID N2

Clip ceuse

thera.ocouple

thermal insulĽtion

FI3UH3 4

LOÍ TEMPEHATUHE RIG

- 149 -

The low temperature rig shown in figure 4 was used to determine criti-

cal COD values. A mixture of liquid nitrogen and Industrial Methylated Spirit

(US) waa used to obtain ths low temperatures. A copper/constantan therooeouple,

attached to the specimen, wee used tr measure temperature. Temperature control

was accurate to within + 2°C. COD measurements were mode using a double cantile-

ver beam clip gauge, attached to knife edges fixed to the top of the specimen.

The knife edge displacement, Vg, waa converted to a crack opening displacement

et the tip of the original stresn concentrator, using the expression

a =

where z is the height of the knife edges, n is the rotationel constant and a and

7/ have their usual meaninss. The rotationel constant, n, is related to the posi-

tion of the centre of the plastic hinge, about which the specimen deforms. The

value of n used in these experiments WES determined using a double clip sause

technique [3] and an average value of 2.7 waa obtained.

Above about -4C°C the uaiiu äp^cijnena »:ere fully ductile and no clear

instability was found in the load/displacement trace (fig.5). The COD et stable

iaxiLum losd, í c a x , was chosen as the cr i t ical value of COD. At room tec.pera-

ture this corresponds to a fibrous thumbnail approximately 0,5 mm deep in the

centre of the specimen. The COD corresponding to the initiation of fibrous frac-

ture, cT., was found by extrapolation to zero crack length of aeasure^ents of

the fibrous thumbnail depth on a series of apacis.ers loaded to CODs belo-.v <fIOX

[4]. The area of fibrous -ro-.rth was readily distinguished by fracturing the

unloaded specicens in liquid nitrogen, when a transition to the cleeve^e frac-

ture mode occurred.

Cleavage Initiation

Ductile crook extension

followed by cleavage

ductile failure

CODFIGUHE 5

TYPICAL LOAD/DISPLACSMSHT TRACES

- 150 -

RESULTS

The c r i t i c a l COD values determined on the email bend specimens ere

shown in figure S.

0,2

O.lr

§

/ g Maximum load/ a Initiation

' • Maximum load

eatissted frcm V/essel/sdate using

-160 -100 -40 20

Temperature C »-

FIGUHE 6THE VARIATION OF ď e r i t WITH TESiPEHATUHB

A sharp increase in ď c r i t i« observed above a temperature of approximate!*-100° and th is was founfto be associated with the in i t ia t ion of small asounteof fibrous fracture, prior to a cleavage Instabi l i ty. An upper limit to theď „ values was obtained abore -50°C, where the fracture was found to bef S 5 ducti le. Values of rfcrit estimated from the valid fracture toughnessresults of figure 1 are shown for comparison. The relation used to convertK, a stress intensity, to ď, i s one produced by a recent f i n i t e element ana-lysis [ 5 ] .

At low temperature the estimated * c r i t values are seen to be leas than thosemeasured in the small bend specimens end the eherp increase in the estimated

- 153. -

í .. values occurs at a higher temperature, approximately 0°C. The room

temperature ^ ^ value, estimated from the valid toughness results (0,15mm)

compares well with COD for the. initiation of fibrous fracture ď.,measured

at the same temperature in the small bend specimens (0,175 mm).

DISCUSSION

It is well established that cleavage fracture occurs when the local

tensile stress ( O f ) reaches a critical value, O"f, the microscopic fracturestress. It has been shown that if the cleavage process ia slip induced, 6^remains temperature and strain rate invariant [6]. It is often found that crack

nuclei originate in brittle grain boundary carbides as e result of slip band

impingement and the critical event is then considered to be the growth of these

nuclei into the surrounding matrix. The value of 8" can be equated to the cri-

tical tensile stress required to cause this unstable propesation. This stress

level must be achieved over a microstructurallj significant distance ahead of

the crack tip [7] (of the order of a few grain diameters) and hence the stress

distribution in this region is important. *

Finite element analyses are available describing the stress variation

ahead of plane strain crack tips, subject to small scale yielding conditions,

in both non-hardening and hardening materials. The maximum stress intensifica-

tion ahead of a sharp crack tip in a non-hardening material, occurs close to

the crack tip, where ®" reaches a value of three times the yield stress. In

hardening materials, higher stress intensifications near the crack tip are po-

ssible and et low temeprature, where the yield stress is high, the frecture

stress is easily achieved. If the crack tip blunts, these stress distributions

are modified. The xoximum tensile stress is less than that for a sharp crack

and now occurs ahead of the blunted crack tip [8]. If the plastic zone is smell

with respect to specimen dimensions, so that the triaxial constraint ahead of

the crack tip is not relaxed, fracture will occur at snell crack opening displa-

cements, at low temperatures, as observed in the case of the vslid critical

CODs in figure 6. When the plastic zone is large enough to relax the stresses in

the plastic zone, by yielding at free surfaces, the fracture stresB can only be

achieved by work hardening, involving extensive plastic deformation ahead of

the crack tip and consequent plastic zone development. The critical COS values,

measured on acall specimens, are thus expected, and observed (figure 6) to be

larger than those measured in valid specimens, at the same temperature.

As the temperature increases and the xield stress decreases (figure 1),

it becomes more difficult to achieve the fracture stress, even allowing for

work hardening. Eventually a temperature is reached at which it is impossible

to attain the critical stress level and the fracture mechanism becomes strain

controlled. A fibrous thumbnail initiates below the blunted crack tip and

grows in the centre of the specimen until the constraint in the plastic zone

is sufficient to raise the local stress to the fracture stress, resulting in

a cleavage instability. Obviously, as the temperature increases, the amount

of fibrous growth needed to elevate the local stress to the frecture stress

- 152 -

(which may incidentally be higher then that at low temperature, due to work

hardening) increases, resulting in higher critical COD values.

In small specimens, where trlexial streseea are relaxed more easily,

the transition from a tress controlled fracture initiation mechanism, to one

which is strain controlled, occurs at B lower temperature then that found in

larg* specimens, where the triaxial constraint ie proserved. In addition, the

increase in critical COD values (and stretch-zone widths) observed in the

transition region In the large specimens, is probably due to the need for

stress elevation by work hardening, involving large plastic zones. On I;1 to-

wards the top of the transition range, will there be a contribution due to

a strain controlled fracture inechanisi, i.e. to the initiation of B stall amount

of fibrous thumbnail[2]. In the small bend specimens, where extenaive plastic

deformation is required for stress elevation, even at low temperatures, the

increase in eritical COD values in the transition region con be considered

to be almost entirely due to the initiation of fibrous fracture.

The constent critical COD value associated with fully ductile frac-

ture, 6 m a x

i found in small specimens above -50 C is associated with some

ductile crack growth. The value of S a ; a x

ie found to be dependent upon the

speelinen geometry, whereas the COD for the initiation of fibrous fracture, i^,

is a material constant [43. If the conditions required to initiate fracture

at the tip of the stress concentrator in both large and small specimens are

the seme and the fracture nodes sre fibrous, then the critical COD in the

V8lid specimen, should be equal to the value of <T measured in the scall

bend specimen, providing the estimated critical COD corresponds to an infini-

tesimal aaount of ductile crack growth prior to a cleavage instability•. The

critical COD estimated from the large specimens is 0,15 im, and co^piren v;ell

with the observed value of <S.t 0,175 na (figure 5).' It thus appears to be

possible to esticate a fracture toughness v -lue, representing the initiation

of fibrous frccture in a large structure, from a critical COD value, ď^,

neasured on small specimens.

CONCLUSIONS

1. The ductile/brittle transition temperature, determined by critical COD

measurements, is influenced by the relaxation of triaxicl stresses in s:;i2ll

specimens.

2. It is possible to relate critics1. COD values for the initiation of fibrous

fracture, u.easured in s...all specixens, to the fracture toughness represen-

ting this behaviour in a large structure.

ACKNOWLEGE.ÍENTS

The authors wish to than!: the CBGB Berkeley Nuclear Laboratories

for the provision of the A533B steel, Mr.S.D.Charter for the design of the

low temperature rig and for experimental assistance, Professor H.V.'.K.Koneycorrbe

- 153 -

for the provision of research facilities and the British Steel Corporation

for the financial support of one of the autnors (G.G.).

LITERATURE

[l] Methoda for Plane Strain Fracture Toughness (KIC) Testing. British

Standards Institution. Draft for Development 3.

1971

£2] B.T.WESSEL; Practical Fracture Mechanics for Structural Steel,

Paper H UKABA/Chapaian Hall.1970

[3] C.C.WEHRMAN and T.^ULLEH: Engineering Fracture Mechanics Vol.4, p.25,

1972

[4] R.F.SMITH and J.ŕ.KHOTT: Practical Application of Fracture ,.'echanics

to Pressure Vessel Technology, I.Mech.E.Conference,

London 1971

[5] J.R.HICE: Third International Congress on Fracture, Vol.11,

paper 1-441, Jlunich 1973

[6] J.F.KNOTT: j . I r o n and Steel Inst i tute, 2O4, p.104, 1966

[7] R.O.RITCHIE, J.F.KHOTT and J.R.RICE: J.!,:eeh.Phys.Solids, Vol.21, p.395,

1973

[0] J.R.RICE and .1!.A.JOHNSON: Inelastic Behaviour of Solids (ed.Kanninen et

al McGraw Hill, p.641, 1970

- 154 -

ВЛИЯНИЕ ПОВЫШЕННОГО СОДЕРЖАНИЯ Мп И S i НА ФАЗОВОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ

И КОНТАКТНУЮ ПРОЧНОСТЬ СТАЛИ С СОДЕРЖАНИЕМ 1 % С И 1,5 * Сг

З Б . ГЛОВАЦКИ

ИГ. ВЕРШИЛЛОВСКИ

Настоящая работа является частью исследований связей между структурой

и свойствами хромистых сталей.

Среди исследуемых сталей была также сталь для подшипников качения

с содержанием 1 % С и 1 , 5 % Сг . Эта с т а л ь , применяемая для малых и сред-

них подшипников качения, обозначена ШХ15. Для подшипников с большим сечением

применяется, чаще в с е г о , сталь с содержанием 1 % С , 1,5 % Сг , около 1 %

Мп и около 0,6 % S i , отличающуюся большей вакаливаемостью и обозначенную

ШХ15СГ.

Несмотря на т о , что исследованиями этого типа подшипниковых сталей

с повышенным содержанием Мп и S i занимались, в частности, ЛЮТЫ [ 1 ] ,

ГАНКЕ и ГРЮНЭР [ 2 ] , РАУЗИН [ з ] , ШЕЙН [ 4 ] не обнаружено никакой кор-

реляции между структурой и эксплуатационными свойствами этих с т а л е й , так как

исследования к а с а л и с ь , в основном, технологических вопросов (работы ЛЮТЫ ,

РАУЗИНА, ГУЛЯЕВА и ШЕЙНА) механических свойств (работы ГАНКЕ и ГРЮНЭРА),

а также влияния неметаллических включений.

И т а к , казалось целесообразным исследование влияния повышенного с о -

держания Мп и S i на :

1 . химический с о с т а в цементита и основы стали в состоянии мягкого отжига

и во время аустенизации,

2 . содермание остаточного аустенита в зависимости от параметров закалки

и отпуска,

3 . вид. количество, химический состав и морфологию карбидов, выделяющихся

' во время отпуска,

4 . контактную прочность в зависимости от структуры.

Реаультаты этих исследований должны довести к определению свяаей

между структурой и усталостным сопротивлением качения (решающим прочность под-

шипников) и укааать оптимальные условия термообработки.

Для исследований использована сталь ШХ15СГ, после отжига на феррит,

шариковидный цемент с большой дисперсией как для такой структуры.

Жесткость этой стали составляла около 205 кГ/мм . Химический состав

исследуемой стали и характеристические температуры указаны в таблице 1.

- 155 -

ТАБЛИЦА 1

Химический состав исследуемой стали ШХ15СГ и ее характеристические температуры

* с

1,05

* Сг

1,40

Превращение

С1,3-Н

С1,3-К

АГ1,3-Н

А

Асш

Ас

С1,3-К

Ас

т

% Мп

1,13

% Si

0,56

Температура

превращения

770 - 780

795 - 800

730°

715

880

760

790

880 - 909

* Р

0,021

Скорость

нагрева

2°Ц/мин

_ и _

5 - " -

2 - " -

3 - " -

3 - " -

3 - " -

* S

0,015

* Ni

0,07

Метод

обозначения

дилатометрический

_ п _

— И _

_ п _

терыодиферен-

циальный

— п _

_ » _

Содержание Сг , Мп и S i в шариковидном цементите, электролити-

чески изолированном, и в ферритной основе указаны в таблице 2 . Итак, подтвер-

ждается присутствие Мп в цементите стали ШХ15СГ, содеркание Сг в этом цемен-

тите близко указанному СЭТО [ 5 ] , а ниже указанного ГЛОВАЦКИМ и БАРБАЦКИМ [ б ]

для стали ШХ15. содержание S i практически равно нулю. На основании исследо-

ваний температур Кюри карбидов следует предполагать, что шариковидный цемент

исследуемой стали является смесью зерен с разными содержаниями Сг , составля-

ющими 4 и 10 % , рис. 1.

Также РИМАЯ и ЛЯБОНЭК [ 7 ] , исследуя содержания Сг в крупных зернах

шариковидного цементита подшипниковой стали при помощи влектронного микроаонда,

подтвердили разные содержания Сг , составляющие 6,5 и 9,2 % .

Разные содержания Сг в плитках звтектоидного и вторичного цементи-тов стали ШХ15 подтвердили ГЛОВАЦКИ и ВАРБАДКИ [ в ] . Итак, кажется бо-лее вероятным наличие зерен цементита с разным содержанием Сг , чем зерен с зо-нальной сегрегацией Сг .

- 156 -

270

260

<u 250вs| 270

I 26°250

270

260

250

100 200 300

Температура отпуска

Рис. 1

Териоыагиитограшш стали ШХ15СГ, прокаленной смягчивающе

Изменения содержания Сг в цементите во время аустенитиэации стали

ШХ15 и ШХ15СГ отличается друг от друга. Это представлено на рис. 2 и 3 .

Равницы могут всвникнуть ив-аа рваных содержаний Сг в зернах шариковидного

цементита стали ШХ15 и ШХ15СГ. Так как содержание Сг в цементите стали

ШХ15, аустенитиаируемой при температурах ниже А с ш , неэначительно растет

с увеличением времени аустенитиаации, а в цементите стали ШХ15СГ четко воз-

растает - следует полагать, что в обеих сталях первые будут растворяться зерна

цементита с меньшим содержанием Сг , а растворение верен с большим содержанием

Сг б$дет затруднительное.

Содержание Сг в цементите обеих аустенитиаированных сталей в темпе-

ратурах выше А с ш в принципе уменьшается с уменьшением содержания цементита.

Итак, ликвидировался "барьер", затрудняющий растворение выше хромового цементита.

С целью лучшего объяснения этого интересного явления, на основании иа-

нерений содержания цементита в функции температуры и времени аустенитизации, рас-

считана анергия активации растворения цементита в аустените обеих сталей. Полу-

ченные ревультаты и использования формула представлены в таблице [ 3 ] .

- 157 -

1110

о 9

я 8

и 7° 6«A 5

4

3

2

1

• - TA= 820° i 850°

- TA= 950°

10 30 60 90

Время аустенитивации

T (min)

Рис. 2

Намерения содержания Cr в цементите во время аустенитиаации стали ШХ15

о

оа

1о

161514

13121110

987654321

ШХ15СГ

ШХ15

100 200 300 400 500 600 700

Р и с . 3

Изыерения содержания Сг в цементите во время аустенитиаации стали ШХ15СГ

- 158 -

ТАБЛИЦА 2

Содержание Сг , Ми и Si в выиаолированном шариковидном цементитеи ферритической основе стали ЗХ15СГ

Карбид

%Сг

7,5

* Мп

4,05

% Si

0,2

Основе

0,40

% Мп

0,62

* Si

0,52

ТАБЛИЦА 3

Энергия активации растворения цементита в аустените стали ШХ15 и ШХ15СГ

Температура

820 -

930 -

300 -

900 -

eso

950

850

SSO

\ " R

80,97

29,3

29,3

d ( In log*©

d ( l/T )

ШХ15

кКал/мол

- " -

-

ШХ15СГ

-

-

73,44 кКал/мол

29,18

Для аустенитиавции в температурах ниже А для обеих сталей полу-

чены энергии активации, составляющие около 80 кКал/ыол, а для оустенитизации

в температурах выше А около 30 кКал/мол, соответственно равные энергии

активации диффузии Сг в аустените и энергии активации диффузии в температурах

ниже

мента Сг , диффундируемого в аустените медленне всех.

А растворение цементита в обеих сталях ограничирается диффузией эле-

Во время аустенитиаации в температурах выше Ас диффузия Сг

в аустените проходит быстрее и прекращает решать растворение цекентитв.

Изменения содержания Мп в цементите в зависимости от температуры

и времени ауст°нитизации указаны на рис. 4. Изменения содержания остаточного

аустенита в закаленной стали 1ИХ15СГ в зависимости от температуры и времени

аустенитивации указаны на рис. 5. Эти содержания большие чем в стали 1ИХ15, о

чем решает добавка Мп •

Сталь ШХ15СГ имеет самую высокую жесткость после закалки из 035 С,

следовательно в температуре ниже около 20 С, чем в стали ШХ15. Структура этой

стали указана на рис. 6.

- 159 -

ä

10 30 60

Время аустенитивации

Sú Т (min)

Рис. 4

Изменения содержания Мп в цементите в аависииости от температуры и вреыениаустенитиэации

60

о - Т д = 8С0°в - ТА = 825°

• - Тд• - Тдв - Т д

90

= 850°= 900°= 950°

(min)

Время аустенитивации " ~ ^ ^ ~ " ^ ^

Рис. 5

Изменения содержания остаточного аустенита в закаленной стали ШХ15СГ

- 160 -

Рис. 6

Структуре стали ШХ15СГ вакаленной из 835°С

Рис. 7

Структура стала ШХ15СГ закаленной иа 1050°С

В структуре имеется около 7 % шарикоЕидного цементита, около 25 %равномерно рааложвнного остаточного аустените и около 68 % мартенсита. Этаструктура почти идентична со структурой стали ШХ15 с оптимальной жесткостью.Химический состав основы неоднороден (как следует полагать на основании иссле-

- 161 -

Рис. 8

Структура стали ШХ15СГ аакаленной из 105О°С и отпущенной при 18О°С.

Экстракционная реплика.

Рис. 9

Структура стали ШХ15СГ ваквленной ив 105О°с с отпущенной при 2ОО°С.

Экстракционная реплика.

- 162 -

дований химического состава цементита и основы, а таете на основании исследо-ваний энергии активации). Содержит он в среднием 0,55 % С , 0,56 % Si ,около 0,9 % Сг и около 1 % lin .

Исследования ВЛИЯНИЯ повышенного содержания lin i Si на измененияструктуры во время отпуска закаленной стали проводились, в основном, на стали,вакаленной ив 1050°С, рис. 7 - потому что в структуре этой стали нет уже це-

. ментита, а иглы мартенсита и поля остаточного аустенита большие и четкие. Из-мерения в такой структуре легко расследовать и описать.

С целью определения свяви между структурой и усталостным сопротивле-нием качения проводились также исследования намерений структуры во время от-пуска стали ШХ15СГ, закаленной иа оптимальной температуры 835°С.

На основании дилатометрических и термодифференциальных исследованийсталей, закаленных ив 1С50 С, подтверждено, что падение тетрагональности мар-тенсита и выделения карбида £ появляются при чуть ниаких температурах отпус-ка, чем в стали ШХ15. На основании исследований ЛЕСКЕ [э] , БЕРНШТАЙНА исотрудников [10J , а также КИНГА и ГЛЕВЭРА [ l i j можно полагать, что этовызвано наличием Мп в стали ШХ15СГ. Выделения карбида £ в обеих сталях( ШХ15 и ШХ15СГ ) когерентные вплоть до температур 140 - 160°С и не можноих выэкстрагировать при помощи экстракционных реплик.

Рис. 10

Структура стали ШХ15СГ закаленной изЭкстракционная реплика.

и отпущенной при 300°С.

- 163 -

Так как в обеих сталях имеется, в основном, двойникованный мартенсит -выделение карбида С. происходит в двойниках мартенсита, рис. 8 , 9 .

Первые выделения цементита появляются в стали ШХ15СГ при температу-рах отпуска 280 до 300°С, следовательно выше на около 40°С, чеы в сталиШХ15, что выавано наличием Si , как это следует иа исследований РАЙСДОРФД [12],ЛЕСЛЕ и ШПАЙХА |>3] .

Вместе с появлением цементита выделения теряют свою характеристическую"двойниковую" морфологию (рис. 10). При температурах отпуска 350°С и высшихвыделяется только цементит.

Начало сфероидивацми цементита наблюдалось после отпуска при темпера-туре 500°С, рис. 11 - следовательно на около 50°С выше, чем в стали типа ШХ15,исследуемой ВИЛЬСОНОМ и ОВЭНЭМ [14] .

Перекристаллированная основа наблюдалась в образцах, отпускаемых притемпературе 700°С - следовательно, высшей, чем в стали ШХ15.

Карбид £ , выделенный во время низкого отпуска стали ШХ15СГ, и цемен-тит имеют химический состав приближенный к составу основы, рис. 1 Г . С увеличениемтемпературы отпуска выше 500 С содержание Сг и Мп четко увеличивается. Этиизменения похожи на изменения содержания Сг в цементите стали ШХ15. Кремнийнаходится, в основном, в карбиде £ , причем максимальное его содержание обнару-жено в карбиде £ иа образца, отпускаемого при 220°С.

Рис. 11

Структура стали ШХ15СГ вакаленной иа 1050°С и отпущенной при 500°С.Экстракционная реплика.

- 164 -

о

% Сг

100 800 300 400 500 600 700 С

Рис. 12

Теипература отпуска

Изменения содержания Сг , Мп и Si в карбидах, выделенных во времяотпуска стали ШХ15СГ, закаленной иа 1050°С

0 , 5

£0,4

I 0,3

о,е

0,1

100 200 300 400 500 600 700

Температура отпуска — — —

Рис. 13

Изменение отношения Si/Cr + län в карбидах в зависимости от температурыотпуска

- 165 -

50

.40

30

го

10

100 200 300 400 500 600 700

Температура отпуска

Рис. 14

Изменения содержания остаточного аустенита во время отпуска сталии ШХ15СГ, закаленных ив 1050°С

ШХ15

Четко вти видно на рис. 13, где представлены ивменения S l / C r + Ыпв карбидьх в вависимости от температуры отпуска. Эти изменения похожи на ука-занные ГОРДИНЕ и НОДЦОМ [ 1 5 ] , которые вслед за РАЙСДОРФОМ подтвердилиналичие S i в карбиде £ .

Благодаря добавке Ни и S i остаточный аустенит стали ШХ15СГ б о -лее прочен, чем в стали ШХ15 и во время отпуска превращается труднее, рис. 1 4 .В стали ШХ15СГ, отпускаемой при температуре 400 и 500°С, имеется больше о с -таточного аустенита, чем при температуре 320°С.

БАЛЛЮФФИ, М. КОЭН и АВЭРВАН [ 1 6 3 , исследуя изотермические превраще-ния остаточного аустеиита во время отпуска, обнаружили в стали с содержаниемоколо 1 % С и около 4 % Сг наличие похожей области с большой прочностью о с -таточного аустенита при температурах отпуска от 330 до 470°С.

Так как на диаграмме иаотермического распадения аустенита стали ШХ15СГ,вакаленной ив 84О°С, первичный аустенит имеет большув устойчивость в пределетемператур 450 i - b[Vi0C, повышение температуры закалки до 1050°С максимальнонасытит аустенит4-* "Углеродом к легирующими элементами, и как следует полагатьувеличить предел температур наибольшей устойчивостя лустенита, а появление оста-точного ауетеяита с большой устойчивостью при температурах 400 - 500°С будетобосновано«

Наличка S 1 в стали ШХ15СГ решает о тон, что падение жесткости, вы-аванное отпуском вакаленной стали, до температуры 300°С меньше, чем в сталиШХ15, рнс. 1 5 .

- 166 -

лf.üо

а

70

60

50

40

30

го

10

100 200 300 400 500 600 700 800

Теипература отпуска

РИС. 15

Изменения жесткости во вреия отпуска сталей ШХ15 и ШХ15СГ, закаленных

ив 1050°С

- Т.800°825°

- Тд = 850"

- ТА = 950

Т (min)

Вреия

РИС. 16

Иаыенения содержания карбидов, выделенных во вреия отпуска сталей ЖХ15

и ШХ15СГ, закаленных ив 1050°С

- 1Ь7 -

Рис. 17

Структура стали ЗХ15СГ, Еакаленной иа 335°С и отпущенной при 160"'С

РИС. 18

Структура стели ШХ15СГ, аакаленной иа В35°С и отпущенной при 250°С

- 168 -

140 160 180 200 220

Температура отпуска

250

Рис. 19

Изменения содержания карбидов , выделенных во время отпуска, сталей

ШХ15 и ШХ15СГ, вакаленннх иа 860 и 835°С

якоэ

аоX

Рис. 20

2726252423

22212019181716151413121110

9876

ШХЛ.5

ШХ15СГ

140 160 180 2 0 0 220 "С

Температура отпуска

Влияние температуры отпуска на усталостное сопротивление качения закаленных

сталей ШХ15 и ШХ15СГ

- 169 -

Увеличение содержания карбидов, выделяемых во время отпуска, также

в стали ШХ15СГ меньше, чей в стали ШХ15, рис. 16. Эти результаты хорошо

соответствуют изменениям жесткости и они вызваны наличием S i , как это видно

иа исследований ЛЕСЛЕ и РАЙСДОРФА.

Анализ изменений структуры стали ЖХ15 и ШХ15СГ, закаленных из

оптимальных температур, составляющих соответственно В60°С, подтверждает рас-

смотрение уже разницы, касающиеся жесткости, устойчивости остаточного аустени-

та и предела температур отпуска, в котором выделяется карбид с . В обеих ста-

лях выделения карбида I сначала появляются в дислокационном мартенсите,

рис. 17, а лишь с увеличением температуры отпуска видны выделении в двойни-

кованном мартенсите, рис. 1В.

Изменения содержания, выделяемого во время отпуска карбида * в ста-

ли ШХ15СГ и ШХ15, авкаленных ка температуры оптимальной жесткости, будут

другие, чем для сталей, закаленных иа 1050°С, рис. 19.

Исследования влияния температуры отпуска на контактную прочность об-

разцов, изготовленных из стали ШХ15СГ, закаленных из 835°С показали, что

максимальную контактную прочность имеют образцы, отпускаемые при 200°С, следо-

вательно на около 40°С выше, чем для стали ШХ15, рис. 20 .

Структура обрааца, закаленного и отпущенного при 200°С до исследо-

ваний на контактную прочность, представлена на рис. 21 ,

Рис. 21

Структура стали ШХ15СГ, закаленной ив 835 и отпущенной при 200°С

- 170 -

Структуры образцов, наготовленных из стали ШХ15 и ШХ15СГ с макси-

мальной контактной прочностью похожи друг на друга. В обеих сталях содержание

шариковидного цементита почти одинаковое и составляет около 7 % . Цементит так

же как остаточной аустенит разложен равномерно. Содержания остаточного аустени-

та в обеих сталях почти одинаковы и составляют около 15 % . Выделения карбида

£ равложены равномерно в дислокационной мартенсите, в этих образцах не наблю-

дались выделения из двойникованного мартенсита. Разницы в средней жесткости

стали невелики и не превышают 1° Рокввдля. Большие разницы обнаружено в содер-

жании карбида £ , которого в стали ШХ15СГ имеется около 2 % , а в стали ШХ1Ь

около 1 % .

ЛИТЕРАТУРА

[1] W. Lim. "Stale lozyekowe" WNT 1969

f2] E. HANKE, R. GRONER. Techn. Mitteilungen 1964 CD

[3] И,П. РАУЗИН. "Термическая обработка хромистой стали" Машгиз 1956

[4] "Подшипники качения" Машгив 1961

[ь] К. SETO. Teatu - То - Hagare 1967, а. 1001

[6] 2. GiOWACKI, A. BARBACKI. Zeezyty Naukowe Polit. Pozn.

Nr 6 (33) Mechanika 1965

[7] R. SÍMAN, F. LABONEK. Hutnické Listy 1967 (4), 8. 250 - 256

[8] Z. GÍ.OWACKI, A. BARBACKI. Journal of the Iron and Steel Institute, 1972

[9] W.C. LESLIE. Acta Metallurgica 1961 vol. 9, a. 1004 - 1022

[10] М.Л. БЕРНШТЕЙН, M.A. ШТЕРМЕЛЬ с сотр. Физика Металлов и Металловедение,

1969 В. 28, с. 227 - 829

[ll] W.W. KING, S.G. GLOVER. Journal of the Iron and Steel Institute,

1960, vol. 96, s. 218 - 288

[iz] L.G. REISDORF. Trans, of Met. Soc. cf AIMS, vol. 227, 1963

[13] G.R. SPEICH, W.C. LESLIE. Metalurgical Trans, vol. 3, 1972

[14] F.G. WILSON, W.S. OWEN. Journal of the Iron and Steel Institute,

1965, e. 590 - 596

- 171 -

[l5] I. GORDINE, I. GODD. Journal of the Iron and Steel Institut,

1969, April s. 461 - 466

[l6] R.W. BAUJFFI, И. COHEN, B.L. AVERBACH. Trane, of ASH, vol. 41, 1У51

- 172 -

SOUČASNÉ MOŽNOSTI STANOVENÍ POČTU CXKLU DO LOMU ČÁSTÍ S SfiCTEKÍMI VALAMI IU•71TTT3T Kl TTTERIÁLU

J . KUČERA

P. HOHKÍ

VÍZKUMNÍ ÚSTAV HUTNICTVÍ ŽELEZA

DOBKÁ, ČSSR

ÚVOD

Vady mater iá lu jsou závažným, faktorem, ovlivňujícím ekonomickou a bezpečnostní

s t r á n k u s t ro j í renský^. , a stavebních k o n s t r u k c i . 'J> rozvojem n e d e s t r u k t i v n í defekto-

skopie vzrůstů počet sporných výrobků, v nichž byly nalezeny vady a j e j i c h použi t í

j e vázáno na úvahy o možnosti růstu defektů do lomu. Otázka vad mater iá lu je pi i tom

velmi š i r o k á , zahrnuje defekty ne j různě j š ích v e l i k o s t í od někol ika mikronů dc s t o -

vek mil imetrů, různého tvaru a or ientace vzhledem k silovému toku. K této v a r i a b i l i -

t ě dé'.e př i sp ívá rozmanitos t zatěžování od s t a t i c k é h o po dynamické s rozmanitým

spektrem. Uvážlme-li d á l e značný vl iv technologie výroby, k t e r á se projeví vlastním

pnutím I druhu a v l i v provozních t e p l o t výrobků a kon3trukcí, dospíváme k závěru,

že komplexní ř e š e n í otázky vlivu vad na ž i v o t n o s t je př i současném stavu zna los t í

nemožné. Nezbývá tedy n e ž l i uvaíovat úzkou o b l a s t proměnných vc-ličin a l e s i t otázku

p ř í p u s t n o s t i vad pro konkrétní podmínky.

Jednou takovou úzkou o b l a s t i je pi í p u s t n o s t vad ve výrobcích z oce l í o vysoké

p e v n o s t i , namáhaných za nízkych t e p l o t . K ; e ^ e n í vlivu defektů ve výrobcích namá-

haných s t a t i c k ý za t ř c h t c pcdmíne» byla vyvinuta vždní d i s c i p l i n a , tak zvaná mecha-

nika lomu. Byla zavedena nová materiálová konstanta - ledová houževnatost K I c= S^Sjr

v n í ž se únavové t r h l i n ě délce 1 p i i ř a z u j e k r i t i c k é nap*ví G*. . . , k teré působí

nominálně v okolí t r h l i n y v okamžiku počátku j e j í h o nes tab i ln ího š í ř e n í . P i i posu-

zování p ř í p u s t n o s t i vad se vada daných rozměrů nahradí t r h l i n o u , uváží se provozní

nominální napět í v okol í vady a výsledná hodnota č i n i t e l e i n t e n z i t y nepŕ t í K = j

se porovná s materiále vou konstantou K» . Pro K <f-TC J e vada p ř í p u s t n á , ' v opsčném

případě n i k o l i v . Záměna vady mater iá lu únavovou t rh l inou ve výše naznačené úvaze

p ř i tom posouvá výsledek na s t ranu v ě t ě í bezpečnost i .

FomSrná jednoduchost tohoto postupu j e ovšem omezena pouze na výrobky, j e j i c h ž

m a t e r i á l a provozní podmínky umožňuji křehké chovuní. \fznikne-li na čele t rh l .ny

velká p las t icky přetvořená o b l a s t , p ies tová p l a t i t p i i s t u p lomové houževnatost i .

Teor ie uvažuj ící p l a s t i c i t u materiálu - COD případně J i n t e g r á l , j sou v současné

době ve s t a d i u vývoje a j e j i c h apl ikace v prax i není běžné.

V tomto příspěvku se budeme zabývat možnostmi stanovení počtu cyklů do lomu

č á s t í s vadami, u nichž známe rozměry pi ípadně ve l ikost č i n i t e l e tvaru p(» f

- 173 -

Pro daný material předpokládáme znalost modulu pružnosti v tahu, meze kluzu,

cyklického diagramu ff"-£ , křivky řivotnoati Coff in-llansciMvy a konstant rovnic

pro áiření únavových trhlin. Pule předpokládáme, že součást je provozovaná při

atmosférických teplotách.

POSUZOVÁNÍ PfilPUSTNCSTI LEÍ'LKSCKB V ÚNAVĚ POĽU. PÍ$EĽPIs8 ASME

Jednotlivé fiasti strojních nebo stavebních konstrukci se vyznačuji rozdílnou

důležitostí pro funkci zařízení. U těch částí, jejichž porucha by znamenala ohro-

žení lidských životů a značné finanční škody, budeme zpravidla trvat na maximální

(.rovozni spolehlivosti. Takovu situace nastavu napi. u tlakových nudob jaderných

reaktorů. Lze proto doporučit užití křivky životnosti, uvuděné v AíiMí. Code [12]

(CBH. Č. 1) a experimentálně ověřené na tlakových nádobách, liylu zjištěno, ř.e

únavové trhliny byly indikovány na určité hladině napětí vždy při větším počtu

cyklů, nežli naznačuji kiivky na OBK. S. 1 pro p! ísluSrou pevnost materiálu.

dov

MPa

1 0 J— p t = 800 •• 900 MPa

" - - p t = 56° MPa

10" 10- 10*1

10* 10c

C3R. C. 1 Kiivky dovolených namáhání v únavě podle ASMĽ Code [12]

Chceme-li podle křivek životnosti z ASVE Code poouzovat přípustnost vady, musíme

znát. velikost koncentrace napétí vyvozené vadou. Špička napěti pak ausí pro daný

počet cyklů ležet pod pf-ialuěnou kiivkou na C13H. C. 1.

Je zřejmé, že podle tohoto postupu musíme znát. (na r.úkladě technologie \yroby,

případní destruktivních zkouáek analogických výrobků) dosti přesně poloměr kři-

vosti no čele vady. Jinak lze vždy nejít takovou velikost koncentrace napětí,

pro níž opička napití bude nad křivkou z CDH. Č. 1.

- 174 -

POSUZOVANÍ PSÍPUSTNOSTI DEFEKTB Z HLEDISKA LCMOVÉ MECHANIKY

Při úrovních napětí, vedoucích k lomu po velkém počtu cyklů (větším než 1C^),

lze životnost částí s vadami posuzovat na základě pojmů z lineární lomové mecha-

niky. Předělem v posuzování nízko fii vysokocyklového namáháni je velikost plastic-

ké zóny na čele trhliny. Podle kriteria ASTM [ó] pro jtatické namáhání lze

použít vztahů lomové mechaniky, pokud délka trhliny vyhovuje nerovnosti

RICE [3] ukázal, že velikost plastické zóny je při cyklickém namáhání čtyřikrát

menší a doporučil dosadit do vztahu (1) 2 (T., místo °V.i tedy

( 2 )

Výhodou postupu dle lLmové mechaniky je skutečnost, že odpadají potíže s od-

hadem činitele tvaru vady, nebol vada se vždy nahradí trhlinou stejné velikosti

a nejnepříznivější orientace vzhledem k silovému toku. Počet cyklů du iumu se

určí z rovnice [4]

d/

( AKn - K" ) (i)dN z

kde C, n jsou konstanty a AK je rozkmit s o u č i n i t e l e in tenz i ty napět í

AK =A<rYV5~ 14)

a Kz jeho prahová hodnota. Pro A K > 3äPaV^5~ lze většinou zanedbat vliv K2«

Rovnice (3) se v tom přípndě zjednoduěí

dNCZ»Kn

P o č e t c y k l ů š í i e n i t r h l i n y v y p o č í t á m e 0o d o s a z e n í z e ( 4 ) do (i>) i n t e g r a c í

*t .1 / ti

N- - N, = / ., (6)

?

Experimentálně bylo zjištěno, že pro většinu feriticko-perlitických konstrukčních

ocelí je rychlost šířeni únavových trhlin téměí stejná. Pro spodní okraj rozpty-

lového pole výsledků je C = 6,69.10"^ a n = j, když -gfj-je v mm a A K v MPaVm

[5] . Pro účely výpočtů je třeba dodržet jednotné rozměry a rychlcst Síření

trhliny brát v m/cyklus. Potom konstanta C = 6,89.10 .

Veličina Y ve vztahu (4) je tak zvané kalibrační funkce, závislá na geome-

trickém tvaru tělesa. Respektuje ovlivněni šířící se trhliny okraji tíleaa.

Funkce Y byly vypořiteny numerickými metodami teorie elasticity pro některé zá-

kladní případy dese'k s trhlinami (viz např. [5] ) • Je zřejmé, že naprostá větši-

na píípadů aplikací rovnice (_S) nebo (|j) v technické praxi je odlišná od těchto

jednoduchých těles. Je proto nutno nahradit skutečný tvar části v ckolí vady

příslušně namáhaným geometrickým útvarem, pro který kalibrační křivku známe.

Tento postup je principiálně shodný s náhradou skutečných tvarů těles tvary fiktiv-

ními pro účely statické pevnostní kontroly.

- 175 -

J a t o přiklad uveäme náhrady použité při řešeni živí. Lnosti Kruhc

3 vadami Q 6 1 - OBB. C. 2.

a)

CBK. Č. 2 Nahrtdni desky pro výpočet životnosti kruhových tyči [• ]

Tyíe byly nnmahuny míjivjm tuhém. Vada pod povrchem tyče je nnhr:r.:tt r h l i n o u , j e j í ž rovina je kolmá k silovému toku. Hešoní životnostianalogicky, juko by t r h l i n a bylo uprostřed ploché desky tloustky 2JJakmile se vyšetři poíet cyklů, potřebný ke vzrůstu malé poloosy aúloha pro polueliptickou t r h l i n u v t lus té desce o t louutce d (CBH.přiklad n'.ihfiniy skutečné vady ve svaru tlakové nádoby je nazn.'icen r

č . j \';.!ir Mní desku pro v ý . o ř e t ž i v o t n o s t i tlnkovĽ n.ulvihy [V]

i,j;evi e n i ti'SiLin,v nu vnějším povrchu nádoby j e z důvodů rctiiťT.i :Í;.:..I

ICŮ r c z e v i e m v u:;e t r h l i n y v airokO d e s c e . Vliv dvojosij n ' i p j n t o s t i 1/.'

:-.~ŕnou v e l i k c a ' i p l a s t i c k é zóny na č e l e t r h l i n y , jnk ji> O| :uino v [ t

V p t i p u d e c h zvýšeného namuheni není \yhověno M I I I J C \,.) ••. ; : i .;

t i e b a u v á ž i t v č t š i p l n a t i c k é deíorraace m a t e r i á l u . jLClnoď.ici.y | .oatu; ;..

v p r n c i [ 9 ] . Iiiísto e l a s t i c k é h o rozkmitu s o u č i n i t e l i - i t i t i ' i izity n i p ' .-, K

- 176 -

vztahů (3), (5) dosazuje výraz

*

kde A & H P * A£(je jsou nomin^lní rozkmity plastické a elastické deformace. Jak

patrno, při nízké úrovni namáhání je A£up "=Jc:AENe a výraz v hranaté závorce

je roven jedné. Pofiet cyklů šíření trhliny se vypočítá z rovnice (5) po dosazení

ze (7)

URfiENÍ POČTU CiKLU DO VZNIKU ÚNAVOVÉ TRHLINY

Předchozí postup výpočtu respektoval velikost vad, nikoliv váak jejich tvar.

Počet cyklů do vzniku únavové trhliny se zanedbával a výpočet získával na bezpeč-

nosti. V některých zvláštních případech však známe tvar vody (ze zkušenosti zís-

kané destruktivní kontrolou analogických výrobků) a můžeme vypočítat délku

nukleafiního stádia NQ. Použijeme při tom vztahů užívaných v teoriích nízkocyklo-

vé únavy.

1. Rovnice životnosti Coffin-Manaonova. Při zatěžování vzorků v tahu-tlaku nebo

míjivém tahu bylo zjištěno, že amplituda plastické deformace (polovina šířky

hystereaní smyčky) a počet cyklů do lomu velmi dobře vyhovují rovnici

Ep N° = £j (9)

kde £ je tak zvaný součinitel únavové tažnosti a m je konstantní exponent.

2. Rovnice cyklického diagramu <S" — £ , popisující závislost napěti na poměrném

prodloužení po ustálení mechanických vlastností materiálu. Jak známo, Tiší

se tato cyklická závislost od statické a v současné době se využívá k vý-

počtům životnosti. Rovnici cyklického diagramu lze aplikovat na chování ma-

teriálu v kořenech ostrých vrubů, nebot okolní elasticky namáhaná matrice je

zárukou konstantních mezí celkové deformace v místo koncentrace napětí.

Platí

je elastické a plastická složka celkové amplitudy deformace

a čř a ít jsou plastické složky souřadnic libovol-

fi - Ti '

ného bodu cyklického diagramu. Exponent n' je nutno určit měřením. Příklad

cyklického diagramu ja na OB". C. 4 pro Ľ = 2.1O5 MFa; <£ = 1164 MPaa n'=C,2.

- 177 -

O 0,15 1 1,26

* a ( * )

CBK. Č. 4 Cyklický diagram 5" - £. a Neuberovými hyperbolami

Z rovnice cyklického diagramu [10] můžeme určit, podíl plastické a elastické

deformace ve vztahu (7) jako funkci amplitudy nominálního napětí1/n

N*

:NP

;Ne

„-l/ta (l/n'-

Vyjde

( u )

N

3. Neuberova závislost mezi č in i te l i koncentrace napětí * " *

původně odvozená pro namáhaní statickým smykem ve tvaru

a deformace

(12)

kde et je teoretický č ini te l tvaru, určený za předpokladu dokonale pružného

chování materiálu. Z tohoto vztahu vynásobením nominálním napětím S*., a no-

minální deformací fi„ dostaneme

9 . £ (13)

kde ff a fi jsou napětí a deformace v koíeni vrubu. Grafickým zobrazením

rovnice [12] je v souřadnicích &-Í rovnoosa hyperbola (LBH. S. 4) .

Experimentálně bylo prokázáno, že Neuberova závislost [12] plat í s postačující

piesnostl i pro napětí normálna a zatěžování dynamickd.

Praktické použití vztahů (9), (1C) a (13) je jednoduché. Pro dané oc a ampli-

tudy nominálního napětí a deformace zakreslíme do cyklického diagramu Neuberovu

hyperbolu. Určíme složku plasticko deformace, př í s luše j íc í průsečíku hyperboly

s cyklickým diagramem. Tuto veličinu dosadíme za 6P do vztahu (9) e z něho

vypočítáme počet cyklů do vzniku trhl iny. Předpokládáme, že délka trhliny na konci

tohoto procesu bude 0,i - 1,0 mm, což je vzdulenost, du .%•.-.:<. zr.ruba sahé oblast

zasažená koncentrací deformace. Schematicky je ituace na konci nuklečního stadia

nakreslena na CHR. Č. 5. Lfilšl rozvoj únavové trhl iny se řeš í metodami uvedenými

v předchozí s t a t i , přičemž za počáteční délku trhl iny se bere 1" = t + 1 , jak je

- 178 -

na obrázku naznačeno.

max

N * N

t +

CDR. Č. íi Schema ke atnnovení počtu cyklů do vzniku únavové trhliny a);

pro šíření únavové trhliny b)

V( UJA lat UClNITĽLE 12-ZFi.ČHCt.TI

Jak již bylo uvedeno, jo běžnou praxí výpočtových oddělení konstrukčních

kanceláři nahrazovat 3kutečné tvary těles tvary zjednodušenými. Čím je toto zjed-

nodušení výraznější, tím je výpočet jednodušší a výsledek přibližnější. S volbou

výpočtového schématu tedy úzce souvisí příslušná velikost součinitele bezpečnr'. li.

Zaváděni výpočetní techniky a experimentální ověřováni výsledků výpočtů vede k

poklesu činitele bezpečnosti nž na hodnoty 1,2 u velmi dobře prošetřených

konstrukcí se zaručeným provozním režimem.

Tato úvaha ae týkala statických pevnostních výiqčtů, piipadně výpočtů íreic-

venční stability. V . osuzování přípustnosti vad materiálu se však nacházíme na

začátku v;voje problematiky, jejíž ieáení je mnohem složitější. Kromě běžného

stanovení napjatosti musíme totiž dále uvážit vliv vlastních pnutí I druhu a tvar

defektu, skrytého často pod povrchem tňlesa.

Technologická pnutí mají poměrně malý vliv na pevnost čáotí staticky namáhaných,

pokud jsou vyrobeny z měkkých konstrukčních ocelí* Proto je nebylo nuuio u sta-

tických výpočtů uvažovat. Jejich vliv je však podstatný, jde-li o vznik a roz-

vej únavových trhlin. Velikost a rozložení pnutí není časově stálé, ale mění se

s historií zatěžování, s teplotor, apod. Tato odezva materiálu na vnější pod-

mínky je intenzivněji studována až v posledních letech. Všechny tyto skutečnosti

je třeba zahrnout do součinitele bezpečnosti. V dostupné literatuře je dosud

v jimi málo údajů o praktické aplikaci teorii únavy. í nich značného rozšíření

doznal předpis ASliE £l2] . Křivky životnosti v něm uvedené (CBK. C. 1) byly

stanoveny na základě výpočtů, piičemž byl zvolen součinitel bezpečnosti bu3

2 vzhledem k napětí, nebo 2C vzhledem k počtu cyklů, podle toho, které hodnota

dávala bezpečnější výsledky. Tento postup se zdá být v současné době nejsi oleh-

livější. Vypočítame tedy životnost čusti s vadou a počet cyklů do lomu dělíme

činitelem 20. Déle určíme počet cyklů do lemu za předpokladu dvojnásobného nomi-

nálního napětí. Z obou výsledků vezmeme menší počet cyklů za přípustnou život-

nost sledované čósti.

- 179 -

PŘÍKLAD VtPOČTU ŽIVOTNOSTI ČÁSTI S VABCU

Uvažujeme životnost pásnice kolového transportéru podle CBR. Č. 6 s vměatkem

ve svaru. Pásnice je namáhána ohybovým momentem C,3 MNm míjivým způsobem. Materiál

svaru mápi teplotě 20°C mez kluzu S"^ = 345 MPa; modul pružnosti v tahu

E = 2.1O5 MPa; konstanty vztahu Coffin-liansonova m = 0,55; £'p = O,tí71; konstanty

cyklického diagramu n» = 0,2; «J = 1164 MPa.

a)

150

= 70

1^=16 Linie předpokládaného- " Síření trhliny

b)

OBR. 6. 6 Pásnice kolového transportére se svarem

Spodní hranice rozptylového pole činitele lomové houževnatosti při teplotě -5C C

K- = 140 MPa y~m". Předpokládáme využívání dopravníku do teplot -50°C.

Ř e š e n í

1. Nominální napětí ®"N-

Za předpokladu, že vměatek mé kruhový příčny průřez, bude jeho činitel tvaru

roven °í = 3. Sníženi cc vliven materiálu ink lůse neuvažujeme. Předpokládáme

dále, že v období nukleace působí v okolí vmSstku tahové napětí o velikostiAU 0,3 MN

m

AG\, 300 MPa\ 1 . 10

J nŕ

což je špička tahového napětí v krajním vlákně. S ohledem na přibliznost řeše-

ní je tato volba postačující. Počítáme šíření trhliny z vměstku v jeho radiál-

ním směru. Podle rovnice (13) bude součin ampliuud napětí a deformace v kořeni

vměstku

at.i'N = **-

N150'

= 1,013 MPa

- 180 -

Příslušný cyklický diagram o toutc liyperbolou je nakreslen na OBR. Č. 4.Amplituda plast ické deformace z tchoto obruzku je €f = 0,0015. Ze vztahu (9)bude počet cyklů do vzniku únavové t rhl iny

5 8 1 1 * 8 2 = 1,072 . 105

Tento počet cyklů je s ice větší nežli 10 , ovšak podle experimentálních pracířetných uutorů [10 ] p l a t í vztah (9) a v oboru vysokocyklové únavy.Po vzniku únavové t r h l i n y předpokládáme, že v pnsnici je t r h l i n a o délce

2 ^o= t + 2^ = 2,5 + 2.0,5 mm = 3,5 nm a i esíme je j í růst podle lomovémechaniky. Tvar púsnice pro Lento účel nahradíme '^skou o t louš tce h (CBH.2. 6 ) . Kriterium (2) můžeme upravit rozepsáním vztuhu pro č i n i t e l e intenzitynapřti A K f ltakže

0,713

Pcměvadž v tomto případě je &S = JCC t:Fa > 0,71J. = 246 V.Va, je t iebase přesvědčit o ve l ikos t i korekčního faktoru se v rovnici ( 7 ) . 2 (11) a (7)vypočteme pru <TN = j-A6"N = 150 l.Pa,"že _\K* = l.OjJ AK. Kcrercční faktor1,02.3 je malý a můžeme ho v naser, přibližném řešení zanedbat.Náhrada vmčstku s t rh l inou je nakresleno na <BH. Č. 6a n spolu s kalibračníkřivkou z [ l i ] na CLSH. Č. 7. Výpočet provedeme podle vztahu ( 6 ) , kam místoC dosadíme -£_ ponňvadž jde o centrální t r h l i n u a, kalibrační kiivku z CbK.č . 7 byla stanovena pro rovnici (5) ve tvaru = C(

AK

JBH. Č. 7 Kalibrační křivka vzorku s centrá ln í trhlinou [ l i ]

- im. -

Pro C = 6,S9.1O"12 a n = 3

120

kde 2 £f = 0,6 W je mez platnosti kalibrační křivky. Celo trhliny je nyní vzdále-

no o délku Jf= 2 /f + 0,2 W od spodního okraje pásnice. Jak je patrno z linii

předpokládaného růstu trhliny v CBH. fi. 6a, čelo trhliny o délce ££ neni rovné

a z důvodu ohybové deformace nosníku se bude v průběhu šířeni napřimovat.

V našem zjednodušeném případě budeme předpokládat, že trhlina o délce J^ má

již čelo přímé, jak je naznačeno na CBR. č. 6b. Kalibrační křivka ohýbaného

nosníku s trhlinou je z Cil] nakreslena na OUR. č. 8.

Počet cyklů vypočteme opět z rovnice (6), kde integrujeme v mezích -y - 4p

Za J dosadíme kritickou délku trhliny, vypočítanou z veličiny lomové houževna-

tosti Kjc při -50°C, nebol je nejpravděpodobnější, že k poruše dojde při nízké

provozní teplotě. Platí, že

Poznamenejme, 2e výsledek výpočtu není na velikosti délky /^ p ř í l i š závislý,

takže v případě neznalosti Kc při nejnižší provozní teplete můžeme zvolit

4 = ( C . 3 - 0 , b ) W.

Vyjde, že Nj - N| = 24 23C. Pro náhradní tvary pásnice tedy obdržíme počet cyklů

do lomu jako součet tři veličin

Nf = N

o + (N£-Ho) + (Nf-NJ) = 1,072.10

5+ 3.512.1O4 -«• 2.423.1O4 = 1.66.1O5

První hodnotu našeho výpočtu tedy dostaneme

N , 1,66 . 105

N, = — = = 8 300 cyklů1 20 20

2. Dvojnásobek nominálního napěti 2 O"„.

Postupujeme analogicky jako v předchozím případě, pouze do všech vzorců dosa-

zujeme dvojnásobné nominální napětí 2 0"N = 600 liPa.

Z rovnice (13) vypočteme aoučin amplitudy napěti a deformace v kořeni vrubu

ff.f. = «2e -

H £

N = 9 . 300 . 2,7 . 10"

3 = 7,30 MPa

kde veličinu ř jsme pro ČT odečetli z CUH. Č. 4. Průsečíku Neuberovy hyper-

boly a cyklickou křivkou odpovídá amplituda plastické deformace tp = 1,26 i.

Eosadíme do vztahu (9), odkud dostaneme počet cyklů do vzniku trhliny N =2220.

Dále vypočteme velikost modifikovaného rozkmitu činitele intenzity napětí

z rovnice (7) a (11)

- 182 -

= AK [ l + 2 . 10 5 . 1164"5. 3OO4 ] = \/l,758AK = 1,326AK

Vztah pro počet cyklů šíření trhliny bude (meze integrace jsou stejné)

A(i,326Aer)

n J y " /

1

Jak patrno, počty cyklů Síření v případech ad 1) a ad 2) se l i š í činitelem(2.1,J26)n = 2,652J = 18,7, takže

(N^ - N ) + (N - N') 59350N

2 = N + — i 2 E L. = 2220 + = 2220 + 3173

18,7 18,7

Za výslednou hodnotu vezněme tedy počet cyklů N2 = 5J9J cyklů. Zsnedbáme-li

nukleační stadium NQ, (Tí

o), budtne postupovat podle lomové mechaniky. Vyjde

N1 = 2970 cyklů a N

2 = jlVO cyklů, což jaou velmi blízké hodnoty. Uvážíme-li,

že v období životnosti kolového dopravníku nepřekročí počet cyklů plného

zatížení hodnotu ',CC, vidíme, že vměstek ve svaru pásnice není pro provoz

nebezpečný.

ZÁVĚR

V pííspčvku jsrae se zabývali možností určení počtu cyklů do lomu častí

s nĚkterymi vadami materiálu.

Na příkladě byl ukázán potup výpočtu a způsob posuzování jeho výsledků. V mnoha

praktických pi í pádech může orientační vjpočet poskytnout cenné informace, velikost

součinitelů bezpečnosti, jakož i náhradní tvary pro výpočet, musí být voleny

tak, aby výpočet ležel na straně větší bezpečnosti.

L1TĽHATUHA

[l] J. NÍJuLC, C. PUCKNLK: Tvarová pevnost kovových těles, SNTL - Alia, ťroha

1971

[2] J . NŽliLC: s t r o j í r e n s t v í č . 3, 1CJ6B

[3] J . H . KICL: AtiTI,;, STP 415

[4] K. KLLSHIL, P. LUKÁ2: S t r o j í r e n s t v í 2C, 197C, č. 6

[5] IHCST, LAhbH, POCK: l.etal i a t i g u e , Clfirenricn Press, Cxíord 1575

[6] G. HÍBICtCJAKIj: Lnfjineerinf; 1 r a c t u r e heclianics, Vol 6, No 4, 1974

[7] J . KUČLKA: Sborník " 'spolehlivost a únava konstrukcí" IV,

Karlovy Vary 1972

[ti] N . J . I . AliAllS: Lngincering I racture Kiecnanics, Vol 5, No 4, 197J

[9] C.V.B. CiCViBA a t a l . : Jrd Internat ional Conference on i r a c t u r e , Ivmnich 1973

[ío] L.l. CC1HN: Proč. Instn. lúech. Lngrs. 1974, Vol lbo9/74

[li] Vw - ľ . DHCVÍN, J . L . Ľ H M i L L i : ASTM b T F š l O

[l2] ASM- Code, Section / I I I . , Pressure Vessels, livision 2

- 133 -

VLIV STRUKTURY NA OĽOLHOiT OCELÍ S VYŠŠÍ PEVNOSTÍ VtiČI i.. :•• .\'. ti

PRASKANÍ ZA NAPĚTÍ

T. TEINDL, li. PŘIKRYLOVA*

VÝZKUMNÍ ÚSTAV HUTNICTVÍ ŽtliZA

búí-RÁ, ČSSR

Otázky korozního praskáni za napíti ae dosťivo,

popředí zájmu proto, že souřnsnr působeni zatížení u a,-r*

v mnoha prípadoch licitujícím faktorem životnosti ŕ n rty V-

zároveň i strojních části.

Korozní praskání :a nupótí můža být definovm.

který má půvoj v konbinuvuném vlivu koroze a napřtí [j]

Eoelti íebre propi-t.ccvur.á vhodná teorie, které by ,;i.s*,v;: .•

nach.yln.i3t ii odolnost proti koroznímu prasKání v ď-i.M :

roztoku. N'a základě znÍEv>:ch zkušeností lze říci, že n-"-.••

silní prostředí pro výskyt tchoto prncesu. 1 okud d:.:r ,

or. u slitina ,io odolná vů;i praskání za niipítí, pln* i '

pro uvs."'.ovuný Vl' ''peciolr.ího prostředí.

Meot:iini.';::iy k o r o z i i i h o p r M S k á n í z a n a p ě t í i.:i : •

n i c h . T k u p i n , k d e p a d s t u t n ó o v l i v n ř n i d o b y á o loi..i; • • \ : • '••

anodovfho poter-ciňlu Je vľ.odným kriteriem jednoho z- :.

kinetického jsou v podstata moÄné dva mechuni-":...1

1. Vont iii.r'ilr.í slektrunieciNir; ifKý proces probíhej :>

niho '. :":::tŕp 1Í ki-:i..o k tiihuvČT.u napití;

Z. :":•;• '.-c'-:ý r..i-c !'.;ir.i c'^o-el «V- tror.íichanický procf"

:••••.(..,- r o c h .ničí;.;:, t •..ruívivriním.

;•';!,.:•. r.crh'.ľ.i "-fr: ,;e v o d í k o v é pr.'iak:'ii. i ,

.;' '.•••'•!• . ;."h'i;--', ici " V'-tn'liciró r e a k c e b ,ieho . ^

- .'• i t;.1 -i ruz.-.í.m t,ý ,

;e pochod

I

plynné složkya koncentrccs G,

c*+ o

2

J*

anionty akoncentrace (A )

kationty a kom-oentraoe (C* )

\ I / komplexní složky.a

\ » / tranoportaf koncentrace (MI**)vysokoteplotníkrystalický film-

křehký f11«nebo tenkvpřírodní

//katoáíóká>• /reakce /

oblastlomení etni prolome

ní ochrannéhofilmu

precipltát nahranicizraa

/anodická

/reakceM

z +

i

interakcedislokací

adsorpSní s trh-reakoe linou

/

interakce napěťovéhopole s trhlinou

reakce vodíku c

e mlkrotrhllmamia se strukturou x

krystalyna hranicích zrn

se^re^ace na hranicích zrn

lnterakoe dislokaceae strukturou

TAbULKA

ocel

í . t .g

N iC r

MrwiJr

7..'

7J

74

ÍL?: iIv

a ; i k r .

óOí/1

i *

t i i 'i • •

v

- * - ' 4

- » ' - -

> - r

•• » -

- i •

1.45

1

•- t -

-\1

•- i •>

'V'

-

• » , 1

-

"I . .-i . 1 '

í

-

-

J t

v. » . '.

-

' J t •'•

-

-

-

-

-

- .i

-.i

-

•

.;, i

* - . • - J

,v\.

• t ^ ' '

í - *• •'

- . 0 1

•:v,

-

-

-

-

.Vech:u:ické í'.odnoty všech uhou nu v t;iLulc

TAEUUln

ocel

K i: r

A

B

ľ.noiCr

72

73

74

ld N i

i ;'

. u ' l

mi!-- •.

6. i y

6051

T.es kluzu

í.'/ lan'

17.!"

1140

1170

1130

1680

1540

400

500

n'ez pevnostiM /mm1"

1 9 l ) C

ltícO

13V0

1350

1400

1740

1590

575

G85

t.UŽllOOt

'•>•-

7,jO

10,00

Í O , , ,

: B , 7

kontrakce

i

'*-' »~"

<\b,-

V.-.,dJ

•l,cb

b.' ,00

51,00

40,40

6^,90

6y, yo

^rut ^r'ice7

4 SO

Jj,l-

-

-

-

41,0

"^ ,0

^40,0

1^0,0

- 186 -

NÍZKOLEGOVANÉ OCELI NiCr a MnSiCr

Pro samotné zkoušky byla použita martenzitická ocel a chemickým slo-

žením podle tabulky 5. 1. Tato byla tepelně zpracovaná zakalením do vody

z 90O°C a popouatěna na 300 a 400°C/vzduch. Strukturt oceli, popoufitěné

na 300°C (A) byla převážně raartenzitické a ocele na 400°C (B) martenzi-

tická s velmi jemnými částečkami cementitu dsstiíkovitého tvaru. Mechanické

vlaatnoati oceli jsou zahrnuty do tabulky 5. 2 . Zkoušky korozního praskáni

za napěti se prováděly metodou tahové zkoušky so statickým tahovým namáháním

a hladkými vzorky bez vrubu. Agresivním prostředím byl 3,5 % roztok NaCl ,

mezní hodnoty zkoušení se pohybovaly do 200 hodin*

V dalším případě bylo použito k průzkumu vlastností tři taveb nízko-

uhlíkových ocelí typu MnSiCr s odstupňovaným obsahem křemíku ( označeni

72, 73 a 74 )i jejichž odolnost proti koroznímu praskání stanovenou na taho-

vých vzorcích bez vrubu popsal LANG [2 , 3] • Chemické složení těchto ocelí

je uvedeno v tabulce S. 1 . Tavba 72 byla austenitizována při 900°C [30]

voda a popuštěna na 150°C. Tavba 73 byla austenitizována při teplotě 93O°C

t30] voda a popuštěna na 200°C. Tavba 74 byla austanitizována při teplotě

1020°C [30] 5 * KOH a popuštěna na 35O°C. Po uvedeném tepelném zpracování

měly vzorky tavby 72 strukturu popuštěného martenzitu, struktura tavby 73

a 74 obsahovala popuštěný martenzit a ostrůvky feritu. Všechny tři tavby

byly zpracovány na přibližně stejnou pevnost. Mechanické hodnoty jsou uvedeny

v tabulce 5. 2. Vzorky byly namáhány v korozním prostředí 3,5 % roztoku NaCl

a jako v předešlém případě okyseleném 300 ml KOI ]"1 na jeden litr roztoku.

60"

\ f

L/2

OBR. i. 2

- 187 -

Tvar vzorku je na obr. č. 2. Pod vrubem je nair.djko-ané •'.!•.*•.

trhlina délky 1,5 až 2,0 mm, počet cyklů při vzniku trhiiny byl v."-'. • ':

než 10 000. Síření trhlin;.' po zatíženi v koroznín prostřed' se po?or- .•• :•

na tisícinových hodinách.

Vzorek byl při měření upevněn jako vetknutý nosník, vruLec nahoru

v tažené části vzorku. Velikost ohybového momentu bylo stanovena z Kiesovii

vzorce pro případ vzorku obdélníkového průřezu s vrubem a únanovou trhl i not:

zatěžovaného v ohybu jako vetknutý nosník [4] :

K BD 3 / 2

I a - hloubka vrubu a únavové trhiin.'-M = .

„ TO i 1 3>l/2 E- výška vzorku

B - šířka vzorku

Kj - intenzita napíti (kpmm~J"")

oC - 1 a_

j) Si - ohybový mocent (kpmm)

OCELI 18 Ni MARAGING

Pro měření bylo použito oceli 18Ni maraging taveb č. 2cl a 19. Tavbfi

í. 221 byla vflkuov* přetavena. Metodou tahových korozních zkoušek bylo korozní

praskáni oceli 18Ni maraging tavby 5. iy podrohnJ studováno dříve [i; , 3 ] •

Chemické složení materiálů je uvedeno v tabulce ä. 1. Tavby byly vytaven;' r.:.

jednotunové vysok.ofrekvenínl peci v SONP Kladno a odlity do ingotu o váze

100 kg, které se kovaly na polotovar 50 x 50 mm. Dokováni bylo proveder.D ne

průměr 20 mm a na ploché tyíe o rozměrech 12 x 3C mm . Z takto vykovaných

tyíí byly vyrobeny druhy použitých vzorků, které byly společně tepelně zpraco-

vány. Nejdříve byly austenitizovény při teplotě 815°C po dobu 30 minut h

zakaleny do vody. Pak následovalo stárnutí při 485°C po dobu 3 hodin a

ochlazení na vzduchu.

Mechanické hodnoty zjištěné tahovou zkouškou a zkouškou vrubové hou-

ževnatosti jsou uvedeny v tabulce č. 2. Hodnoty faktorů lomové houževnatosti a

intenzity napětí zjištěné na vzorcích se dvěma vruby jsou uvedeny v tabulce

č. 3 .

Jedna z metod pro hodnocení náchylnosti ke koroznímu praskání tavby

2. 221 byla zvolena tahové korozní zkouška. Kdření zatěžovaných tahových vzor-

ků v korozním prostředí byla prováděna pro srovnání s výsledky zjištěnými dří-

ve [3] . Při korozní zkoušce byl opět použit roztok 3,5 * NaCl okyselený

na pH = 2 při normální teplotě.

Prahová hodnota lomové houževnatosti v korozním prostředí K ^ Q C

byla stanovena Brownovou korozní zkouškou na vzorcích obdélníkového průřezu

s vrubem a naindukovanou trhlinou. Velikost závaží byla stanovována podle ohy-

bového momentu [5] potřebného k vyvolání uríité zvolené intenzity napětí KJJ.

- 188 -

TABULKA 5 . 3

5Í8.vz.

1

2

3

4

0

ac

mm

5,57

5,1

5,5

5,7

u lpřed

mm

0,532

0,470

0,443

0,452

po

mm

0,530

°2před

mm

0,443

0,460

0,440

0,454

po

mm

0,523

0,524

0,548

u

mm

0,08

0,05

0,08

0,09

P

mm,

3600

3260

2940

3000

GC

4,64

3,7

4,3

4,3

4,4

KC

kpmm"3 / 2

312

258

305

305

307,7

*= 45°

= 45=

OBH. í . 3

- 189 -

Rozměry vzorků byly 10 x 25 x 220 mm . Pod vrubem o úhlu 60° byla nainduko-

vána únavová trhlina takové délky, aby poměr hloubky vrubu s únavovou trhlinou

k výšce vzorku byl v rozmezí 0,5 až 0,6 . Bylo použito stejného korozního

roztoku jako u tahové korozní zkoušky. Způsob zatěžováni byl stejný jako u oce-

li MnSiCr.

Při těchto zkouSkéeh vzorky na obr. 6. 3 praskaly s velkými skluzový-

mi okraji, takže nebyla dodržena podmínka rovinné deformace. Pro dalSÍ měření

bylo proto použito modifikovaných vzorku s boSnlmi vruby podle obrázku fi. 3

(dole). Velikost ohybového momentu se potom a ohledem na boíní vrub stanovuje

podle vzorce [6]:

1 K-- . B . DJ'

B - šířka vzorku (mm)

( -f- )1 / 2

4,12 .(1/^.^3,1/2 BN - šířka vzorku v rovině

BH únavové trhliny (mm)

D - výška vzorku (mm)

«C = 1 - a/D a

_ hloubka vzorki s únavovou

. trhlinou (mm)

KONSTRUKČNÍ SVAŘITELNÉ MDCROLEGOVANÉ OCELI

Zkoušky korozního praskáni za napěti se prováděly na ocelích s malý-

mi obsahy mikrolegur typu 15 216 a 15 218 podle ČSN. Vzorlryr jsou pro zjed-

nodušeni oznafieny äíslicemi 5 (t.í. 6259 jakost 15216) a 9 tt.í. 6051 jakost

15 218). Jednalo se o hladké vzorky shodné se vzorky při zkouLení ocelí MnSiCr,

které byly vystavovány agresivnímu prostřodí směsi dusifnanů následujícího slo-

žení:

1 000 g Ca(NO3)

2

100 g NH^NOj při bodu varu 118°C a teplotě vzorku 114°C

288 ml HjO

Chemické složeni ocelí a jejich mechanické hodnoty zjištěni na elek-

tronickém trhacím stroji Instron jsou uvedeny v tabulce £. 1 resp. 5. 2. Mate-

riály před zkoušením v agresivním prostředí byly tepelně zpracovány (stav B)

125O°C (20) ochlazování v krabici v zásypu + deformace 10 %-nl za studena +

stárnutí při 25O°C/ 3 hod./ vzduch . Oceli byly pro srovnání zkouSeny také

ve stavu surovém po vyválcování (stav A ) .

VÝSLEDKY MÉftENÍ A HOZBOR PROBLÉMU

N í z k o l e g o v a n é o c e l i t y p u N i C r a M n S i C r

30

- 190 -

1 i

25

15

10

700

OBR. i. 4

800 900 1000 1100

NAPĚTÍ (N/mm2)

1200

- 191 -

Ocel A typu NiCr byla zatěžované v rozmezí hodnot napětí 690 - 1180

a ocel B téhož typu potom v rozmezí hodnot 840 - 1130 N/mm2. Výsledky

zkoumání jsou shrnuty v obr. £. 4 • Minimální napětí pro vznik lomu za speci-

fických podmínek zkoušky bylo u A oceli 890 a B oceli 940 N/mm2. Zde je

patrné skutečnost, že hodnoty jsou v obou případech málo rozdílné. Větší roz-

díly v náchylnosti těchto ocelí ke koroznímu praskání je nutno hledat v hodno-

tách doby lomu. ťři stejné hodnotě napětí 940 N/mm došlo ke vzniku lomu u

oceli A přibližně za 1 hodinu, kdežto u oceli B až asi na 29 hodin. U oceli

A byla zjištěna oblast aplikovaného napětí, kde jeho velikost nemá velký vliv

na praskáni a kde se projevuje spíše vliv agresivního prostředí (např. v oblas-

ti hodnot napětí 940 - 980 N/mm jsou doby lomu téměř shodné) [7] .

Korozní praskání za napětí je způsobeno (na základě zjištěných již

výsledků našich a jiných autorů na srovnatelných ocelích typu AIS1 A3XX) pa-

ralelním průběhem o'iou dříve uvedenycii aechanismů, přiSemž významnou roli v ce-

lém procesu hraje vyluSovéní £ - karbidu, který podněcuje jak pochod aktiv-

ními cestami, -'' i vodíkové praskání. Úloha křemíku b^la studována např. „ĽT-

STETTER1M a spd. [8] , Křemík, jako substituíní prvek, posouvá oblast vzniku

tohoto karbidu k vyšším teplotám vlivem difúzních pochodů, které provázejí pře-

měnu. Teploty popouštění se vlivem křemíku posouvají k vyšším hodnotám, tzn. že

ještř při 400°C se projevuje u této ocele trvalá popouatěcí křehkost (snížení

vrubové houž"vnatosti na 33J/em2). Podle DAVISE [9~\ je známo, že i když ná-

chylnost k praskání v NaCl roste s poklesem houževnatosti, nelze nízké1 hod-

noty považovat zo odpovědné za vyšší náchylnost k praskání.

U zkoušené ocele obsahující 1,5 % Si při vyšších popouštěcích tep-

lotách (400°C) dochází k výraznému snížení rychlosti šíření napětovš korozních

trhlin. Při této teplotě existence karbidu je menší a tím se i množství absor-

bovaného vodíku karbidem snižuje. Z tohoto a z výsledků zde naměřených se dá

usuzovat, že zkoumaná ocel popouštěná na 400 C je odolnější vůči koroznímu

praskání než ocel popouštěná na 300°C . Vidíme, 2e zde nehraje tak podr-tatnou

roli transformovaný Pe-,C (při 400°C) ve struktuře, ale množství í - karbidu,

který na rozdíl od cementitu velkou měrou pohlcuje vodík a urychluje katodovou

reakci.

Při orientačních zkouškách odolnosti oceli NiCr se došlo k závěru,

že při pH=l dochází k prasknutí tyče rychleji při menším korozním úbytku než

při pH=2,5 a 3, kde ceíkové úbytky byly větší. Ukazuje se, že rozhodující

v tomto případě mohl být vodík, vznikající v důsledku depolarizace vodíkovými

ionty. Při vyšších pH dochází již k přesunu ke kyslíkové depolerizaci, která

může usnadnit dostateSnE rychlou korozi, aniž by za daných podmínek docházelo

ještě k praskání. Vhodným agresivním íinidlem je okyseleni roztoku (HC1 1:1)

na pH=l,5 . Vzorky této oceli zatížené na 0,9 S Q g nepraskly do 200 hod.

ještě v prostředí s kyselostí pH=3 .

Mapěíové korozní trhliny měly rozvětvený, v případě A typu převážně

Ínterkrystalicky a v druhém transkrystalieký charakter (B typ oceli), který

se výrazně neměnil ani se změnou pH faktoru a šířeni trhlir. probihalo kolmo

k aplikovanému napíti.

- 192 -

U nízkolegovaných ocelí typu UnSiCr se měřila především závislost

intenzity napětí na době lomu a stanovovala se hodnota prahové intenzity napě-

tí v korozním prostředí a také hodnota K ^ .

Použitím vzorků s vrubem naostřeným únavovou trhlinou lze měřit dobu

potřebnou pro růst trhliny uríité velikosti v korozním prostředí. Takové zkouš-

ky mají podle BROWHA , který je vyvinul, tyto výhody: odstraněním tvorby ko-

rozních jamek se zkrátí doba trvání zkoušky, lze zkoušet náchylnost ke koroz-

nímu praskání slitin, které netvoří korozní jamky; pomoci lomové mechaniky je

vyjádřen stav napjatosti u kořene trhliny faktorem intenzity napětí Kj , což

není možné u nepravidelné korozní jamky [lO] .

Faktor intenzity napěti na zaíátku zkoušky Kj^ je vypočten a závisí

na hloubce trhliny, geometrii vzorku a na zatížení. Jak korozní trhlina roste,

intenzita napětí se zvětšuje až dosáhne hodnoty K jS C , kdy ee vzorek zlomí

okamžitě. Bylo zjištěno, že KJ S C

je pro zkoušený materiál konstantní. Použi-

tím vyšších napěti nebo hlubších trhlin je Kj. vyšší a hodnoty K

j3c je do-

saženo v kratší době. Tak dostaneme křivku závislosti K, - doba do lomu. Nej-

vyšším bodem křivky ke KJQ při nulové době do lomu a nejnižším je hodnota

^ISCC ' 0 0^ ^

e P

rBhové intenzita napětí. Jestliže je intenzita napětí nižší než

prahová, trhlina se nebude šířit ani po nekoneSně dlouhém zatěžováni v koroz-

ním prostředí. Prahové intenzita napětí závisí na materiálu, prostředí a pod-

mínkách napjatosti u kořene trhliny. Bylo zjištěno, že jsou-li u kořene vrubu

podmínky rovinné napjatosti, je měřená prahová intenzita napěti vyäši než za

podmínek rovinné deformace [li] •

Změřené závislosti KT- - dcba do lomu všech taveb jsou na obrázku

č. 5 . U tavby 72 při KI X = 315 Kp.mm prasknul vzorek okamžitě na vzdu-

chu, ostatní body byly získány po zatěžování v korozním prostředí. S rostoucí

dobou do lomu poäáteíní intenzita napětí Kj. až po 70 kp.mm klesá.

Pravděpodobná prahová hodnota faktoru intenzity napětí KTor,

n je 65 až 70

kp.mm , protože vzorek s intenzitou napětí u kořene únavové trhliny 70

kp.mm" praskl až za 560 min a u vzorků s intenzitou napětí 60 až 70

kp.mm"" nebylo pozorováno šířeni trhliny, fla lomové ploše prasklých vzorků

bylo vidět jemnou a přesně ohraničenou oblast únavové trhliny.

Změřeni tavby 73 vyplývá, že KT Y =265 kp.mm"

3' B prahová hodnota

—~\ /2^ISCC

= ^

a z ^ ^ kp.mm . Lomová plocha byla podobného charakteru jako u

vzorků tavby 72 .

U tavby 74 byla zvolena menäí hloubka vrubu, takže nebylo možno mě-

řit KI X . Prahová intenzita napěti je 125 kp.mnT

3 , charakter křivky je po-

dobný jako u taveb 72 a 73 . Z obrázku fi. 5 je vidět, že prahová intenzita

napětí roste se z/j'šujícím se obsahem křemíku ve slitinách.

Křivka závislosti, intenzita napětí - doba do lomu pro ocel s 0,73 %

Si je porovnatelná s výsledky měření BHOWNA a BEACREMA [10} na oceli

AISI 4340 ( obr. í. 6 - Mez pevnosti oceli AISI 4340 byla 14S0 N/mm2, ob-

sah Si byl 0,21,% , vzorky byly zatěžovány v 3,5 % roztoku NoCl. BROWNKM

zjištěné KI C = 290 kp.mm~

3 / 2 a K

I S C C = 53 kp.mm"

3 / 2. Námi byly naměřeny hod-

- 193 -

A MnSiCr t a v . 72, K I x = 315,

O MnSiCr t a v . 73, K I x = 265,

• MnSiCr t a v . 74, K I S C C = 125

= 6 5 * 7 0

= 95+100

500 1000 1300

DOBA DO LOMU í KIN)

3000

OBR. ř. 5

- 1 9 4 -

S IS 8

laden

1. týden

20 dni*ninr^

oo

OBR.e .e

- 195 -

noty vyääí (K-^ = 316 kp.rnm"3''

2 a K

l g c c = 65 . 70 kp.mo"

3/'

2). Je nutno brát

.v úvahu vyäší obsah křemíku, v našem případě, a skutečnost, že mez pevnoBti na-

Sich vzorků byla 1390 N/mm . Bylo zjištěno, že materiál tepelně zpracovaný na

vySSÍ pevnost a mez Múzu mé nižäí hodnotu prahové intenzity napětí než stejný

tepelně zpracovaný na nižší pevnost [12] = Podobný vliv má výše meze pevnosti

i na prahové napětí zjištěné na základě tahových zkoušek bez vrubu v korozním

prostředí. Z tohoto důvodu byly tavby a různým obsahem křemíku tepelně zpraco-

vány na stejnou pevnosi. Vzniká nebezpečí, že následkem různého popouštění

bude struktura slitin různá, což může mít vedle rozdílného obsahu křemíku vliv

na odolnost proti šíření trhliny za působení napětí a korozního prostředí v da-

ném materiálu. Ve slitinách měřených v této práci je obsah uhlíku 0,15 i ,

takže jediný karbid, který při popouštění vzniká, je cementit. Vsinik nízkotep-

lotní popouštčcí křehkosti při popouštění na 150, 200 a 35O°C u taveb 72, 73

Q 74 je také málo pravděpodobný [3] .

V y s o k o p e v n o a t n í o c e l i 18 Ni m s r a g i n g

Výsledky tahové zkouäky a zkoušek vrubové houževnatosti jsou uvedeny v ta-

bulce S. 2 a shodují se s hodnotami meze pevnosti smluvní meze kluzu a vrubo-

vé práce uváděnými v literatuře [3 , 13] . Studium lomové plochy zkoušek vru-

bové houževnatosti a zkoušek COD ukázalo, že v obou případech má lom charakter

transkrystaliekého tvárného porušení a typickou jamkovou strukturou [l4] .

Funkci iniciátorů vzr.iku jamek přebírají částice jiní fáze, jako vměstky a pre-

eipitáty.

Tahové korozní zkoušky a zkoušky Brownovy byly provedeny v souladu

s postupy uvedenými v literatuře f^i * a H ] •

Přitom bylo zjištěno, že tahové korozní vzorky tavby í. 221 nepraska-

ly při nižších napětích ani po 500 hodinách. Teprve při napětí blízkém mezi

pevnosti docházelo k lomům okamžitě po aplikaci tahového napětí. Obdobně při

Brownově korozní zkoušce nepraskaly vzorky tavby č. 221 ani při polarizaci pro-

střeúnictvla zinkové destičky. Výsledky měření byly Sásteíně uvedeny PŘIKRYLOVOU

[l5] • Na obrázku S. 7 jsou vyneseny naměřené hodnoty v semilogaritď.irkých

souřadnicích, přičemž závislosti log t - K ^ mohou být v prvním přiblížení po-

kládány za přímkové. Pro srovníní jsou do obrázku S. 7 zakresleny výsledky

zkoušení vzorků bez bočních vrubů (horní čárkovaná křivka), u nichž se vliv ko-

rozního prostředí prakticky neprojevoval a lomy mčly charakter tranakrystalic-

kého tvárného porušení s velkými skluzovými okraji.

U vzorku s bočními vruby dojde po prasknutí v korozním prostředí nej-

dříve k rozštěpení únavové trhliny, probíhá pomalý interkrystnlický korozní lom

pod úhlem 60 až 75° k rovině únavové trhliny, ťoměr plochy korozního lomu

k celé lomové ploše závisí na počáteční intenzitě napětí. S klesající počáteč-

ní intenzitou a prodlužující se dobou lomu projevuje se více vliv korozního

prostředí. Rozbor výsledků zkoušek uvedených v tabulce č. i byl diskutován již

dříve [15] .

- 196 -

-3/2)

I » V

OBR. ř . 7

500

400

~ 300CM

g 200

kŕ100

Tavba A po válcování

" po stárnuti

, 0 TBVJJS B po válcováni

_ _ " po stérnutl

200 400 600 800 1000 1200 1400 1800 2000 2200

DOBA DO LOKIJ ( h )

- 198 -

Výsledky tahových korozních zkoušek tavby i. 221 ukázaly, že sni

vtorky zatěžované napětím blízkým mezi kluzu nebyly porušeny vlivem apoleí-

ného působeni tahového napěti a korozního proatředi. Srovnáme-li tyto výsled-

ky o praskáním tahových korozních zkoušek tavby í. 19, které byly změřeny dří-

'• C^] > vidíme znaíné rozdíly. Tavba £.19 měla prahové napětí 535 N/mm

T 3,5 % roztoku NaCl. Svou roli zde hraje především chemické složení oceli a

rovněž vakuové přetavení, které "• ' •' •. hranic zrn. Dalším faktorem

ovlivňujícím korozní odolnost je pj.iipr** ..•_„ pevnost materiálu 5. 221. Je

známo, že oceli s vyšší mezí kluzu a pevností mají nižší hodnotu prahovčho na-

pětí [16] .

Podle výsledků Bromových zkoušek vzorků s boSními vruby tavby S.221

uvedených na obr. £. 7 se neprojevil výrazný rozdíl v náchylnosti ke korozní-

mu praskání po austenitiíaei na teplotu 815 a 1000°C. Kinetika růstu korozně

napětových trhlin, které je výsledkem apoleíného působení mechanického namá-

háni a korozního prostředí, nebyla přímo měřena. Z průběhu křivek Kj^ - doba

do lomu je však možno usuzovat, že rychlost růstu korozní trhliny je lineárně

závislá na hodnotě Kj- .

U i k r o l e g o v a n é k o n s t r u k í n í a v a ř i t e l n é

o c e l i

Hladké tahové korozní zkouáky mikrolegovanýeh ocelí v prostředí vrou-

cích dusičnanů byly zvoleny proto, že v důsledku potřeby úspory materiálu se

zájem konstruktéru zásobníků a přepravních nádob pro chemický průmysl stále ví-

ce zaměřuje na oceli e vyšší pevností. Pro tyto konstrukce je důležitá znalost

chováni materiálu při zatížení v korozním prostředí po dobu iniciace a šíření

korozní trhliny.

Výsledky prvotních měření jaou vyneseny do obrázku £. 8 . Je patrné,

že se zde ukazují jisté anomálie v hodnotách zjištěných u obou typů ocelí 15 216

a 15 218. Je pravděpodobné, že se projevuje jávislost na velikosti deformace,

která může být stanovena pouze záznamem na trhacím stroji. V tomto směru pokra-

Suje další výzkum odolnosti těchto ocelí v uvedených korozních prostředích a

v prostředí sirovodíku.

Z/VŽB

Účelem našeho příspěvku bylo na několika případech vysokopevnostnlch

ocali uvést jejich odolnost Si náchylnost ke koroznímu praskání za napětí v ty-

pických případech agresivních proBtředí, ve kterých se jednotlivé typy slitin

v podobě konstrukcí 5i jiných forem vyskytují. Rovněž byly diskutovány různé

typy zkoušení těchto ocelí, podle nichž se dá usuzovat na jejich ololnost pro-

ti praakání a v neposlední řadě, kdy tyto druhy korozních zkouäek jsou dobře

aplikovatelné přímo do praxe.

- 199 -

LITERATUHA

[l] H.L. LOGAN : The Stress corrosion of metals, New York, 1967

f2] C. LANG a spol.i Hutnické liaty, 25, 1970, s. 645

[3] C. LANG : Kandidátské disertační práce, VŠB Ostrava, 1970

[•4] B.F. BROWN, C D . BEACHEU : Corrosion Science, 5, 1965, s. 745

[5] H. äENKÍR : Diplomová práce, VŽB Ostrava, 1972

[6] J.A. KIES a daläi : Fracture Testing of Weldmenta , ASTM,

STP 381, 1965, s. 328

[7] T. TEINDL : Hutnické l i s t y 10, 1973, a. 734 - 739

[8] C.J . ALTSTETTER a s p o l . : Transaction of the ASM, 55, 1962, s . 287

[9] R.A. DAVIS a s p o l . : Corrosion, 20, 1964

[lO] B.F. BROWN, C D . BEACHEM : S t res s Corrosion Test ing, ASTMSTP 425, 1967, s . 31

M.J. MAY : Fracture Tonghness, ISIP, 121, London, s. 89

[12] M. HORYLOVÁ, J. TEINDL : Hutnické listy, 4, 1972, s. 273

[l3] J.W. KENNEDY, J.A. WHITHAKER : Corrosion Science 8

[14] V. KAREL : Sborník konference o martenzitu, Zlaté Idka, 1970

[15) M. PŘIKRYLOVA : Sborník konference - Nové poznatky o strukturních

jevech koroze v ocelích, 12, 1974, VÚHŽ Dobré

[l6] T. TEINDL : Sborník konference - Aktuálne problémy ochrany proti

korózii, Bratislava, listopad 1974

- 200 -

S Í Ř E N Í IÍNAVOVÍCH TRHLIN V AUSTENITICKÉ OCELI V PLYNNÉM KOROZIVNÍH PROSTŘEDÍ

P. LUKÁŠ

ÚSTAV FÍZIKILNÍ METALURGIE ČSAV

BRNO, CSSR

Velké většina cyklicky zatěžovaných součástí a strojů je v reálném

provozu zatěžována v korozivnim prostředí. Uvážíme-li, že i atmosférický vzduch

negativně ovlivňuje únavovou životnost, dospíváme k závěru, že až na výjimky se

vleatně vždy jedné o únavový proces v korozivnim prostředí, tedy o korozívni

únavu. Obecně lze konstatovat, že kapalná korozívni prostředí jsou výrazně agre-

sivnější a výrazněji ovlivňuji únavové charakteristiky než prostředí plynná.

Přesto však i plynná prostředí mají nezanedbatelný a leckdy kritický vliv. Zej-

ména v dnešním období, kdy nároky na výkon strojů při zachovaní nebo snížení

jejich hmotnosti rostou, je nutno respektovat vlivy, které se v dřívější době

považovaly za minoritní.

Rozbor dosavadních literárních údajů vede k závěru, že plynné koro-

zivní prostředí ovlivňuji především šíření únavových trhlin. Nukleace únavových

trhlin je ovlivněna podstatne méně. Je nutno připustit, že tento poměrně široce

přijímaný fakt může souviset a tím, že rychlost šíření trhlin lze na rozdíl od

rychlosti jejich nukleace spolehlivě kvantitativně měřit. Z praktického hladis-

ka provozní spolehlivost reálných částí a strojů je však rovněž nejzávažnější

šíření existujících defektů. Máme tedy dostatečné důvody, abychom těžiště sle-

dování vlivu plynných korozivních prostředí položili do oblasti sledování vli-

vu těchto prostředí na rychlost šíření únavových trhlin a na podmínky jejich

zastavení.

Intenzita vlivu korozivního prostředí závisí především na materiálu

a na teplotě. Tak např. při normálních teplotách má pro hliník a jeho slitiny

z plynných korozivních prostředí nejsilnější negativní vliv vodní pára [l] ;

méně výrazný efekt má kyslík a pravděpodobně zanedbatelný vliv má vodík. Plynný

vodík je však velmi škodlivým prostředím pro feritické ocele a pro niklové a

titanové slitiny. Obecně je však zatím stav vědomostí takový, že nelze předem

pro daný materiál, dané prostředí a danou teplotu spolehlivě intenzitu vlivu

prostředí předpovědět; jedinou zatím spolehlivou cestou je přímé experimentální

měření.

Předmětem studia v této práci je vliv plynného vodíku a vodních par

- 201 -

na šířeni únavových trhlin v austenitické oceli 17436. Podle literárních údajů

by tato prostředí neměla mít v případě stabilních nustenitických ocelí na rych-

lost šíření únavových trhlin žádný vliv za normálních a mírně zvážených teplot.

Některé praktické zkušenosti s exploatací austenitických oceli v prostředí plyn-

ného vodíku väak naznaäujf, že za vhodných podmínek je i ve stabiln-rch austeni-

tickj'ch ocelích rychlost síření únavových trhlin ovlivněna plynným prostředím.

To bylo rozhodujícím motivem vzniku této práce.

MATERIÁL A METODIKA ZKOUŠEK

Pro zkoušky bylo použito materiálu 17436 o složení (ve váh. % ) :

C 0,49; Mn 17,8; Si 0,37; P 0,042; S 0,01; Cr 3,61; Ni 0,66; Cu 0,08;

Ti 0,006; Fe zbytek.

Materiál byl ve dvou odlišných stavech a to ve stavu po au3tenitiza£ním

žíháni a ve stavu po žíháni s následnou deformací za studena ( 20 % ).

Vzhledem k tomu, že bylo možno oSekávat poměrně malý vliv korozivního

prostředí, byla volba tvaru vzorků podřízena požadavku co největší přesnos-,i sta-

noveni rychlosti Síření trhlin. Ke splnění tohoto požadavku je třeba mít k dis-

pozici takové vzorky, které vyžadují lineární závialost délky trhliny na počtu

cyklů a které mají co největší měrnou délku trhliny. Tvar vzorku, který splňuje

uvedené podmínky, je uveden na obr. č. 1. Pro tento typ vzorku nezávisí faktor

intenzity napětí na délce trhliny ( při konstantním zatížení F ). Vzhledem k tomu,

že rychlost šíření únavové trhliny je jednoznačnou funkcí amplitudy faktoru in-

tenzity napětí, nezávisí ani rychlost šíření na délce trhliny při konstantní am-

plitudě vnější sily. Podrotnä je tvar vzorku i jeho kalibrace popsán v práci

C2] •

Cyklické zatěžování bylo prováděno v pulsátoru Schenck PWQO s frekvencí

50 Hz. Vzorek byl uzavřen v komoře, do které byl a malým přetlakem vháněn plyn

z íisticí kolony. Bylo použito těchto plynů: (1) suchý argon jako referenční

(2) suchý vodík (3) vlhký vodík, čistota plynů za čistící kolonou byla sledo-

vána chromatograficky (chromatograf Shimadzu, typ CC-4A) s tčmito typickými vý-

sledky:

Ar: 0 2

K 2

"2

Ar

0,0095

0,2370

0,47

zbytek

o b j . %

o b j . %

o b j . %

do 100 %

V "2

CH,

CO

"2

0,5920

0,0034

0,0003

Ľbytek

obj . %

obj . %

obj . %

do 100 %

Ostatní nečistoty ležely pod rozlišovací schopností přístroje, která

je asi 1 ppm. Lze tedy konstatovat, že čistota plynů je vysoké. Suchý plyn

(Ar i Hg) obsahuje méně než 0,05 % relativní vlhkosti, vlhký plyn (který pro-

chází přes bublačku) více než 98 % relativní vlhkosti.

- 202 -

Délka únavové trhliny byla měřena resistometrickou metodou, která je

podrobně popsána v práci [3] . Citlivost měření byla asi 10',-2.

300

OBR. 5. 1

TVAR VZORKU; ROZMERY v mm

VÍSLEDKY

Již prvé měření prokázala, že sledovaný efekt vlivu plynného koro-

zivního prostředí je poměrně slabý a že jediná spolehlivá cesta k jeho pod-

chycení je měření rychlosti trhlin v rňzných atmosférách vždy na jediném vzor-

ku. Rozptyl mezi jednotlivými vzorky totiž do jisté míry překrývá sledovaný

efekt. Z toho důvodu jsou všechny v následujícím uváděné výsledky získány tak.

že vždy pro jeden vzorek a pro zvolenou hladinu vnější síly byly střídány at-

moaféry.

Typický přiklad pro jeden ze vzorku z tvářeného materiálu je uveden

- 203 -

5 10 20 30 40

K (MNnT3/2J

OBR. i . 2 a OBR. 5 . 3

RYCHLOST Sf f ÍENÍ V SUCHÉM ARGONU, V SUCHÉM VODÍKU A VE VLHKÉM VODÍKU,

STANOVENÁ NA JEDNOM VZORKU TVÁŘENÉHO MATERIÁLU. PLNÉ CÍRY ODPOVÍDAJÍ

ROVNICI ( 4 ) P f i l P O U Ž I T Í KONSTANT Z TABULKY £ . 1

- 204 -

ío1-

10"

10

10"

10"5 10 20 30 40

OBR. í . 3

na obr. S. 2 a na obr. S. 3. Vzorek byl zatěžován asymetrickým cyklem. Cha-rakterizujeme-li asymetrii cyklu parametrm P

p =(1)

- 205 -

10° .

r-i

M

20 30 40

OBfi. í. 4

SYNTÉZA VÍSLEDKÔ Z OBR. £.2 a OBR. í. 3

kde Orma_ je maximální napětí cyklu a <Ta jeho amplituda, pak bylo po-

užito asymetrií P = 2,1 a P = 5 . Na každé napětové hladině byly vždy vy-

střídány atmosféry suchého argonu, suchého vodíku a vlhkého vodíku. Výsledky

jsou uvedeny v souřadnicích rychlost šíření versus amplituda faktoru intenzity

napětí. Porovnáním obou obrázků ja zřejmé, že pro väechny použité hodnoty Ka

je rychlost Síření nejnižší v argonu, vySší prc suchý vodík a nejvyšší pro

- 206 -

10"

10,-1

10"

10'-3

1 0 "

P = 5

Ar

P = 2,1

17436 a u s t .

ô 17436 def.

5 1 0 2 0 3 0 4 0

Ka(lfflnT3/2)

OBR. 5 . 5

RYCHLOST ä l Í E N Í TRHLIN V ZÁVISLOSTI NA AMPLITUDĚ FAKTORU INTENZITY NAPĚTÍ

PRO VŠECHNY SLEDOVANÉ VZORKY V ATMOSFÉRE AROONU.

PLNÉ CÁRY VYPOČTENY Z ROVNICE ( 4 )

- 207 -

10°

10',-1

o fa

10

10,-3

10"

P = 5

+ 100 *

P = 2 , 1

17436 aust.

A 17436 def.

_ 1 _1 0 2 0 3 0 40

K M N m - 3 / 2

OBR. 5 . 6

RYCHLOST SÍŘENÍ TRHLIN V ZÁVISLOSTI NA AMPLITUDĚ FAKTORU INTENZITY NAPĚTÍ

PRO VŠECHNY SLEDOVANÉ VZORKY V ATMOSiÉŘE VLHKÉHO VODÍKU.

PLNÉ CÁRY VYPOČTENY 2 ROVNICE ( 4 )

- 208 -

vlhký vodík. Spojením obrázků S. 2 a £. 3 (přesněji, jen výsledků pro F =

2,L) jame získali obr. 8. 4, ve kterém nejsou již pro přehlednost uváděny jed-

notlivé experimentální body, ale jen výsledné křivky. Největší vliv má vodík

a vlhký vodík v oblasti nízkých hodnot faktora intenzity napětí, kde nadměrná

rychlost šíření v Hg + ttjO je více než desetkrát vySší ve srovnáni a rych-

losti šíření v Ar. Pro vyšší hodnoty KQ je tento poměr rychlostí přibližně

roven dvěma.

Ukázaný příklad je typickým příkladem; výsledky získané na ostatních

vzorcích dávají stejný obraz o vlivu vodíku na rychlost Síření. Shrnutí vý-

sledků získaných na vzorcích je provedeno na obr. £. 5 pro atmoaféru argonu

a na obr. S. 6 pro vlhký vodík. Analogický souhrnný graf lze rovněž získat

pro suchý vodík. Výsledky ukazuji, že rychlost šířeni trhlin v :ustenitizačně

žíhaném materiálu je v mezích rozptylu stejná jako rychlost v tvářeném mate-

riálu.

Pro posouzení vlivu prostředí je kromě měření rychlosti Siření trhlin

nutné i stanovení prahových podmínek, za kterých se existující trhliny nešíří.

Uěřeni bylo prováděno metodou skokovítého poklesu amplitudy zatížení, která je

podrobně popsána v práci [4] . Souhrnné výaledky jsou uvedeny na obr. 6. 7 .

V tomto grafu je uvedena prahová hodnota K (vřetně rozptylového pásma), při

které dojde k zastavení trhliny rozSiřené na hladině K

a • a to v závislosti

na hodnotě Ka . Z tohoto grafu vyplývá, že vodík a zejména vlhký vodík nega-

tivně ovlivňují prahové hodnoty. Jinými slovy, napětí potřebné k šířeni trhliny

dané délky ve vlhkém vodíku je citelně nižší než napětí potřebné k siření téže

trhliny v argonu. Z obrázku vyplývá, že prahové napěti v argonu ve srovnání

s vlhkým vodíkem je pro tutéž délku trhliny téměř dvojnásobné. Lze tedy kon-

statovat, že tento efekt v žádném případě není zanedbatelný; naopak jej lze

považovat za významný.

Průsečík křivek K „ versus K na obr. 5. 7 8e symetrálou grafu

p f ^ P

udává hodnotu K L4l > tedy základní prahovou hodnotu pro použitou asy-

metrii cyklu, pod kterou nemůže dojit k Siření trhliny bez ohledu na předchozí

zstěžovacl historii vzorku. Číselně jsou tyto hodnoty uvedeny na obr. S. 7 a

je zřejmé, Se pro ně platí tytéž závěry, pro které jsme dospěli pro hodnoty

K . Hodnoty K

a D I

D y l a kromě tohoto měření stanoveny ještě dalším nezávis-

lým měřením a to metodou postupného poklesu amplitudy napěti. Výsledky jsou

v dobrém souladu s hodnotami uvedenými na obr. 8. 7 .

DISKUSE

Problém vlivu plynného korazivnlho prostředí na chováni únavových

trhlin má dva aspekty:

1. Spolehlivý kvantitativní fenomenologický popis;

2. výklad přifin existence tohoto efektu.

- 209 -

20

10

5 -

2 -

P K = 5 3K a p z 5 ' J

P K - 3 54K a p z J ' : " 1

Xpz = 2 .3/- '

/

P = 2,1

—-i »

i...Í...

_ J

Ar

Hg v 100 % HgO

17436 aust.

17436 def.

J10 20 30

K ( MNnf3 / 2)

OBR. í. 7

ZÁVISLOST PRAHOVÝCH HODNOT NA AMPLITUDĚ FAKTORU INTENZITY NAPĚTÍ

PRO VŽECHNY POUŽITÉ ATMOSFÉRY

Pro kvantitativní fenomenologický popis vyjdeme z rovnice pro sta-

bilní Síření únavových trhlin, která je ve tvaru [4]

- AdN

(2)

kda (K^^Jp má význam prahové hodnoty při asymetrii F a lie ji vyjádřit

ve tvaru

- 210 -

Kap"ľ

Hodnoty A , Ka , et , fi , &" jsou materiálové konstanty.

Kombinaci obou rovnic dostaneme

Hledejme nyní vliv prostředí na jednotlivé konstanty uvedené rovnice.

Obr. S. 7 je vlastně grafickým vyjádřením rovnice (3); z giWu je patrno, že

sklon přímek v log-log souatavně není prostředím ovlivněn; korozivní prost-

ředí však vede k posuvu křivek. Jinými slovy, prostředí neovlivňuje hodnotu

oc , ovlivňuje však hodnotu K .

Křivky rychlosti äiŕení na obr. 5. 5 a obro S. 6 závisí též na

asymetrii cyklu. Z posuvu křivek pro různé asymetrie lze získat hodnotu a to

z jednoduché relace

Kal

Pl = Ka2 *Í l5)

-

kde hodnoty 1 i hodnoty 2 odpovídají téže rychlosti šíření pro různé P.

Tímto způsobem bylo EJiStěno, že hodnota exponentu f nezávisí na prostředí.

Zbývající matnriálové konstanty A a ŕ byly získány z křivek

proložených metodou nejmenších Stverců (provedeno pomocí poSítaíe) v grafech

typu obr. 5. 5 a| obr. 2. 6 . Hodnota 0 , která urSuje sklon křivek

dl/dN vs. K , nezávisí na prostředí, naopak hodnota A , která udává je-

jich relativní polohu, na prostředí závisí. Všechny naměřené konstanty jsou

uvedeny v tabulce S. 1 .

Pro výklad vlivu plynného proatředí byly navrženy v podstatě dva

mechanismy:

1. vodíkové praskání v oblasti špice trhliny;

2. interakce oxidických filmů, tvořených na nově vzniklém povrchu na špici

trhliny se sKlurovými procesy.

První z těchto modelů je založen na představě disociace H? na

čistém kovovém povrchu na Spici trhliny v okamiiku jejího postupu; atomární

vodík difunduje do mlat poruch (typu kavit) před Špicí trhliny, kde rekombi-

nuje znovu na Hg a vytváří tak značný tlak. Druhý model je založen na

vzniku kysličníkových (případně i jiných) filmů na nově vzniklých kovových

- 211 -

TABULKA 5. 1

KONSTANTY ROVNICE (4), POPISUJÍCÍ RYCHLOST ŠÍSENI A PODMÍNKY ZASTAVENÍ TRHLIN

prostředí

Ar

«2

«2+V>

A

JW__ (MNnT3^2)

cyklus

1.23.1O"7

2,08.1O" 7

2.99.1O" 7

Ol

0,43

0,43

0,43

4,2

4,2

4,2

f

0,5

0.5

0,5

Kapz

MNm"3/2

6,97

5,12

3.55

površích. Tyto filmy na povrchu pak ovlivňuji proces plastické deformace äpice

trhliny. Jedna z konkrétnějších představ o tomto mechanismu vznikla na základě

pozorování, že v hliníkových slitinách, zatěžovaných ve vakuu, je rychlost ší-

ření trhliny menSí než na vzduchu a navíc ve vakuu se na rozdíl od vzduchu ne-

vytváří na lomové ploáe charakteristické únavová žlábky [5] . Prakticky okam-

žitě vznikající kysličníkové filmy při otevření trhliny zabraňují kovovému zno-

vuspojení (či "svaření") materiálu bezprostředně na špici trhliny, žádný z obou

modelu není v současné době rozpracován kvantitativně.

V našem případě výsledky svědil pro činnost obou z těchto mechanist'!.

Rychlost Siření lve srovnání s Ar) je vyääí jak pro íistý vodík, tak pro vodík

s vodními parami. Podrobnější výklad mechanismu tohoto vlivu si všp.t vyžádá

další experimenty.

ZÁVĚR

1. Rychlost Síření únavových trhlin v austenitické oceli 17436 je ovlivněna

atmosférou vodíku. Nejnižší rychlost Síření byla namířena v referenčním

plynu argonu, vyšší v suchém vodíku, nejnižší ve vlhkém vodíku. Tento vliv

byl v celém rozsahu použitých podmínek kvantitativně fenomenologicky popsán.

2. Prahové hodnoty faktoru intenzity napětí jsou plynnou atmoaférou ovlivněny

celkem silně. Ve srovnání s Ar klesne prahové hodnota v Hj na 73 * a

ve vlliiém \ na 51 % .

3. Rychlost Síření i podmínky zastavení trhlin jsou stejné pro žíhaný materiál

a pro tvářený materiál.

... 212 _

LITERATURA

[l] H.í,.MARCUS, J.C.WILLIAMS a N.E.PATON, ve sborníku Corrosion Fatigue,

NACE-2, 1972, s. 346

[2] P.LUKÁa, M.KLESNIL,

[3] J.POLAK

[4] M.KLESNIL, P.LUKJÍS

[5] R.M.H.PELLOUX

Eng.Franc.Mech., v tisku

Strojírenství, v tisku

Síření únavových trhlin v oceli,

Studie ČSAV 8. ?, 1973

Třena. ASM, 62 (1969) 281

- 213 -

VÝPOČET ŠÍSENÍ ÚNAVOVÝCH THHLIH

J.PETRÁSEK

STÁ*TNÍ VÍZKDHNÍ ÚSTAV STAVBX STHOJ&

BECHOVICE, ČSSR

M.GRCHS

ČKD LOKOMOTIVKA

PRAHA, ČSSR

ÚVOD

Se stoupaj ícími výkony strojů a se snahou konstruktérů o co nej-vě tS l využit í materiálů se dostává do popředí problém únavového poSkozovánífiástl s tro jů. Tento problém je vhodné r o z d ě l i t na dvS č á s t i a t o na kumula-c i poškození do i n i c i a c e trhl iny a na etapu Síření trhl iny do lomu. Tentopříspěvek se zabývá výpočtem síření únavové trh l iny při cyklickém zatěžová-ní s použitím č í s l i c o v é h o počítače.

POUŽITÉ METODY VÝPOČTU ŠÍŽENÍ ÚNAVOVÝCH TRHLDÍ

V l i t e r a t u ř e l z e nalézt mnoho hypotéz Síření t r h l i n . J e j i c h vý-klad obvykle vychází z představy trhl iny v nekonečné desce, která j e rozta-hována rovnoměrným napětím, působícím kolmo na trhl inu. VětSinu těchto va-riant zákona o Síření t rh l in l z e psát ve tvaru

kde Cí jsou materiálové konstanty.

Jednou z hypotéz o s íření t r h l i n je t e o r i e , vyvinutá KLESNILE4I aLUKÁŠm [1] . Předpokládá s e , že prahové amplituda napětí G p je určenamikroskopickým a makroskopickým pnutím na Sele trh l iny. Tlakoví pnutí, brá-n íc í otevření t rh l iny, Jsou rozhodujícím faktorem pro e x i s t e n c i n e š í ř í c í c hse t rh l in . Je l ikož s tav struktury a liroveň tlakových pnutí v p l a s t i c k é zó-ně u kořene trh l iny záv i s í na amplitudě napětí a na délce t rh l iny, l z e podle[2] popsat v l a s t n o s t i p last ické zóny pomocí amplitudy faktoru in tenz i ty na-p ě t í Kg. Na základě experimentů se předpokládá, že existuje prahová hodnotas o u č i n i t e l e i n t e n z i t y napětí Kg , z á v i s l á na před tím dosažené hodnotě Ka.Nejnižäi možná hodnota E^ ae značí jako základní prahová amplituda součini-t e l e intenzi ty napětí K z .

Déle se předpokládá, že z á v i s l o s t K^ na Kg l z e vyjádřit ve tvaru:

- 214 -

kde xponent « závisí na pevnosti uvažované oceli. Parametr asymétri* »»tôžo-

vaclbo cyklu P je zde uvažován Jako:

m a x 2 , ,

P = —g = , (3)

<S min

kde R = —9 max

Základní rovnice pro výpočet Síření únavové trhliny má tvar:

u:

kde A, Ä , B jsou materiálové konstanty a T = 0,71 + 0,06 [ l ] .

S použitím (4) byla zjiäíovéna základní prahová amplituda součinite-le intenzity napětí Kg- , která je pro cyklus se zadanou asymetrií P vázána vzta-hem:

(9(1 - « )d 2 i i

APd H— r —

kde

Výpoäet Síření trhliny podle t é t o hypotézy se provádí podle vzorce ( 4 ) , při čemžpofiet cyklů H je dán:

K ! 2 / v d 2 /N = J d M = -J J y—g ŠTT=*T Ä 3 = ~ <b>

0 2 / a P ^pz 'Ka P

V současné dobS nejrozľíŕenžjäí hypotézou Síření trhliny je vztah PARISE:

(7)

V [2] zkoumá BAHSOB koeficienty Cp a n^ v rovnici (7) pro různé typy konstruk-čních ocelí. Na základě experimentů bylo ukázáno, že pro martenzitické oceli amezí kluzu od 550 MNm"2 do 2070 MNm"2 lze pcažít vztahu

d Ě-5-5 = 0,2073 . 10"9 ( A K) 2 ' 2 5 (8)

a pro feriticko-perlitické ocele lze psát rovnici (7) ve tvaru

- 215 -

ä£ 1 n= 0,1214 . 10" lw ( K)- (9)

d N

FORMAN, KEARNEY a ENQLE p ] upravili rovnici (7) do tvaru, který zahrnoval odhadrychlosti Síření trhliny při jejím zvýSení ve fázi blízké lomu.

Uvažovali, žed t

lim = oo (10)

ata K — Kc d H

kde Kj, je kritické hodnota faktoru intenzity nepětl.

Bále použili vztahu

max K = —

1 — H

kde AK je amplituda falctoru intenzity napětí.

Odtud ů £

lim = eO (12)

a výsledný vztah, potvrzený experimenty má tv=r:

&e °F ( A K ) ° F

d N ~ (1-R) Kc - AK

POUŽITÍ ČÍSLICOVÉHO POČÍTAČE

PARISŮV a FORMANŮV vztah byl použit k výpoätu Síření únavové trhli-

ny na číslicovém poíltaäi.

F.aktor intenzity napStl K lze pro trhliny v nekoneaně liroké desce,

namáhané tahem zapsat ve tvaru

Pro obecnou geometrii namáhané Sásti e obecné zatížení je vhodný výraz

K = 6-ýxe &T (15)

resp.

K'= f V ř &T (16)

kde Řfje součin opravných koeficientu.

- 216 -

Pro amplitudu faktoru intenzity napěti máme podobne

reap. . __

AJC'=Afr/^ &r (18)

Koeficient ůf" 1 pro nekoneSnou deeku a trhlinou. Pro jiné geometrie trhlinyJe 0r kombinaci několika součinitelů flf , které budou upravovat rovnice (17)a (18) pro různé vlivy. Například součinitel /9j zavádí konečnou Šířku zkoumané-ho vzorku, součinitel &j respektuje tvar a umístění počáteční trhliny. Sesta-vený program umožňuje skládat /3y až z deseti různých Aj, tzn.

A, • £ #* (19)

V popsaném programu Jsou zatím použity tyto koeficienty £>{ :

/34 - umožňuje zrněnu měřítka zatížení nebo násobení K konat, faktorem,

/3 a - vyjadřuje v l i v konefiné šířky desky. Tvar opravy je

(20)

kde b Je poloviční Šířka desky;

Ů - dovoluje aplikovat opravné faktory pro různá okolí východiska trhliny.Hůzné tvary jsou uvedeny v [ 4 ] .

0 - uplatňuje se při prostupu trhlin Šířkou vzorku. K výrazu pro Ô. dojdemenásledujícím způsobem:

P o d l e IHWINA j e

i.i e-K 1/2

kde Cj^ je mez průtažnosti aÁ - g 2V

$ = J [ l ; aiaV\»* d V (22)0

0 , ( Wi obr.8.1.

- 217 -

OBR.č.l

Do rovnice (21) byl dále zaveden faktor U^, který je funkcí í/t B S/ZC.Mfc je převzat z £5] a reapektuje změnu K, b l í ž í - l i se trhlina k protejäímu povr-chu aouíáeti.Hovniei (21) lze tedy přepaat:

itTK = 1,1

kde2 ff 2

- 0,212 ( — )

Odtud máme:

Ze vztahu (25) a (26) je zřejmé, že

/3^ = 1,1 Mk

Lze tedy paát

AKmin

(23)

(24)

(25)

(26)

(27)

(28)min

Přechod ke vztahu (17) nebo (18), t z n . pro případy, kdy Je uva-žováno, že trhlina j i ž prostoupila tloueíku materiálu, je brán v okamžiku,kdyplast ická zóna na Sele trhl iny dosáhne prot i lehlá atSny materiálu.

Tento okamžik je určen rovnici (29):

kde K^^ je bráno z (25) .

Obdobně je volen postup pro vztah podle FORMANA, vyjádřený rovni-

c i (13) .

Nevýhodou jak PARISOVA tak FORMANOVA vztahu je, že nezachycuji fá-z i zastavení trhliny při nenulovém napětí.

Zavedením souSinitele A* , označením —§- = C v a přechodem dd N na d e/d N do rovnice (5) dostáváme vhodný tvar pro numerické ŕeäenl:

• ( ( 'l - R )T ~ 2 ~ ^ j ] ( 3 0 )

Tento vztah přirozeně neplatí pro R blízké 1 .

POPIS PROGRAMU

K řeSení d i f e renc iá ln í rovnice typu (1) byl sestaven program CRACKSpro ä ís l icový počítač (obr.f i .2). Numerické řeSení rovnice (1) prováděno pomocímetody RUNGE-KBITA. Spektrum zat ížení l z e v o l i t l ibovolně v rámci p l a t n o s t i kon-krétního tvaru rovnice ( 1 ) . Tvar amplitudy faktoru intenzity napětí j e uvažovánve formě funkční z á v i s l o s t i .

Program CRACKS provádí Integraci rovnice Síření trhliny k z ískáníz á v i s l o s t i délky trhl iny nebo v e l i k o s t i K na poStu cyklu N. 7 č á s t i programu,označeném na obr.č.2 CRACKS je prováděno čtení vstupních dat, obsazování a t i s kvýsledku. F stanovuje rychlost Síření trhl iny d / / d N. V RKLDES se integrujepřes každý zátežný blok, TBLKUP Je l ineární interpolační schema pro p o u ž i t í sou-S i n i t e l e Aj , ELIP2 provádí výpočet e l ip t ického integrálu § ze vztahu ( 2 2 ) ,TIFANY je subroutine bloku údajů pro stanovení Mk jako funkce i/t a //2C aTRP2 je subroutine parabolické interpolace pro funkci dvou proměnných, kteráje už i ta ke stanoveni M .

- 219 -

ijadnoduľan* blokov*' achua programu

CHAOS

SEISES

TRF2

TIFAR

O B R . i . 2

ZJEDNODUŠENé BLOKOVÉ SCHHÍA PROGHAMU CRACKS

Závialoat rflatu trhliny na /3| při 6" = konat.

2.10,-3

1.10,-3

A

í• 1 , 5

/

f

Ž-

5

0 10 20 30 40 90 60počat Mtetoraeieh

blokA

OBR.£.3ZÁVISLOST V TRHLINT NA fll,, PS i •" » k o n a t .

- 220 -

OBR.e.4

t/m/

10,-3

1

2

3

4

5

tvar trklinx

O«=>

o

o,7.i<r3

O.7.1CT3

0,4. Iď 3

0,4.10"3

0.6.10-*r"0,6.l(ř

105

,-3/2,

30

20

10

10" 1 0 " 10,-5

CBR.í.5

- 221 -

Výpočet Siřen í t r h l i n podle FORMANA byl ověřen na č ís l icovém poSí-

taelm s t r o j i se anahou v y t v o ř i t vhodnou úpravu vztahu pro R < 0 . Bylo z j i š t ž -

no, že v l i v R «CO l z e postihnout tak, že položíme R = 0 a zavedeme opravný

k o e f i c i e n t Bj > 1 ( o b r . č . 3 ) . Vliv opravných faktorů na rychlost Siřen í únavo-

vé trhl iny Je nej lépe zřejmý z obr,2,4 a 5. Vyplývá odtud, že geometrie místa,

odkud vychází t rh l ina j e jedním z určujících faktorů při určování z á v i s l o s t i

délky trhl iny na počtu cyklů, reap, v e l i k o a t i ^mBX na počtu cyklů.

ZÁVŽR

Popsaná metoda výpočtu rych lost i S ířen í únavové trhliny umožňujerespektovat pomocí opravných koeficientů skutečné podmínky rozvoje t rh l iny amohla by být v praxi výhodná pro součást i , u nichž Je podstatná část ž ivotno-s t i v o b l a s t i Síření t r h l i n y . Je vSak nezbytné z í skat pro kr i t ická místa těch-t o součástí podklady o napětí , vyskytujícím ee v provozu.

Výhledoví bude tento program upraven tak, aby jako vstup mohla s lou-ž i t magnetická páska s e záznamem napětí.

SENÁM POUŽITÝCH SYMBOL

e'oNe

apK

Ka

Kap

Kapz

R.P

poloviční délka trhliny

počáteční délka trhliny

počet cyklů

napětí

amplituda napětí

prahová hodnota amplitudy napětí

faktor intenzity napětí, K = K'.

amplituda faktoru Intenzity napětí

prahová hodnota součinitele intenzity napětí

základní prahová hodnota součinitele intenzity napětí

parametry asymetrie

materiálové konstanty

opravné koeficienty

součin opravných koeficientů

LITERATURA

[ l ] M.KLESNIL, P.LUKÍŠ:

[2] J.M.BARSCM:

Šíření únavových trh l in v o c e l i .

Studie ČSAV 5 . 3 , 1973, Academia Praha

Fatigue-Crack Propagation In S t e a l s of Various

Yield Strength, Transactions of the ASME, Series B,

No.4, 1971, str .313-320

- 222 -

[3] R.G.FORMAN, V.S.KBUINH, R.M.ENQLB: Numerical Aaalyoio of Crack Pro-pagation In Cyclic - Loated Structures,Transactions of the ASMS, Series D, Ho.3,

8tr.8-15

[4] K.B.HOFSt Jr . : Equations for Fracture Mechanics, MachineDesign, February 1, 1968, etr.109-113

[5] R.M.HJGLE: Cracks, a Fortran IT Dig i ta l Computer Programfor Crack Propagation AnJlysis, Technical He-port AFFDL - TR - TO - 107, Air Force FlightDynamics Laboratory, Air Force Syatema Command,Wright - Pateraon Air Force Base, Ohio, October1970, Reproduced by National Technical Informa-t ion Service, Sprongfield

- 223 -

LOMY 5 MALOU DEFORMACÍ VE SPOJI'MEZI FERITICKÝMI A AUSTENITICKÝMI OCELEKI

V. PILOUS

ÚSTREDNÍ VÝZKUMNÝ ÚbTAV O.P. ŽKODA

£i>SR

ÚVOD

Při stavbě parních turbin o velkých výkonech, pracujících s parametry vstupní

p íry 535°C, Jsou převážně používány nizkolegované žárupevné o c e l i . Ve velkém měřít-

ku s e v konstrukci používají auetenit lcké návary a požtáře z EUBtenitických elektrod,

které podstatně ovlivňují ž ivotnost část í parních turbin. Chemická neetejnorodost

mezi nlzkolegovaným základním materiálem a austenitickým svarovým kovem typu 18 % Cr,

8 % Ni může mít podstatný v l i v ne poruření svarového spoje, pracujícího za v.yšžích

t e p l o t . V přechodu mezi svazovým kovem a základním materiálem dochází v důpledku

gradientů akt iv i ty uhlíku k tvorbě výrazného oduhličeného a nauhličeného pásma, které

jsou příčinou porušení s velmi malou plastickou deformací 6poje [ l , 2, 3 ] .

Původní příčina lomu j e spatřována v napětových poměrech v mezifázovém rozhraní

mezi nauhličeným pásmem s karbidickými fézemi uvnitř i po hranicích zrn a oduhličeným

pásmem s velmi nízkým obsahem uhlíku uvnitř i po hranicích zrn. Mikrosnímek oduhliče-

ného a nauhličeného pásma, mezi austenitickým svarovým kovem z elektrody E 391 a nízko-

legovanou žárupevnou o c e l í ČSN 41 5210 po 5 000 hodinovém retrvání ns pracovní tep lotě

55O°C, je pro názornost na OBR. 5. 1 t i ] .

OBR. £ . 1 - Mikroanlme* oduhličeného a nauhličeného pásma mezi gustenit ickymsvarovým kovem z elektrody E 391 a o c e l í 15210 (55O°C - 5XCOO hod. ) .ZvětSeno 50Cx, leptáno e l e k t r o l y t i c k y .

- 224 -

V mezifázovém rozhraní dochází T důsledku dlouhodobého setrván* za teploty 55O°C ke

snížení kohézni pevnosti hranic zrn, což mé za následek při zachovaných napětových

poměrech vznik mikrotrhliny. Mikrotrhlina se ?íří interkrystalick" mezifázovým roz-

hraním fa po hranicích B velmi nízkym obBBhem uhlíku mezi jemnými a hrubými feritickými

zrny v důtledku velmi malé koheze nwzi zrnv.

i. výsledků dosud uskutečněných studil v o.p. ŽKODA [ 1 , 3 ] lze usoudit, že

vznik lomů E malou plastickou deformaci, vzniknjících za vyfřich teplot, lze potlačit

především správnou volbou chemického sloíení svarového kovu. Ze studie přechodu

sp"ie mezi ocelí a svarovým kovem B rozdílnými součiniteli tepelné roztEžnosti a E

rozdílnými chemickými koncentracemi uhlíku v tuhém roztoku bylo zj l ítřno, že chemické

faloiení svarového kovu mutl být voleno tak, aby hodnota efektivního součinitele difú-

ze uhlíku [4 j , který zahrnuje interakční součinitelr ostatních prvka oceli i sva-

rového kov.., musí být co nejmenří. V o.r,. £kodE [5 ] a ve Vojenské s.le3emii Antonína

Zápotockého Brno [2] bylo stanoveno, íe svarový SDOJ je za uvedených prncovních

podmínek (55O°C, 1 . 105 hod.) dostatečně strukturní stálý, je-li efektivní součini-

te l difúze uhlíku D C e f -- 1.1O"10 cm2 . sec" 1 .

Podrobně byl studován svarový spoj mezi nízkolegovnnými žárupevnými ocelemi a sva-

rovými kovy typu 18 % Cr, 8 % Ni a bvlo stanoveno, ře uvedený svarový spoj není za

teploty 55O°C dostatečně strukturně stálý.

VLIV CHEMICKÉ NEÍ.TEJNORODOSTI NÍZKCLEGOVANÉ OCELI A SVAHOVÉHO KOVU £ VYĚŠÍK CBÍ.AHEK

iMIKLU NA PORUŠENÍ. iPOJE

Nízké hodnoty efekt ivního s o u č i n i t e l e difúze uhl íku lze dosáhnout vrzáním uhlíku

na karbidické fáze, k te ré j sou za pracovních podmínek spoje dostatečně s t r u k t u r n í

s t á l é . Uvedené poznatky lze využít předevĚim p ř i návrhu spoje ocel í s te jných s t r u k t u r -

ních b á z í . V případě svařování oce l í rozdílných s t r u k t u r n í c h b íz l l z e doporučit Fro

p r á c i za vySšíeh t e p l o t svarový kov, který vytvář í účinnou bar ieru p r o t i d i f ú z i

uhl íku a efektivní s o u č i n i t e l difúze uhlíku mezi svarovým kovem f základním mater iá-

lem snižuje na minimum.

Podrobným rozborem dosud používaných svarových kovů bylo na základě l i t e r á r n í c h

podkladů [ 4 ] potvrzeno, že velmi účinnou b a r i e r u p r o t i di fúzi uhlíku vytvář í n i k l .

Při tom s l i t i n y í'e-Ni s obsahem 40 % niklu mají velmi př íznivý s o u č i n i t e l t e p e l n é

r o z t a ž n o s t i v obla6t i t e p l o t 20 - 55O°C, b l í ž í c í ee nlzkolegovanému žérupevnému zá-

kl-dnimu mater iá lu. Chemické s ložení svarového kovu z elektrody t-B 466 (E 377-Co)

j e uvtdeno v TAB. 5 . 1.

V TAB. fi. 1 j e rovněž uvedeno chemické s ložení nízkole^ované žárupevné o c e l i

Gí> 17CrUoV5.11, se kterou byly uskutečněny zkcuéV" s t r u k t u r n í s t á l o s t i spoje spolu

s navařeni z elektrody E-B 466.

- 225 -

TABULKA Č. 1 - Chemické aložení svarového kovu z elektrody E-B 466

a nízkolegovaného žárupevného základního materiélu

GS 17Crllo\'5.11.

Směrné slože-ní E-B 466

Dosažené slo-ženíE-B 466

Předpis slo-ženíGS 17CrMoV5JJ

Dosažené slo-ženíGS17CrMoV5.11

Chemické složeni (% hmotnosti)

C

0,10

0,10

Oj IS0720

0,20

Mn

1,70

1,80

0.500,80

0,70

Si

0,80

0,70

°1,3°u,su

0,40

P

min.

0,022

max.0,035

0,026

S

min.

0,024

max.0,035

0,028

Or

20,0

18,4

1,22

Ni

37,0

36,2

-

0,15

Mo

5,5

5,4

0.90

T7T5

0,90

v

-

-

0.20

5713

0,28

Co

3,5

3,7

-

-

fro zkoušky strukturní stá lost i byl spoj mezi ocelí Gí 17CrMoV5.11 a svarovýmkovem z elektrody E-B 466 svařen třením. Po svaření bvl spoj ponechán nfi teDlctř550 C při zatíženi 8 kp/mm2. K lomu doělo po 11 260 hod. Lnímek lomu je ne OBR. Č. 2,ze kterého je zřejmo, že lom probíhá interkryatelicky v základním materiálu Gi 17CrMoV5.11ve vzdálenosti 0,05 cm od ostrého přechodu spoje. Ve střední ř íet i zkuřebního třllskalom probíhá v ostrém přechodu mezi základním materiálem a svarovým kovem. Povrch lomu,probíhající v základním materiálu GS 17CrKoV5.11 má charakter houževnatého lomu.

OBR. C. 2 - Metalografický snímek spoje mezi avarovym kovem z elektrody i-U 466a základním materiálem OS 17CrMoV5.ll. Zvžtaeno 200x.

Povrch lomu znázorňuje OBR. 5. J. PoTreh lomu y oetrén přechodu na Btrsnř eraroTého

kovu z elektrody E-B 466 má charakter smíSeného lomu. Povrch lonu Je znázorněn na

ObR. Č. 4. Rozložení lomových ploch po průměru ikuřSební tyfe Je ířejmo x OBR. 6. 5.

Pro stanovení průběhu změn konemtrací C, Oř a NI byle kolno k přechodu na po-délném řezu svarového Epoje uskutečněné, elektronová alkrosnalýza. Mikroenalýzou by-ly stanoveny koncentrační měny uhlíku, chrómu a niklu mezi Evarovýn kovem a základ-ním m&teridlem.

- 226 -

CBtf. Č. J - Povrch lomu základního materiulu Gii 17CrKoVi>.ll ve vzdálenost i

C,0í> cm i.d prechodu.

C3H. C. 4 - Povrch lomu v oatrém prechodu na s t r a n ě svarového kovuz elektrody I-B 466.ZvĚtšeno 25Ox

- 227 -

E - B 466 GS 17 OrMoV 5.11

CBR. Č. 5 - Rozložení lomových ploch po průměru zkušební tyče :

- 8 2 8 -

Ionc«ntracní křivky byly stanoveny s využitiu lineární analýzy a bodové kvantitativníanalysy. Průběh změn koncentrací uhlíku, chronu a niklu je graficky znázorněn naOBR. S. 6. Z 0B3. jsou podstatná pásma, ve kterých proběhla difúze. Šířka měřitelnéhooduhUScneho páema je 0,05 cm, Šířka nauhllceného pásma je 0,025 cm.

J/J„ «)

. . _ 3 6 , 2

E - B 466

0,05

0,075

x (cm)

GS 17 CrUoV 5.11

CBR. Č. 6 - Průběh změn koncentrací uhlíku, chrómu a niklu ve svarovém epoji.

- 229 -

Foaoruhodné jeou hodnoty relativní intenzity uhlíku. Z OBR. 5. 6 Je s-.řejmo, Se v od-

uhličené oblasti poklesl obsah uhlíku ns 0,10 %, v nauhličené oblasti se obsah uhlíku

iTýěi l na 0,75 * .

Pro výpočet efektivního součinitele difúze uhlíku byla uskutečněna Izolace

intemediárních fází a stanoven obsah uhlíku v tuhém roztoku neovlivněného základního

materiálu a svarového kovu. Výpi\*tem bylo stanoveno, že v tuhém roztoku svarového kovu

z elektrody E-B 466 lůstává 0,002 % C, v tuhém roztoku oceli QE 17CrMoV5.11 Je 0,004* C.

Podle vzorce platného pro výpočet efektivního součinitele difúze [ 5 ] »yplývé, že

-11 2 -1"Cef

= 2,6

Výpočtem stanovený efektivní součinitel difuee Je řádově příznivěji! v porovnání

s efektivním eouíinitelem difúze spoje, svařeného elektrudemi s obeshem 18 % Cr,

8 % Ni [3] .

Pro objasnění předností svarového kovu z elektrody E-B 466 bvla transmisní

elektronovou mikroskopií studována mikrostruktura svarového kovu [6] . Folie byly

připraveny elektrojiskrovým rozřezáním epoje v podélném směru. Ns snímcích ze svaro-

vého kovu je patrná mikrO6truktura, zachycující nrsnice zrn, hranice dvojčat, rozlo-

žení dislokscí a precipitátu. Z OBR. 5. 7 a 8 Je zŕejmo, že hruběí precipitét

(1 000 1) Je vyloučen po hranicích zrn a velice jemný precipitát (200 h je vvloučen

po hranicích dvojčat a zejména v dislokačním sítoví. Jemný precipitát uvnitř zrn Je

soustředěn zejména na rovinách {l, 1, l) [6] .Ze Enímku 7 s 8 Je zŕejmo, že di-

fúze uhlíku probíhá především po hranicích zrn a hranicích dvojčat, ovšem ménř

intenzivně v porovnání s difúzí po hranicích zrn svarového kovu z elektrod typu 18 % Cr,

8 X Ni.

tfum

OBH. C. 7 - Snímek svarového kovu z elektrody E-B 466.

Tranzitní elektronové mikroskopie.

Zvětšeno 20 OCOx, e l l y t . : kyselino octová a chloristá.

- 230 -

0 VÍLLEĽClCH

Ve studii [ l ] bylo uvedeno, že nízké hodnoty efektivního součinitele difúzeuhlíku mezi austenitickým svarovým kovem a ní zkolegovaným základním materiálem lzedosáhnout:

a. vázáním uhlíku ne tarbidieké fáze, které Jsou za daných pracovních podmínek dOEta-tečně strukturně s té lé ,

b. účinnou barierou proti difúzi uhlíku prvky, kterŕ fouSinitel difúze mezi Fvarovýmkovem a základním materiálem snižují na minimum.

J e - l i ponechán spoj mezi nízkolegovanou žérupevnou oct i í a svarovým koveu typu13 * Cr, 8 * Ni na teplotě 55O°C potom dochází k lomu v důrledku nspříových poměrůpředevším v přechodu mezi nauhliffenou obltstí ? karbidiekými fázemi uvnitř a po hrani-cích zrn a oduhlicenou oblastí s velmi nízkým obsahem uhlíku. Po včerpání plastickédeformace zablokované části hranic zrn lom ae řlřl nestabilně přeíevřím v mezifázo-véo rozhraní tvarového spoje*

V [.ředložené práci byly ověřovány doporučení, uvedená v práci [ l ] .Ke zkouř-kám bylo použito EVbrového kovu z elektrody E-B 466 se 36 t Ni. Byl studován lom,který vznikal za teploty 55O°C ve spoji oceli 3S 17CrMoV5.11 a svarového kovu z elektrodE-B 466.

Z OBR. S. 5 je zřejmo, že mechanismus lomu se l i ř í od lomů Epojů, uvedenýchv práci [ l ] . Při dosažení technické kohezivní pevnosti dochází ve spoji 6 proti-oifuzní barierou k poručení uvnitř zkušebních těl ísek lomem s malou plastickou defor-mací. Přitom první porucha, vzniklá dekohezí, vytváří na okraji stay Joeé napjatosti.Poručná se Síří v přechodu mezi svarovým kovem a vysokým obsahem niklu a základnímmateriálem směrem k okraji zkuäebnlho vzorku stabilně. V blízkosti povrchových částívzorku dochází v dŮEledku 1-osé napjatoeti k tvárnému poruření svarového epoje, Jakzřejmo z OBR. S. 5 a 3. V případě použití elektrod, majících součinitel tepelné roz-tažnotti blízký součiniteli roztažnosti nlzkolegovaného žérupevného materiálu, mecha-niBmuB lomu je v důsledku vysoké strukturní s tá lost i Evarového spoje obdobný jakcu nesvěřované nízkolegované žárupevné ocel i .

Z/.V£R

V práci Je Etudován poznatek, Se chemická nestejnorodort mezi základním materiá-lem a svarovým kovem má podstatný vliv na poražení r v e l o l malou plastickou deformacíBVbrového spoje, pracujícího sa vygaleh teplot (55Oc).

Je zdůvodněno, že vétáním uhlíku na ksrbidické fáte, které Jeou za pracovníchpodmínek dostatečně etrukturně stálé a tvoří dčinnou barieru proti difúzi uhlíku, lzevytvořit předpoklady pro dosazení velmi nízkého «fektivního souřinltele difúze uhlíkuv přechodu mezi ocelemi rozdílných strukturních bází.

Elektrodami E-B 466 se 36 % Ni byl vytvořen epoj B níikolegovsnou Sárupevnouoc«lí Ob 17CrMoV5.il, který dává předpoklady pro vyhovující svarový ,poj austeni-tických ocelí typu 18 % Cr, 8 % Ni s nlrkolegovanými řárupevnýml ocelemi pro práci

- 231 -

LBH. £. b - Snímek svarového kovu z elektrody Ľ-H 466 př i velkém

Transmisní elektronová mikroskopie.Zvětšeno 50 COOx, e l l y t . : Kyselina octová a c h l o r i s t u .

za teploty 550 C. Je uvedeno, Se mechaniemuE lomu je v důsledku vvsoké ítrukturnfs t á l o s t i spoje s u příznivého součinitele tepelné rozteínoEti EV&royého kovuz elektrod E-B 466 obdobný jí.ko u nesvarovsne nlzkolegovtiné íérupevné o c e l i .

LITERATUR/.

[ l ] V. PILCIE.í-borník konference: Materiálové vady ocelových vvrobkfl.Mtiriánské LáznP 21. 10. 1973, Dim techniky, r izeň.

[ 2 ] K. ÍTR/.NLKÝ

Termodynamika s trukturní s t á l o s t i svarových spoji.

V/iAZ Brno 1972, 1973, 1974.

[ 3 ] V. PILOUS

Kovové materiály 1975 (v tiEku).

[4] *. &EITHDiffusion in Metallen. Springer, Berlin, 1955.

[5] V. PILOUS

Technika ŠKOD;., 1971, ř. 1, etr. 31-34.

[ 6 ] V. KASKA

Sdělení ÓVZÚ o. p . ŠKCD/,. Plzeň, prosinec" 1974.

- 232 -

PHOVOZNÍCH PODMÍNEK' A MATERIÁLOVÝCH VAD NA PO§KOZENÍ REAKTORU DEHYDR03ENACE

L. HiJJlOUZ

CHEMICKÉ ZÁVODY CSSP

JÍLUŽÍ U kOSTU, fií-SR

0. BIKĽJC

Ll/.TŇÍ VÝZKUMNÝ ULT/.V KATERIAlfl

PRJ.HA,

ÚVOD

Základní jednotky chemicko-teehnologických z a ř í z e n í používané v chemických zá-

vodech ÍLí-F Záluží na zpracování uhlovodíků jsou podrobovány p ř i poruře nebo h a v á r i i

podrobným materiálovým rozborům, j e j i c h ž cílem j e u r č e n í mechanismu pořkození a v l i v u

provozních i-odmínek na v l a s t n o s t i použitých o c e l i . Ucelené mater iá lové p r o ř e t ř e n í jedné

t l a k o v é nádoby dehydrogenace (DHD), s l o u ž í c í výrobě benzinu o vyříím oktanovém í l s ] e ,

k t e r á h&varovula v roce 1968 po témfř 30t i letem bezporuchovém provozu, bvlo provede-

no bezpros t ředně po t é t o h a v á r i i . Reaktor b " l výrobkem firtnv Ž e l e z á m " V í t k o v i c e .

DHD reaktory j sou e t o j a t é válcové nádoby E vvpouklými dny s hrdlv o zevním prů-

měru 1400 mm a t l o u í t c e s t ř n y p l á ř t ě 40 mm a d é l c e 10 nebo 12 m. Reaktor j e svařen ze

t ř e c h zkroušených plechů B s p o j e n í j ednot l ivých lubů a h r d e l j e provedeno svařováním

e l e k t r i c k ý m obloukem. Základní m a t e r i á l reaktorů j e Cr-V ocel p ř i b l i ž n ě ocel 1511C

nebo 15232 d l e ČLN e předepsanou mezí kluzu 30 kp/mm2, pevnost í 50-60 kp/mm , pomřr-

ném prodloužení 18 % a vrubové houževnatos t i 6 mkp/cm . Maximální provozní t e p l o t y

j s o u 425 s t . C a 40 a t p . Vni t řek r e a k t o r u j e chrónřn p r o t i zpracováv&nému mediu a

tep lotám Samotovou vyzdívkou.

fECVOZKÍ PODlaÍNKY DEHYDROGENACE

Pkružnl plyn, směs vodíku a plvnných uhlovodíků, r e spojuje s nás t ř ikem a vs tupu-

j i společně do regenerátoru, kde st ohřívá reakřni smřs. Ohřátí na renkřní teplotu

prvního reaktoru ntstane v předehřlvači. Surovina pak vstupuje horem do prvního

reaktoru a prochází souvislou vrstvou katalysátorové náplně. VýEtup z prvních čtyř

reaktorů je řešen tak, že výstupní potrubí prochází katalyzátorovou náplní v proti-

směru zdola nahoru aby se zamezilo ztrátám tepla, vystupujících reakčnleh složek.

Reakční prostor komory DHD je vyřeéen tak, aby v prvním n druhém reaktoru se dehvdro-

g^novaly téměř všechny nafteny. Oba tyto reaktory j6ou 10 m dlouhé, při vnitřním

práměru 1320 mm. Ve třetím a čtvrtém reaktoru se převážně isomerují řtěpné produkty

- 233 -

molekul s delSími ře tězci a cvkliEují vzniklé oleftnv. Loubřžně E t fni to reakcemiprobíhá z část i 1 hydrogenace. Tře t í , čtvrtý a pátý reaktor jsou 1? m dlouhé př iBtejném vnitřním průměru jako první reaktory. V pátŕm reaktoru pokračuje iřomeracenormálních parafinů a cykl irace zbylých olefinů. Nrjnižří vrtupní teplcta j e v prvnímreaktoru, t j . 490°C, ve druhém, třetím & čtvrtém reaktoru je vždv o nřco v í ř í ,>O6-5O8°C, ti v pátém stejná jako ve čtvrtém. V posledním řestťn reaktoru probíháp ř i teplotách 315-32O°C tlakové rafinaee renkčních zplodin. Rřhem aromatizbcenastává pokles akt iv i ty kntalvzátoru, rozpftí tep lot v reaktorech re zmenřujefa obbah aromátů v odtahu klesá a proto se musí keť-lvzátor zrpeenerov&t.

Přeruší se proto přívod suroviny, pnfží F.e výkon přpdehřív<<če a z',řízení se^rot-lhchuje dusíkem 47O°C tak dlouho, dokud ob£Bh hořlavých látek v okružním plynuneklesne pod 0,5 %• Po propláchnutí komory se přikročí k vlaFtní regeneraci kata-lyzátoru. Teplota se při regeneraci reguluje přidáváním nebo ubíráním vzduchu-. Ksx.t e p l o t a je >400C a tlftk se př i regeneraci udržu.ie na 45-5C s tp . Nakonec Fe provádíj e ě t ě krátkodobá regenerace všech reaktoři najednou, tzv. doresenerace.í l á š t ě reaktorů jsou tedy zatěíovánv z vnitřní strany teplotami zpracovávaného media4iO-51O°C teplém přes šamotovou vvzdívku, vnitřnin; přetiskem, chemicky úřink.y uhlo-vodíků a vodíkem a z vnějží Etrsny atmosférickými vliv^. íf.motová vvzdívka zde elou-zí jako tepelná izolace 8 ochrhna proti přímému : tyku reakfních zplcdin £ kovovj'mpláštěm. Na vnčjřím [.ovrchu reaktoru JEOU zabudovrtny mařicí tepelné elementy a sní-mání teploty r.eEffil překročit hodnotu 425°C. V případ? překročeni této teploty s;ezař ízení odstavuje.

Vedle UĽtáleného výrobního cvklu při neproměnných tPfflných a tlf.kov.žch poměrtchjsou retktory aule v pravidelných 14ti den lích s i 3tyderníeh intervr.lech podrobenvteptlným a tlbkovým zm-'náic, rouviEejíeí f procereir rerener^ce kfitnl"?.átoru.

Fo větíích opravách jsou re^ktorv a to p ř i b l i í n ? t ř i k r á t za 2 roky podrobenytlakovým těsnostním zkcuíkara při 55 t t p F, při vvbouránl vyzdívky pak tlakovým zkouř-kám nt. zkušebně při 91 a t p . Třchto zkoufek bylo na některých reaktorech nejmdné3 a nejvíce 5. Frovozovéno bvlc od l e t 1943 celkem 15 rer.ktorf r. rkutečná ř.ivotnort,r e t p . počet provozních hodin jednotlivých renktorů lež í v rozmezí 75000 až 122376 hod.

F0PĽ. PORUCHY

Na reaktoru v-.'robeném fy Železérn" Vítkovice b"ln po 109.056 provozních hodináchp ř i uokončování cyklu regenerace kcť-lyzétoru z j i f t ína na vrchní ř á r t i reaktoru ne-těsnost a to tím, že unikal r lyn. Trhlina vznikla v bl ízkost i hrdla n--* přechodu mezisvarovým kovem a zélcl&dním materiálem pléřtě a to na podélném evaru. Trhlina bylana vnějším povrchu a6i 80 mm dlouhá, f orientací ve smčru hlavní osy reaktoru. Torozevření t rhl iny bylo Fstrno, že vzniklá lomová r lochs je z převážné f á s t i únavovéhocharakteru E čéEteíným Etatickým dolomením a E pořéteřní zónou rozruřenl na vnitřnímpovrchu renktorů. Lom proběhl v přechodové oblnpti mpzi základním mnteriálem a svaro-vým kovem a částečně v pásmu ovlivněné zóny od r v ř o v é n i . Svarov' Epoj je tv.-.ru Xs různě leptatelnými a výruznř odliřitplnýirl ovlivněnými oblBEtmi od svařováni (p&tba hlbva ingotu).Na vnitřním povrchu bylv v b l ízkort i hlavní t r h l i n y j e ř t ě nr.lezenv trhlinky ve Eva-

- 234 -

rovem spoji 8 aí 10 mm hluboká s uspořádáním při pohledu kolmém na povrch reaktoru

do tTbru růžice.

DefektOBlcopickou kontrolcu pak byly tyto trhliny nalezeny na vgech svarových

spojích reaktoru ve velkém- množetví a to Jak na vnitřn/ra, tak na vnřjžlm povrchu,

kikroekopickou prohlídkou pak bylo prokázáno, Se vlechny trhlinky Jeou stejného

charakteru. JBOU vyplněny etruskou a vznikly při operaed, 8Vfiřovánl. Jako nebezpeíné

trhlinky se ukázaly výrobní vady příčně orientované na podélný svislý svarový spoj,

které se vlivem provozních podmínek a namáhání rozběhly až do ovlivněné oblasti

od svařováni, ve které s« takměř kolmo na tuto původní trhllntu zlomily a dále

se šířily pouze v oblasti e nejnižší zjištěnou vrubovou houževnatostí. Takovéto

trhlinky dooehovaly hloubky ai 20 mm a délky 50 mm. Síření trhlinek do hloubky a

do délky probíhá po hranicích zrn.

Vlil.WQi.TI ZÁKLADNÍHO MATERIÁLU PO PROVOZU

CHEMICKÉ SLOŽENÍ ZÁKLADNÍHO MATERIÁLU

pléSte™*' 0,15-0,20

svar. kov 0,14

MECHANICKÉ HODNOTY

podélné-vnější povrch

podélné-vnitřní povrch

Mn0,60-0,63

0,54

44,6

43,7

Si0,25

0,20

61,1

61,5

0,030

0,044

21

22

o,

o,

.2

,4

S020

0X2

Cr1.35

1,48

61,7

63,6

V0,16-0,24

0,06

7.6

0,7

lloe ,06

0,35

0,7

0,7

Cu0,17

Uvedené hodnoty mechanických vlastností jeou průměrné hodnoty z velkého souboru

provedených zkoušek. Vrubová houževnatost základního materiálu Je na vzorcích odebra-

ných s vnitřního povrchu převážně okolo 1 mkp/cm2. Po umělém stárnutí pak hodnoty

vrubové houževnatosti nikdy nepřesáhly 1 mkp/cmz a to v celém přířezu stěny a na vřech

lubech reaktoru. Tvrdost svarového spoje a přechodových oblastí Je velice nerovno-

měrná a pohybuje Be od hodnot 160 HVJ aí dc 300 HVJ. Vlastní proběh tvrdosti, který

vychází ze základního materiálu přes ovlivněnou oblast svarem a svarový kov, Je ve-

lice nerovnomčmý. Struktura základního materiálu pláítě reaktoru Je tvořena feritem

a lamelárnlm perlitem e výrazným dentrlticltým odmířenlm a větSím tmoístvlm precipi-

tátu.

PŘÍČINA FORUCHY A NÁPRAVNÉ OPATŘENÍ

Z výsledku provedených zkoufiek pak vyplynulo, že primární přlíinou destrukce

reaktoru byla přítomnost trhlinek výrobního původu, které vznikly při operaci sva-

řování. Jejich žlření a růst Je způsoben degradací vlastností základního materiálu

reaktoru, v závislosti na provozních podmínkách a zpleobu namáhání. Současně vedle

těchto provozních podmínek spolupůsobilo na rozvoj a říření výrobních vad v resktc

recb nedokonale tepelně zpracovaný základní materiál a to Jak před svařováním, tak

i po svařování.

- 235 -

Za hlavni příčinu snížení p l a e t l c l t y xákladniho materiálu reaktoru bylo považo-váno preclpiteční zkřehnutí v důsledku dlouhodobého zvýšeného tepelného namáhání, z če-ho í se pak vycházelo při návrhu programu, tepelného zpracováni. Tepelné spracovaní• teplotami do Acx podstatně nezměnily v l a s t n o s t i základního materiálu a výsledkyskouěek po tomto tepelném zpracování vykazovaly zhoršené mechanické v l a s t n o s t i , pH«devsim pair nízkou vrubovou houževnatost.

Pro stanovení výšky tep lo t při žíhání překrystaJlzaíním Jeme by l i vedeni omezu-j í c í m i podmínkami rev izních a výpočtových předpisů a nebezpečím vzniku nadměrných de-formací po tepelném zpracování těchto velkých reaktorů. Ha základ? zkušenosti v oblast itepelného zpracování byla zvolena tep lota 840°C, která l e i í aal 10°C pod teplotou ACjpro tuto ocel s prodlevami 6-16 hodin s náeledujlcím vychlazovánlm na vzduchu. Pří-tomný precipitát se větš inou rozpusti l a v mnohých přlpsdsch poslouži l Jako zárodekt r o tvorbu nových per l i t i ckých plošek a tím Be s t a l součástí t é to křehké složky,struktura základního materiálu po regeneračním Sinání 840°C 6 hod. vzduch a popouště-ní 600°C 6 hod. vzduch Je tvořena feritem a perlitem bez strukturálních anomáliíz j i š těných v základním materiálu ve stavu po provozu.

STANOVENÍ ZBYTKOVÉ ŽIVOTNOSTI REAKTORS

Protože nebyly známy v lastnost i materiálu reaktoru po tzv. regeneraínlm žíhánia zejména rychlost změn těchto v lastnost í v průběhu delřího provozu, požádali Jsmeo spolupráci SVÚM Praha.Do experimentálních prací byly zahrnuty zkoušky odolnOBti, proti křehkému porušení,prot i tepelné únavě, pevnosti při te íení a zkoušky strukturální s t a b i l i t y . Souřesnřbyl navržen program měření pracovních tep lot p lářtě reaktoru za normálního provozu.

Cílem celého programu bylo získat podklady pro výpočet napftl za provozních pod-mínek, které jsou bezpodmíněíně nutné spolu s vlastnostmi materiálu při výpoStu zbyt-kové ž ivotnost i .

Porovnáním v l a s t n o s t í základního materiálu a svarových spojů p láš tě reaktoruve stavu po provozu a po regeneraSním žíhání Je patrné, í e vlivem regeneraíního ž í-hání došlo ke sníženi meze kluzu, meze pevnosti a tvrdoEti. Zvléřtě měření tvrdostij e z MediBka posouzení v l i v u regeneračního žíhání významné, protože ukazuje navelmi příznivé vyrovnání v lastnost í v místech svarových spojů. Pokud se t ý í e p l a s t i c -kých v las tnost i , došlo vlivem regeneračního žíhání k Jejich .výraznému zvýřenl.Celkově Je tedy možno hodnotit v l i v regeneračního žíhání na v lastnost i materiálup l á š t ě reaktoru př íznivě.

Při výpočtu provozní spolehl ivost i dlouhodobě namáhaných plástů reaktorů sehré-víiji důležitou úlohu připadne změny pevnostních charakteristik %, v z á v i s l o s t ina čase provozu reaktorů.

Z tohoto důvodu byly do programu zkoušek zařazeny zkouřkv pevnosti základního ma-t e r i á l u i svarových spojů, který byl dlouhodobě žíhán při teplotách 425 C s 475 C.Bylo dosaženo nejdelš ích čaaů žíhaný 10 000 hodin. Dlouhodobě říhaný materiál pakbyl ik.uäen při tep lotách 350 a 400°C. Jako základní msterlál byly žíhány a zkouřeny

- 236 -

i svarové Epoje. Z odzkoušeného programu vplvnulo, že předevřlm mez kluzu neprodě-

lává v průběhu říháni v oblas t i teplot kolem 420 až 475°C prsktickv žádné změny.

u.ez pevnosti, tažnosti a kontrakce se mění velmi mírně a l r i tyto zmřny irrtžeme v

poaetatě považovat za bezvýznamné. Zkoufky dlouhodobě žíhaného materiálu p lá ř tě

reaktoru tedy jednoznačně potvrdi lv, že meze kluzu, použité při výpočtu ve výchozím

ttavu budou p l a t i t po celou dobu provozu reaktoru.

, Pro ohodnocení odolnosti p rot i křehkému poručení základního materiálu i tvaro-vých tpojů reaktoru b.vla zkoušena jednak .le.lich lomová houževnatept na rozměrnýchzkušebních těleEech a dále pak vrubová houíevnatort na normalizovaných t v ř í c h . Fřizkouškách lomové houževnatosti bvla pnzornort soustředěna na přechodovou oblactovlivněného základního materiálu od svařování, protože u havarovaného materiálu do-cházelo k rozběhnutí t r h l i n přeťevží v této o b l a s t i . Podle výsledků lomové houževnat 0 6 t i bylo u havarovaného reaktoru nebezpečí křehkého porušení ve svarem ovlivněnéobltibti pod teplotou 75°C. Regeneračním tepelným zpracováním b"la mezní hodnotateploty , kdy vzniká nebezpečí křehkého poruření svarem ovlivněné oblsetl sníženana +10°C. U tvarového kovu po provozu byla nebezpečná teplotní oblnct znařně nízkopod -60°C a nelze předpokládat po regeneračním tepelném zpracování posun nebezpečnétep lo tn í oblasti směrem k vyřším teplotám.

Nebezpečí křehkého porušení bylo také zkoumáno zkouřkami vrubové- houževnatosti

na tyčích vyrobených podle ČSN I I 420381. Malý rozmřr t ř c h t o vzorků umožnil sledovat

vx'ubovou houževnatost základního materiálu přechodové obler t i svarového fpoje i

svarového kovu a to r.ejen bezprostřední v tepelně nepřepracovaném stavu a po regene-

račním tepelném zpracování, ale i po velmi dlouhodobém žíhání při zvýřených teplo-

tách. Tyto zkoušky tedy umožnily prognosu chování materiálu plářtů reaktorů během

j e j i c h dalšího dlouhodobého provozu.

Materiál tyčí pro zkouřky vrubové houževnatosti bv.l dlouhodobé žíhán př i 425 a

473°C pro doby 1000, 3500 a 10 000 hodin a potom přerážen v oboru teplot -60 ař

Ze všech provedených zkouřek wplynul pozitivní v l iv regeneračního tepelnéhozpracováni na hodnoty vrubové houževnatosti, V Drůbřhu dlouhodobého žíhání p ř iteplotách 425°C a 475°C dochází však k opětnému křehnut l , ted» k posunu t ranz i tn íchoblas t í křivek směrem k vyřším teplotám.

Ze závis lost i teploty přerážení, při které bvlo dopaíeno vrubové houževnatostirovné 5mkp/cm2 na době žíhání př i teplotách 4.15 a 475°C bvly určenv trendv křehnutí .Původní úroveň zkřehnuti hodnocena podle k r i t e r i a R=5 mkp/cm'', bude doEaženo,u základ-ního materiálu a přechodové nblaEti svarového kovu asi zo dobu 60 000 hodin. U sva-rového kovu je rychlost křehnutí velmi malá a p l o d n í h o stavu bude zřejmě dosaženov dobách vysoce přesahujících 100 000 hodin.

Zkoušky vrubové houževnatosti poskytují dostatek podkladů o p r o s p á n ; s t i rege-neračního tepelného zpracování fi umožnily prognosu o odolnofti -" ' terlálu p l á ř t ěreaktoru prot i křehkému porušení během dalšího provozu. Pevnort při tečení základníhomateriálu a svarových rpojů p l á ř t ř reak-íoru po regeneračním tepelném zpracovíirííí bylazkoušena na tyčích o Frůměru 5 mm a mřmé délce 50 mm. Souhrnně lze ř í c i , že zkouškvpevnosti při tečení poukázaly ra vhodnou', použití výpočtových hodnot, stanovených

- 237 -

pro ocel 15110 dle &.N. Při .použití těchto hodnot Ee v oblaEti svarových spoji bu-

deme zřejmě pohybovat na bezpečnějřf straně.

Odolnost proti vyeokoc.vklové únavě byla zkouřenana vzorcích tepelní nezpracova-

ných (po provozu) ti dále na vzorcích po regeneračním tepelném zpracování. Vez únavv

svarového t poje po provozu vykazuje při teplotě 20°C % - 23 kp/mm2 a. při teplotě

475 C pak <j = 21 kp/mm . Po regeneračním tepelném znraeování zjiftujeme při obou

úrovních zkušebních teplot mírnř zvýřené hodnoty. Při 20°C % = 23,5 kp/min2 a | ř i

475°C pfalc % = 22 kp/mm2.

Příznivý vliv regeneračního tepelného zpracování ee projevil rovněž menří

ttrmostí ViBhlerovy křivky při namáhání blízko nad mezí únftvy.

OdolnoLt proti tepelné únavě b"ln zkouřena na přístrojích typu Coffin. Repene-

rační žíhání zvyšuje odolnort tvarového sroje proti tepelné únavě. £ rOBtoucím počtem

cyklu do lomu je příznivý vliv žíhání výraznějří a při Nf = 104C Je rozdíl v rozkmi-

tu celkové deformace asi 22 %. Základní materiál ve srovnání ee svarovým spojem má

nižší odolnOEt proti tepelné únavě v oblacti vyřžfho počtu cyklů do lomu. Křivka

ů£. -Nf je u základního materiálu Etrmějři nežli u Evnrovŕho spoje.

Provedené strukturální analýzy základního materiálu i svarového kovu ukázaly,

že změny ttruktury a tedy i zrniny jejich vlastností v procecu dlouhodobého setrvání

při zvýšené teplotě JEOU dány předevfím morfologickými zmřnami obEcžen^ch kfarbidic-

kých částic a zm.nami distribuce těchto karbid!ckých fástic v kovu.

Výpočet životnosti reaktoři vycházel z předpokladu, že nehrozí poruření křehkým

lomem a že korozní napadení je zanedb&telné. Vlastní výpočet vycházel ze Eterovených

m&teriélových podkladů, mřření provozních Etavů, výpořtu provozních napětí a matema-

tických vztahů pro výpočet životnosti.

ZAVtR

Na základě výsledků zkouřek základních mechanických vlastností, odolnosti proti

křehkému porušeni, pevnosti při tečení, únavy za zvýřerých teplot a zkouřek tepelné

únavy materiálu havarovaného reaktoru po regeneračním tepelném zpracování a na zákla-

dě podrobné analýzy namáhání reaktorů ĽHD, je mořno vyslovit následující závěry o

dblžím spolehlivém provozu reaktorů.

V důsledku pracovních teplot reaktorů DHD, kdy bude docházet opět k depradaci

vlastností použitých materiálů, zejména vrubové houíevnatoEti lze přeénoklédat, že

degradace vltEtnostl dotáhne úrovně, při které dořlo k havárii reaktoru přibližně

za 70 000 provozních hodin.

Výpočet životnosti reaktorů BHD, který vycházel z reálných pracovních podmínek

a tvaru reaktorů ukázal, že nebezpečí tvorby aktivních trhlin z přítomných defektů

ve svarovém spoji plážtě ref-ktorů dosáhne významné intenzity po 37 000 až 79 000

provozních hodin v závislosti nu nekruhevitosti plářtř 40 až 50 mm.

- 238 -

E a l š í prořez reaktorů b y l o možno doporučit ve s tavu po regeneračním tepelném

zpracováni na dobu 70 000 provozních hodin, pokud nebude překročena nekruhov i tost

p l á á t ě 20 mm. Božný vznik a k t i v n í t r h l i n y v p l á š t i byl odhadnut pro kumulaci nega-

t i v n í c h v l i v ů a s i po 27 000 hodinách. Z uvedeného důvodu Ee doporučuje 100 % ni

defektoskopická kontrola svarových spojů p láStě reaktorů vnějífho povrchu po pra-

covní době 20 000 až <!5 000 hodin. K dnečnlmu dni Je v provozu 5 takto opravených

r e a k t o ř i z n ich i dva mají odpracováno kolem 20 000 hodin.

LITERATURA

[ l ] E. HAMOUZ, V. BROŽ - Z j i ř t ě n í př íč iny destrukce reaktoru DHD, návrh na

opravu a regeneraci . Zpráva CHEZA i . 1-49, 1970

[ 2 ] 0 . BIELAK - Ltanovenl předběžného odhadu pracovní s p o l e h l i v o s t i reaktorů

komor DHD. Zpráva SVUM Z-72-2741

[ 3 ] R. PB.CH - Stanovení zbytkové ž i v o t n o s t i a d a l š í provozuechopnotti regenero-

vaných reaktorů komor DHD. Zpráva EVÚM Z-73-2989

[ 4 ] G. A. NEIiON - Hydrocarbon Proc 45, 1966, 5, 201

[ 5 ] J . V0DSEÍÁ1EK - Vl iv koncentrátorů napětí a defektů ne vznik a š í ř e n í t r h l i n

při tepelné únavě. Sborník přednášek z IV. mezinárodního

sympozia o žárupevných kovových mater iá lech. Září 1971

£ 6 ] J . VODÍiLĎÁLEK - Problémy tepe lné únavy. Sborník přednářek z c e l o s t á t n í h o s e -

mináře "Vlastr.OFtl mater iá lů za provozních podmínek

chemických z a ř í z e n í " L i t v í n o v - květen 1972

[ 7 ] R. PECH - Otázky pracovní s p o l e h l i v o s t i s o u č á s t í namáhaných v o b l a s t i t e č e n í .

Sborník přednářek z c e l o s t á t n í h o somináře " V l a s t n o s t

materiálů za provozních podmínek chemických z a ř í z e n í " .

Litv ínov - květen 1972

[ a ] J . VRTÉL - Křehký lom o c e l i . Přednáška CHEZA Záluží - leden 1975.

- I -

OBSAH s t r .

Low Temperature Toughness of 6 % Ni-Steela

T.YAMANE, F.INOKO 1

Vliv cínu a antimonu na křehnut í žárupevné

auatenit ické oceli

FB.BENEŠ, M.HOVAK, K.TiKAL, J.KUDRiMN 17

Vliv s tá rnut í na křehnutí a lomovou houževnenost

nízkDuhlíkové ocel i

B.VLACH, U.HOLZMANN 28

Křehnutí svarových kovů p ř i dlouhodobých zkouSkdoh

tečeníJ.SOBOTKA, T.PRNKA, R.PECH 46

Výzkum mechanismů zpevňování nízkolegovsných

o c e l í a svarových kovů

T .PRNKA x 62

Aplikace lomovd mechaniky p ř i hodnocení v l a s t n o s t i

konstrukčních oce l í ve vodíkovém p r o s t ř e d í

:í.TVRDÝ, L.HiSPECKÁ, K.MAZAHEC 73

Hodnoty lomové h o u ž e v n a t o s t i ocelových plechů

j a k o s t i 13 221.5 SíšN-VŽ 49N včetně svarových spojů a

j e j i c h význam ve stavbě velkorozmSrných TNS

J.RAĽ1AN, H.STADEK 02

Křehkost vysokochromových konstrukčních o c e l í

V.PECHMAN, F.JANDOŠ, J.KOUTSlrf 97

K otázke posudzovania defektov z hlediska

krehkého porušenia

K.K/.LNA, L.;,lljCNER 116

Lomová k r i t e r i a u u í i t í clnísuláriiích elementů

pro stanovení Kj a Jj.

V.KOULA, J.PLUNDROVA . . - 126

Korelace mezi parametry lomové mechaniky K I C , K I C d e

vrubovou houževnatost RV v t r a n z i t n í o b l a s t i pro

svařitelné oceli

J.tiMN, .M.HOLZ1MNN 135

P o u ž i t í l i n e á r n i mecheniky lomu i'^rn^ k hodnocení houževna-

t o s t i velkých výkovků z o c e l í s t ř e d n í pevnos t i

J.DOKOUPIL » ISO

- 1 -

LO.V TEMPERATURE TOUGHNESS OF 6 i Ni-STEELS

T.XAMANE

DEPARTMEIJTF OF UEALLUHGY

OSAKA UNIVERSITi

F. IN OKO

TOKUSHIUA TECHNICAL COLLAGE

TOKUSHI^ UNIVERSITY. ^

ľdlNAĽI-JOSANJELA, TOXUSKIalA 7 7 0 , JAPAN

SIN0P5IS

The low teinper&tur<? toughness of 6Ni and 6Hi-l.6Cr-0.5Mo s t e e l s

was i n v e s t i g a t e d by Charpy impact t e s t s and impact t o r s i o n t e s t s .

The r e s u l t s obtained were as fo l lows:

1 . The highest Charpy inpact values were obtained on the specimens tampered

at the temperatures where carbides p r e c i p i t a t e ! uniformly and the hardness

was minimum.

2 . The higher shear s t r a i n s at the torque drop anJ at the fracture of ii-.poet

t o r s i o n t e s t s , corresponded to the the higher Chappy impact va lue.

INTRODUCTION

ilany i n v e s t i g a t i o n s [_l-8]on 9v£Ni-steels which are p r a c t i c a l l y U3ed

at -100—162°C as s t ruc tura l mater ia l s , were performed. 6 a i i - s t e e l s are c o n s i -

dered to be economical comparing with the 9 S N i - s t e e l s , but the s t u d i e s on the

6%Ni-steels which are objected to use at low temperatures, are not ao rr.anj [ o - i o ] .

The purpose of t h i s research i s to c l a r i t y the low temperature tough-

ness of two iiinds of 6 2 N i - s t e e l s by Charpy impact t e s t s and impact t o r s i o n t e s t s .

The reason why impact t o r s i o n t e s t s were appl ird , i s to be able to obtain e a s i l y

y i e l d shear s t r e s s , shear s t rength , and the f rac ture shear s tra in whiih i s con-

s idered to corresponds to tho toughness at low tampers cures. Cyl indrica l specimens

can be impactly deformed a d i a b a t i c a l l y to large aheor s t ra in without necking by

impact toreion t e s t s .

Therefore, i f s e n s i t i v e s tructures to temperatures can be obtained,

the s tructures aay show c h a r a c t e r i s t i c shear s t r e e s s h e e r s tra in curves at the

t o r s i o n deformation.

- 2 -

EXPERIMENTAL PROCEDUŘE

5OKg i n g o t s of two kinds or 69äi i-s tae l s were forged a t 92O-94O°C

and r o l l e d a t 98O°C t o t h e p l a t e s of 13 x 350 x 1200 mm. The chemical com-

p o s i t i o n s of the s t e e l s P l a t e s are shown in Table 1.

TABLE 1

CHEMICAL COMPOSITION OF TWO STEELS (wt«)

6Ni s t e e l

6Ni-l.6Cr-0.5iJo s t e e l

C

0,08

0,08

S i

0,08

0,03

l.In

1,60

1,82

P

0,003

0,003

S

0,010

0,011

Ni

6,07

6,23

Cr

0,07

1,61

I/O

0,009

0,53

AI

0,001

0,001

The l o g i t u d i n a l d i r e c t i o n of Charpy impact t e a t pieces (10xl0x55mm)

xaa p a r a l l e l with the r o l l i n g d i r e c t i o n , and the V-notch of which depth was

2 mm, was on the th ickness of the p l a t e s . The axis of a impact t o r s i o n t e a t

piee» was p a r a l l e l with the ro l l ing d i r e c t i o n . Dimenaions of the impact tors ion

t e s t piece ere shown in F i g . l . The impact t o r s i o n machine was t h a t reported pre-

viously [11-12}

FIGURE 1

DIMENSIONS OF TORSIONAL TEST PIECE

EXPERIMENTAL R33ULTS

M e c h a n i c a l p r o p e r t i e s

Hardness

Fig.2 shows the r e l a t i o n s between tempering temperatures (tempering

for 30 minutes a f t e r quenching from °00°C t o o i l ) and the hardness of the 6Ni

and 6Ni-l.6Cr-0.5iJo s t e e l s . The hardness of the 6Ni s t e e l begins to decrease

a f t e r teisperinj a t 3OO°C, and i s minimum a f t e r tempering a t 55O°C. That of

the 6Ni-1.6CrT-0.5:.'.o s t e e l begins to decrease a f t e r tempering a t 400°C, and i s

tinisium a f t e r tec.perj.np at 55O-6OO°C.

- 3 -

40

- 3 0 —

20

10

1

-

1

1

6NÍ-1.6

\

6Ni steel

i

1 -

Jr-0.5iJo steel

\N

\ ;\ /\^ •

V

i

/ /

/ i1 i

ii

iii

-

-

-

200 400 600

Tempering Temperature (°C)

500

r'IGUHS 2

RELATION BETWEEN HARDNESS AND TEMPERING T3aPBHATUH3

Charpy impact test resul ts .

Figs.3 and 4 show the Charpy impact tes t results of the two ó'Mi-steela aa-quenched f-om 500°C, tempep-d at 500, 600, and 700°C for 30 n i -nutes reopectively. The 6Hi steel .tenpered at 600°C haa the hisheat Chappyimpact volue from room temperature to -150°C, and that tempered at 500°Cdoes the loweot. Otherwise, the 61Ii-1.6Sr-0.51.:o ateel has the maximuni Char-py impact value at -90°C, and that tempered at 600°C does the highest valueof 15Kg-D,/cm comparing with otherJeinpertaE tamporatuTaa. The « » i a t ^ » -between Charpy impact values at -196°C and tempering úemperatures aro shown..tpact values at -196°C and tempering texperatures ars shown in Fi S .5 .he Charpy iapBet value of the 6Ni-l.uoCr-0.5Mo steel tempered at 55O-6O0°0

is over 2.6Ks-!n/cin'i.

- 4 -

6Ni AS Q

D700°C WQ 4 600°C WQ ,500°G WQ

-200 -150 -100 -50

Temperature (°C)

FIGURE 3

A3PÍ IMPACT TRANSITION CURVES OF 6Hi STSEL

- 5 -

• 700" C V/Q a600"C-~WQ

-200 -150 -100

Tec.pereture ( C i —

FlaiTiU 4

CHA3P1- Iľ.PAGT TSAKSľi'OH CUHVES

Di 6Mi-l.60r-0.5-o s t e e l

- 6 -

3 -

if 2

1

—é—

-

^ -

1

6 N l

6NÍ-1

-^1^

1

• 6Cr-O.534o

"íl

1

1

Testing

Ai

i itemperature

-196°C

rv .-

1100 200 300 400 500 600 700

Tempering temperature

FIGDRE 5

DELATION BEWEHf CHARPr BÍPACT ENERGY VALUE AND T&iPERIHG

TBÍPERATUEE TESTED AT -196°C (6Mi s tee l and 6Ni-1.60r-0.51.!o s t e e l )

As mentioned above, the Charpy impact values of the 6Hi and 6Ni-1.6Cr-0.5U0 s t e e l s are higher than those of 3.5? Ni- s t e e l s but lower than those of9!8ii-steel8 [13].

Impact torsion test results

Photo Ha) and(b) show typical two examples of torquetime curves of theimpact torsion tes ts of the shear strain rate of 30 sec."1 . Photo l (a) showsan example of the rapid drop of the maximum torque and the small shear strainat the maximum torque. Fhotol(b) does that of the slov drop of the maximum tor-que and the large ahear strain £t the maximum torque. The two 6%Ni-steelsquenched from 900°C belong to the character of Photo Ha) , and those temperedat 500 and 600°C belong to that of Photo l ( b ) .

- 7 -

(a)

As Q

(b)

1/120 sec per distance

PHOTO 1TYPICAL T0RQUB-TB1E CURVES DURING IMPACT TORSION TEST

Fig.6 represents schematically a torque-time curve which indicatesthe yield shear s t r e s s f,, the maximum shear s t r e s s *"M, and the maximum shear

t i ľ d th f t h t i J"s tra in ľ,,, and the fracture shear strain

FIGURE 6

i TÍPICAL SHEAR STRESS-SHEAH STRAIN DIAGRAM AT

IMPACT TORSIONAL TEST

- 8 -

o— e-„ _ . _ v I*V

-200 -120 -40 40 -200 -120 -40 40 -200 -120

Tespereture (°C)

- 4 0

FIGURE 7RELATION BETWEEN SHEAR STRESS 'JJD TESTING TEMPERATURE ATIMPACT TORSIONAL TEST (6Ni STEEL)

Fig.7 shews the r e l a t ions between t e s t temperatures and EL,J

t( = í^) of the 6Ni s t e e l , end Fig.8 does the r e l a t i o n s between t e s t t ecpero-t u r e s and yt([1 ^g, •}£, of the 6l(i s t e e l . Otherwise, Figs.9 and 10 show thoseof the 6Ni-l.6Cr-O.5Mo s t e e l . I n Fig.7 , 7 has the most remarkable t e a t tempe-r a t u r e dependence, but ^ and E have l e s s temperature dependence than f .In F ig .9 , the s imi la r temperature dependence of V , ^ a n d Vc of the 6Ni-1.6Cr-O.5Mo s tee l can be seen . On the shear s t r a i n s of the 6Ni and 6Ni-1.6-0.6.;o s t e e l s ,Vj,,and y c have no temperature dependence but y^ has remarkable one. A remar-kable feature of y f of two s t ee l s as-quenched i s high values at lov: tenpero-t e r e s . This i s considered tha t the two s t e e l s as quenched are not b r i t t l e ot lowtemperatures such one a t - 196°C.

- 9 -

6Ni steel —x— r — rt

3 ,0

a2-0

AS Q 50CTC—WQ 600 C -—WQ

1,0

o _ 8

-200 -120 -40 40 -200 -120 -40 40 -200 -120

Tecperature (°C)- 4 0 40

FIGDRE 8

RELATION BETWEEN SHEAR STRAIN AND TESTING

2HÍPERAIIBE AT IMPACT TORSIONAL TEST

(6Ni steel)

- 10 -

-200 -120 -40 40 -200 -120 -40 40 -200 -120

.Temperature (°C)

FIrUEE 9PELAT10N BETWEEN SHEAR STRESS AND TESTING THiPERATURSAT IKíPACT TORSIONAL TEST (6Ni-l.6Cr-0.5iio s t e e l )

- 4 0 40

- 11 -

3 , 0

1,0

6Ni-l.6Cr-0.5Mo s t e e l _ o j. _ ^ f _ , /

4

i

•

i

A

k

*

S Q

x.' * . y » -ftO 0

•

•

xx

50

••

X

xoo

o

•

x

o

•

irx.

—oo

>

60

t

* *

3°C —WQ

•

K X

0 "

t

x

OO

O

XX

-200 -120 -40 40 -200 -120 -40 40 -200 -120 -40

Temperature (°C)

40

FIGURE 10

B ELATION BETWEEN SHEAR STRAIN AND TESTING THiPEHATURE

AT r.3>ACT TORSIONAL TEST

(6Ni-rl.6Cr-0.5Mo s t e e l )

M i c r o s t r u c t u r e a a n d f r s c t o g r a p h y

No re ta ined a u s t e n i t e was obsarred bj X-ray d i f f rac t ion p a t t e r n s of

t h e two s t e e l s as-quenched, and tempered from room temperature to 700°C.

Photo 2 shows mieroatructures of the two s t e e l s . Carbides p r e c i p i t a -

t e s can be observed in t h e 6Ni s t e e l tempered at 500 and 600°C, but not 30 much

in the 6Ni-l.6Cr-0.5Mo s t e e l . The two s t e e l s tempered s t COO°C have the highest

Chorpy impact va lues, of which s t r u c t u r e s have 3 .;all carbides uniformly d i s t r i -

buted vPi.f.Ľ j i . II.oto •! a'nnws an example of the f r a c t u r e surface of t h e 6Ni s t e a l

- 12 -

tempered at 500°C. The s tee l has the lowest Charpy iapBct value at -196°C.The fracture surface contain granular or p la te - l ike carbides precipi ta tea ,and the tranascranular fracture can be observed.

(b) (e)

(c) (f)

PHOTO 2ELECTRON UICROSCOPIC STRUCTUBB OF 6Ni STEEL AND 6Ni-l.6Cr-0.5UoSTEEL (a) and (d) : As Q, (b) and (e) :5OO°C-M3, (c) and ( f ) : 600°C-WQ

PHOTO 3

THA1JS;..ISSION ELECTRON MI3H0GRAPH5 ON THE SPECIiľEM

( 6 N i - l . 6 C i - 0 . 5 a o s t s e l , eOO°C-WQ

PH 010 4

ELECXRCN iJICSOGRAPH OF THE ťHACTUHE SURFACE OH THE

SPECIMEN (6Ni s t e e l , 500°C-.VQ, a t - 1 9 6 ° C )

- 14 -

Photo 5 shows the Charpy impact tee ' fracture surface of the 6Ni-l.6Cr-0.5Mos t e e l tempered at 500 C. The photograph shows the tranagranular fracture. Thesame s tee l tempered et 600°C and Charpy impactly tested at -196°G, has thesimilar fracture surface as that of Photo 5, but many dimple patterns can beobserved as showii in Photo 6. Otherwise, the fracture surface of the twos t e e l s by impact torsion t e s t s , ware ductilp

PHOTO 6ELECTRON MICROGRAPH OF THE FRACTURE SURFACE OK THE 5PE0DJEH

(6Ni- l .6Cr-0 .5Mo s t e e l , 500°C-',VQ, a t -1°6°C)

PHOTO 6ELECTRON MICROGRAPH OF THE FRACTURE SURFACE ON THE

(6Ni- l .6Cr-0 .5Mo s t e e l , 6000C-\VCJ, e t -196°C)

- 15 -

DISCUSSION

Tempering temperature where the two s teels tempered hove the hig-hest Charpy impact values at low temperatures, correspond to the minimumhardness of the two steels and carbides unií oraly precipitate*

The torque drop of the maximum torque in the torque-time cur-resof the impact torsion t e s t , wes more remarkable at lower temperatures. As-quenched two steels show the torque drops at low shear strain and the dropsfinish for short time.

This fact means as-quenched atrustures nay be sore sensitive totemperatures than tempered one. Namely, J~M is considered the shear s trainwhere mobile dislocations rapidly increase and the shear dropa occur owingto the temperature increase by the impact deformation. So, if ^ is small,the shear stress drops occur at the smaj.1 deformation which corresponds tothe auall temperature increase.

The teicpereture increase during the impact torsion deformationis considered tr be 200°C for ? c at room temperature and fy at -196°Care almost similar values ns seen in Figo.7 and 9.

CONCLUSIONS

The low temperature toughness of the two kinds of the 6SNi-steelswere invest igated by Cherpy impact and impact t o r s i o n t e s t s . The followingexperimental r e s u l t s were obtained.

1 . Charly impact values a t low temperatures were maximum af ter temparinga t temperatures where carbides prec ip i ta ted uniformly and the hardnesswas minimum.

2 . Torque drops in torque-t ime curves were observed during impact t o r s iont e s t s owioj to the ad i aba t i c deformation. The beginning and ending shears t r a i n s of the torque drops depended upon the s t ruc tu r e aens t iv i ty to thetemperature increase .

3 . The large beginning ana ending shear s t r a i n s of the torque dropa, co r r ea -pondend to the high Charpy impact value a t l e a s t above t r a n s i t i o n tempe-ratures.

LITHttTURE

[l] O.R.BROPHi and A.J.KILLER: Trans.Ame.Soc.Metals, $1(1949), p.1185

[ 2 ] D.KARfllYICK: iron and S t e e l , 34(1961) , p.414

- 16 -

[3j B.B.LISI4BR: J. Inst.Metals, 89 U96O-61), p.l45

[4] C.W.UAHSCHALL, E.F.HEHEUANN AND A.R.TROIANO: Tranj.Amer.Soo.Metals,55 (1962), p.135

[5] Q.UB1A, T.IA1ÍANE, J.TAKAHASHI and F.IN OKO: Tech.Hep.Osaka Univers i ty,

19(1969), p.409

[ 6 ] T.OOKA and K.SUGDÍO: J.Japan Inst.Metala, 30(1966), p.435

[ 7 ] T.OOKA, H.UBJnRA, S.IANO, K.SU3IN0 and T.IOIZUMI: ib id.30(1966) ,p.442

[8] H.SAKUHAI, S.YANO, T.INOUE, H.MBÍURA and K.AOKI: ib id.3J(1969),p.856

[9] I.KB1URA, H.YOSHDJURA, K.KARAI, K.AOKI and S.YAHO: J.Iron S t e e l Ins t .

Japan (Tetsu-to Hagane), 56(1970), S567

[ 1 0 ] S.YANO, K.AOKI, H.UB.1URA and H.SAKUHAI: ibid.57(1971) ,S199

[li] G.UBÍA and ľ.INOKO: Trans.Japan Inst.Metals, 10(1969), p.227

[ Í 2 ] T.IAUANE, F.INOKO, J.TAKAHASKI and G.!ůIMA: Suppliment Trans.Iron and

Steel Inst.Japan, 11(1971),p.1189[13] For example, T.KANAZAWA: J.Iron Steel Inst.Japan, 53(1967),p.1605

- 17 -

VLIV CÍNU A ANTIMONU HA KŘEHNUTÍ ŽÁRUPEVNÉ AUSTENITICKŽ OCELI

FH.BENEŠ

U.NOVÍK

K.TYKAL

VÝZKUMNÍ ÚSTAV HUTNICTVÍ ŽELEZA

PHAHA, SSSR

J.KUDRMAIÍ

ČESKOSLOVENSKA* AKADEMIE VED

USTAV FYZIKÁLNÍ JfETALURGIE

PRAHA, ČSSR

Současné s u r o v i n o v á s i t u a c e vede ke zpracován i vsázek s obsahem

řady nežádoucích doprovodních prvků, k t e r é s e p ř i běžných meta lurg ických p r o -

cesech neodstraňuj! z ocel i . Studované doprovodné prvky zhoräuji tvařitelnost

oceli za tepla. Vyvolávají také křehnutí oceli s to především při dlouhodobé

expozici za tepla. Vzhledem k rozsahu vytyčené problematiky a aktuelnosti vý-

roby a aplikace oceli AISI 316 je předložená práce zaměřena na studium vlivu

cínu a antimonu na křehkost této oceli.

ROZBOR PROBLEMATIKY

Soda prvků skupiny IVa a Va způsobuje j i ž p ř i nízkých o b s a z í c h křeh-

n u t i o c e l í . N e j č a s t ě j i s e zde poukazuje na P, As, Sn a S b . Přítomnost t ě c h t o

prvků významně o v l i v ň u j e i mřížkové poracietry a t o vl ivem výrazně r o z d í l n ý c h

atomových poloměrů ve srovnání se železem [ i ] . Z h led i ska v l a s t n o í t i j e význaa-

né jak roz ložen í uvažovaných prvků v o c e l i , t ak i množství a druh p r e c i p i t á t ů

vznikajících při ochlazování, případně při lzoteraické expozici [2,3} .

Aplikace Augerovy spektroskopie je dnes významným přínosem pro ob-

jektivní hodnoceni rozložení uvažovEných doprovodných prvků [1 až 4 ] . Závaž-

ná je i velikost zrna [ 5 ] . V řadě dostupných literárních pramenů je věnována

pozornost vlivu uvažovaných doprovodných prvků na vmik a vývoj křehkosti

[5 a2 8].

Zdá se, že dooud nevyjasněná jsou místa přednostní sejresace. Podle

nřkterýeh autorů to jsou hranice strukturních Črtatic 3 vysokou hustotou vu-

kancl [ 8 I 9 ] I Podle jiných to jsou hranice původních austenitických zrn [iti]

až[l2}. V dolSíeh pracech se předpokládá, že vysoká povrchová aktivita uva-

žovaných prvků snižuje povrchoví napětí ?g, které je významnou funkci lomo-

vého napětí [13,14]. Tyto teoretické úvahy potvrdily výsledky našich dřívěj-

ších experia:entálních prací, zaměřených na popouStěcl křehkost CrV-ocoli vy-

volanou Sn a Sb [ l 5 ] . K teoretické™ objasníní tgchto otázek přispíla i prá-

- 18 -

ce CL 6] dokazujíc í rovnocennost údaji energie hranic zrn a údajů získanýchAugerovu spektroskopií. Spektroskopicky bylo větSinou zjištěno, že uvažovanédoprovodné prvky jsou na hranicích zrn nebo tezi v několika atomových vrst-vách [7,19 až 12].

Podle našich dřívajSích poznatků [ l 7 ] Ae a P zvySují křehkostauatenitické oceli typu 18-8 stabilizované titanem. Prokázalo se, že poklesvrubové houževnatosti při -180°0 Je úmÉrný obsahu As a p a době izotermiekéexpozice v rozmezí teplot 500 až 800°C. Příčina vzniku křehkoBti byla vysvřt-1ovéna působením As a P na precipitaci karbidické fáze. K obdobným poznatkůmdospívají i dalSÍ autoři [ i a ] .

KCPERIMENTJÍLNÍ MATERIÁL A PODMÍNKY

Experimentální práce byly prováděny na euaten i t i cké CrNiUo o c e l i

17-12-2,5, odpovídaj íc í AISI 316. Vycházalo se z laboratorních taveb s od-

stupňovanými obsahy 0,012 až 0,120 % Sn a 0,003 až 0,100 % Sb. Laboratorní

ingoty byly překovány na tyčovinu Ď 20 nm e v J ^ 1 4 mm. ZvýSené obsahy dopro-

vodných prvků významně o v l i v n i l y výtěžnost pro t rh l iny vzniklé př i kováni.

To vedlo k omezení výzkumného programu předevfiím u taveb G, M ( t B b . S . l ) .

TABULKA £ .1

VÝSLEDKY HODNOCENÍ MIKHOSTRUKTURY

Poř.tav.

1

2

34

II I

I I I

IV

Ozn.

tav.

L

KM

G

H

C

N

P

Stud.vliv

Sn

Sb*x)

Obsah

% 10"-

12

26

521 2 0

34

12

1 0 0

Vel .

zrna

ASTU

3/4(2)6/55/6 (4)6/5

4/5

5/4(3)4/5(3)3/4(2)

tPenel. zprac.

600°Cl h

0

0

0

-

0

0

0

0

lOh

0

0

0

0

0

0

0

0

lOOh

2-3

2

1

2

1

2

1

1-2

500h

33

2-33

2-3

4

4

3-4

l h

0

0

0

-

0

0

0

0

70C

lOh

2

2

1-2

2-3

2

32-32-3

lOOh

33

2-33

36

6

6

500h

5-35

5-35

5

777

x ) Obsah Sb 1-3 * . 1 O " 3

x x ) Obsah Sn v t a v b ě H 8 % 1 0f3, v ostatních tavbách m 20 * . 10~3

Výchozí ueteriál bjl dále tepelně zpracován za jednotných podmínek 1030 až

1100 C /2 hod./voda.

Cílem prováděných experimentálních prací bjlo stcnovení vlivu Sn

a Sb na stabil i tu struktury a na křehnutí oceli . Proto b;l výchozí ::.£teriál

podroben dlouhodobé izoteruiickó eirpozici při taplotuch 500, G00, 700 r. 300°C

po dobu 1, 10, 100 a 500 hod. Houževnatost oceli, respektive postupující

křehnutí ocali b-jlo posuzováno zkouškami vrubové houževnatosti HV při teplo-

tách -100°C, +20°C a dále při tsplotí-, při n i í byla prováděna dlouhoJobá

izotarmická expozice. KromC těchto základních zkouäek, zarjfřenýcí-, no křoh-

nutl ocali a strukturní s tabi l i tu, b;,lo v ÍSAV-ÚTM Brno, procoviStú Praha

na výchozím experimentálním materiálu provedeno stanovení volncí povrchové

energie TB a volnd energie hranic zrn Ž^g [[l 9] modifikovanou n-.etodou kapk;;

f2O]. Ze zníímtí hodnoty povrchováho napčtí po.T,ocnóho kovu - stříbra v ze zciS-

řených hodnot stjkovrho úhlu kapkj a dvojplochých úhli'^ brázd naleptaných na

hranicích zrn v prostředí vodíku o stříbro byla stanoveno volná energie hra-

nic zrn.

1

VOLNÍ POVBCHDVÄ ENERGIE A 3HERGIE 11HANIC ZUN

3xperi_.ent£ilními preceni se prokázalo, že poměr ^ř;g/ ť^ není

záv i s lý na zkušební t e p l o t ě , která se pohjbovolo v rozaezí 970 až 1120°C.

Uváděný po-.ěr se snižuje s ros toucí koncentrací antononu nebo cínu, p ř i

čeaž t e p l o t n í z á v i s l o s t i T a T„ jsou l i n e á r n í . S iv i s los t T no oboo-

hu Sn 0 Sb je na o b r . S . l .

650

4500 1C 20 30 43 50 60 20 40 60 BO 100 120

obsah £Jn \i.

10',-3obsah

£jb . 10',-3

03!?.5.1

ZIÍVIGLOET VOĽÍŽ rumoiE H3.\;;ic zs.v Tch

;iA OnôAHU CÍ'.JU A ANTIMONU X H I AIĽI 3I6

- 20 -

Obdobně jako v předchozí práci [ 2 0 ] bylo využito stanovených hod-

not volných e n e r g i í k hrubému odhadu segregace studovaných prvků na hrani-

c í c h austen i t ických zrn. Vycházelo ae zde z e zjednodušujíc! předpokladu, že

v případĚ, kdy nedochází k segregaci na hran ic ích ssrn, je vztah ^gg/ í*s kon

eentra íně n e z á v i s l ý . Porovnáním t e o r e t i c k é a skutečné hodnoty j e možno usu-

zovat na i n t e n z i t u s e g r e g a c e . U sledovaných o c e l í bylo tak prokázáno, že ob-

sah Sn a Sb j e na hran ic ích austeni t ických zrn o řád vySSÍ. Tento t e o r e t i c k ý

odhad vycházel jednak z předpokladu deformační energ ie mřížky způsobené p ř í -

tomností c i z í h o atomu a jednak z termodynamické interpretaci, problému.

VHUBOVÄ HOUŽEVNATOST A KŘEHKOST OCELI

Hodnota vrubová houževnatosti RV př i tep lotách odpovídaj íc ích

teplotám iz o termické expozice není prakticky ovlivněna přítomností studova-

ných obsahu Sn a Sb a také ani dobou expozice (obr .c .2 až 4 , 6 ) . Teprve p ř i

t e p l o t ě 800°C Je možno p o č í t a t s mírným poklesem hodnot př i de lSích dooách

expozice - o b r . 2 . 5 . S ros touc í tep lotou a dobou expozice k lesa j í hodnoty

vrubové houževnatost i p ř i 20°C (obr .£ .2 až 4 ,6 ) a to bez ohledu na přítom-

n o s t sledovaných doprovodných prvku.

ro 3

8

6coi

^ ^ ^ ^ ^ ^ ^ ^

1 0 ' .

8

6

w/sssssss//s/'////' + 5 00

4 6 81? 2

Doba hod. —

6 aíô 2", 1—•_!,

4 6 8 10-3

OBR.£.2HV PRO TZPLOTU EXPOZICE 500°C OCELÍ VŠECH SLEDOVÁNÍCH TAVEB

- 21 -

g I

2 4 6 8 l ( ŕ 2

Doba hod. —

4 6 8 1 ? 2 4 6 8 1 0 3

CBR.S.3

RV

I . C . J

PHO TEPLOTU EXPOZICE 60O°C OCELÍ S ODSTU?&OVA:JÝMI OBSAHY Sn

1O3,

ae

•§

^í^//////////////////////////aioo

4 6 8 1 0 1

Dobs h o d .

6 8 1 0 2 S B 1 0 3

0BH.S.4

HV PRO TEPLOTU ECPOZICE 700°C OCELÍ S ODSTUPŇOVANÝMI OBSAHY Sn

- 22 -

1 0 1

8OO°C

\\\+2OuC

^ } - 1 8 f c

4 6 8 1 0 1 2 4 6 8 1O 2 2 4 6 8 1O 3

Doba b o d . »»

CBR.ä.5

HT PHO TEPLOTU EXPOZICE 800°C OCSLÍ S ODSTUPŇOVANÍM OBSAHY Sn

•d

Š•ghfc-

,+700c

4 6 8 1 0 1 2

Doba b o d .

4 6 8 1 0 2 2 4 6 8 1O 3

OBR.č.6

HV PRO TEPLOTU KCPOZICE 700°C OCELÍ S O D S T U P S O T A N Í M I OBSAHl Sb

- 23 -

Teprve při zkuSební teplotě -180°C dochází k určitému roztříděnístudovaných ocel í . Po expozici 500°C jsou hodnoty vrubové souževnatcsti rov-nocenné hodnotám získaným při +2O°C. Navíc tyto hodnoty nejsou ovlivněny dobouexpozice Q přítomností Sn a Sb (obr.2.2).

Naproti tomu teploto izoterraické expozice 600°C vede při -13O°C k vý-raznému roztřídění taveb, které se začíná projevovat j i ž při dDbiich nad 10 hod.Byl tak Jednoznační prokázán výrazný vl iv obsahu Sn na křehnutí. Při teplotěexpozice 700°C ovlivňuje zvýäený obsah 0,120 % Sn křehnutl ocel i (obr.č.4).PřivySBlch sledovaných obsazích už není možno při této teplotě usuzovat na zcelajednoznačný v l i v Sn na křehnutl o c e l i . Tento poznatek p lat í i pro expozici při800°C (obr.č.5). Určitým nedostatkem tohoto hodnocení je, že ocel s nejvyäSlmobsahem 0,120 S Sn nebyla j i ž pro tyto zkouSky k d i spoz ic i pro nízkou výtěž-nost z ingotu.

Obdobné závialost i byly získány i při studiu Eb na křehnutí o c e l i .Vliv antimocu při -180°C nebyl při studovaných obsazích tak výrazný jako u c í -nu (obr.č.6) . Navíc tavba s nejnlžSím obsahem sb vybočuje z hodnot väech pro-vedených zkouSek zřejmě vlivem výrazně vySäího obsahu uhlíku 0,06 %• U väechostatních ocelí se obsah uhlíku pohybuje v rozmezí 0,02 oi 0,04 T,

ROZBOR

Metalografickým rozborem väech studovaných o c e l í byly ve výchozím s t s -

vu prokázány rozdíly ve ve l ikost i zrna ( tab.č . l ) a dále nestejnorodosti vyplý-vaj íc í z dendritické segregace. Nejvýraznčjäí dendritickou segregaci má ocel anejvyääím obsahem Sn, výrazníjSl byla prokázána i u oce l i taveb C, H a K. Nelzezda tedy usuzovat na možný v l i v studovaných doprovodných prvko. Oceli s ne j-niiäím obsahem doprovodných prvků a dále tavo;; s odstupňovaným obsahem Gb jsoucharakterizovány hrubším zrnem řádově o hodnotu 1 ve srovnání s oceiec.i se zvý-äenými obsahy Sn. U hrubozrnnSjSlch Dceli je navíc patrná nehonogenita ve v e l i -kost i zrna.

Pro nejbližäí posouzení možného vlivu studovaných doprovodných prvkůbyla po průzkumu sestavena stupnice zachycující rozdílnou precipitaei jemných ahrubäíeh íást ic na hranicích nebo uvnitř austenitických zrn. Vzhledem k urgitýmrozdílům v uspořádání strukturních složek byla vypracována samostatná stupnicepro teploty 500 až 700°C od 0 do 7 a upravená stupnice pro teplotu expozice 800°C.Pro omezený rozsah předložená práce a význam křehnutl ocel i při 600 a 700°C uvá-díme hodnocení pcuze pro tyto teploty (viz tab.) a pro názornějaí informaci ta-ké stupeň 7 hodnocení mikrostruktury (obr.2.7). Při teplotě 500°C doSlo k velmiomezené precipitaei stupnĚ 1 až 2 o to teprve po 500 hod. expozice.

Podle provedeného hodnocení ( tab.č . l ) se sledované obsahy Sn v inten-z i t ě preclpitace nijak neprojevil;/. VSeobecně rostoucí teplota expozice v uvozo-vaném rozmezí proces precipitace výrazně urychluje. Tento poznatek p lat í i proo c e l i s odstupňovanými obsahy Sb. Intenzita precipitace při deläíeh dobách expo-z ice je výrazně vySäí než u taveb s Sn. Je pravděpodobné, že na intenzitu preci-pitace mé určitý v l iv i ve l ikost zrna.

10$ kys.SÍavel. 500xelektrolyticky

0BH.fi,7MIKROSTRUKTURA OCELI AISI 316 e 0,012 % Sb

0,021 % AnExpozice: 700°C/50O h

Teplote 800 C vede při studovaných dobách k nižäí intenzitě precipi-tace, která ee väak na druhé straně projevuje j i ž při krátkodobém ohřevu. NavícvSak zde dochází při delSích dobách expozice ke vzniku drobných útvarů interme-ta l ické fáze, situované na hranicích zrn (obr .£ .8 ) . Také u taveb s odstupňova-ným obsahem Sb je charakteristická intenzivně.!äí precipitace í á s t i c .

10 % kys.Stavěl,elektrolytieky

0BH.Í.8MIKROSTRUKTURA OCELI AISI 316 a 0,052 % Sn

0,001 % SbExpozice: 8OO°C/5OO h

500x

- 25 -

K daiaí přesnější identif ikaci vyprecipitovaných částic vedlo elek-

tronomikroskopieké vySetřenl. Při teplotě expozice 60O°C jde převážně o jem-

né karbidy chrómu typu Hp-jCg d e n ( l r i ' t i e I c é ř l 0 t ' a ' u podél hranic a jemné globulár-nl karbidy uvnitř zrn. Při teplotácčení karbidu M^C,, MgC a lntermetapodél hranic zrn případně dvojčat.

nl karbidy uvnitř zrn. Při teplotách 700 a 800°C dochází k přednostnímu vylou-čení karbidu M^C,, MgC a lntermetalické fáze Fe2Mo V řetizkovitém uspořádání

DISKUZE VÍSLEDKft

7 předložené prdci byl studován vliv Sn a Sb na křehnutl auateni t lc-ké CrNiMo oceli 17-12-2,5 značky AISI 316. Zdůvodněným předpokladem pro studiumtěchto otázek byly výsledky vlastní dřívějaí práce, kterými se u austenitickéoceli 18-8 at&bilizované titanem prokázalo, že jak Aa, tak ř urychlují proceskřehnutí oceli v oblasti 600 až 700°C. Důkaz, že jak Sn tak Sb snižují výrazněvolnou energii hranic zrn ( o b r . č . l ) , nasvědčuje tomu, že studované prvky sekoncentrují na hranicích zrn. Na základě oprávněných teoretických předpokladubylo tak prokázáno, že koncentrace obou prvků Je na hranicích zrn o řád vyäSÍ,neí udává běžný analytický údaj .

Vlcstnl experimentální práce bylj zaněřeny na studium vlivu odstup-ňovaných obsahů Sn a Sb na křehnutí oceli po expozici př i teplotách 500 až8OO°C. Studium křehnutl oceli na vzorcích RV při teplotě expozice a dále př i+20°C a -1SOCC zcela jednoznačně potvrdilo, že probíhající strukturní procesje možno z hlediska vlastnost í oceli prokázat teprve p ř i -160°C. Tato skuteč-nost je nepochybně dána vlastním průběhem rázové zkouBky austenitické ocel ipř i normální nebo zvýSené tep lo tě . V daném případě nedochází zpravidla k úplné-mu poruäeni zkušebního vzorku. Spotřebovaná nárazové práce ae rozkládá na 3aložky a to práci potřebnou ke vzniku trtiliny, Síření trhliny a deformacivzorku. Tyto podmínky pak zcela jednoznačně neumožnily bližäl zachycení a po-souzení probíhajícího strukturního procesu. K tomu přispěly teprve zkouäkyp ř i -18O°C, kdy dochází k úplnému poruSení zkušebního vzorku. Z hlediska po-suzování vlastnosti austenitických ocall se jeví pak velai problematickými zku-Sební vzorky H2 ev. i R3.

ZkoučJkemi př i -130°C se prokázalo, že přítomnost zvýfieného obsahuSn urychluje při teplotách 600 a 70O°C proces křehnutl ocel i . Vliv Sb byljednoznačně prokázán. Na druhé straně nebyl toké zjiBtěn vliv obou studova-ných prvků na proces preeipi tace.

Z hlediska aplikace a provozní spolehlivosti AISI 316 určené prodlouhodobou expozici za teplot 600 a 700°C ae jeví nezbytným omezit obsah Sna Sb na technicky a ekonomicky únosnou míru. Je možno předpokládat, 2e k urč i-té klasif ikaci jakosti ocel i Jednotlivých taveb 2ojde j i ž př i zpracování ingo-tů na hutní polotovary.

Z/VÉB

Sn a Sb výrazně aniZujl volnou energii hranic zrn austenitické oce-l i AISI 316. To vede k oprávngnému teoretickému předpokladu, že koncentrace

- 26 -

Sn a Sb na hranicí en auotenit iekyeh zrn j e a s i o řád vy55í. ZkouSkami vrubovéhouževnatosti p ř i -180°0 se prokázalo, že přítomnoat zvýšeného obsahu Sn urych-l u j e p ř i teplotách 600 a 7OOCC proces křehnutí o c e l i . Současně byl tak zachyceni v l i v probíhaj ících p r e c i p i t a i n í c h procesů na k ř e h n u t í . Na druhé a t raně nebylaz j iStěnS přímá souvis lost mezi obsahem Sn a procesy prec ip i taoe . Vliv Sb nak ř e h n u t í a proces p r e c i p i t a c e nebyl jednoznačně prokázán.

LITERATURA

[ 1 ] SVTČNIľOT a j . : Fiz.Mat. i Metalloved. 6(1958) s.662-664;

[ 2 ] PREDEL a FREBEL: Arch.Eis.42(1971) 5 .5, s.365-375;

f 3 ] PREDEL a FREBEL: Arch.Eis.44(1973) £ .5 , a.395-401;

^4] STEIN: Referáty na symp.Inst .of tiet. a ISIj Londýn

1971

[5] JOSHI a STEIN: .Met.Trans.l (1970) £ . 9 , e.2543-2546;

[6] STEIN a JOSHI: Met.Sci.Journ.6 (1972) £.3, s.67-68;

[7] JOSHI a STEIN: Journ.Inst.of rtót.99 (1971) s.178-181;

[8] KRAHE a GUTTMANH: Ser .Het .7(1973) £-4 , a.387-393;

[9] RAJJASUBRAMAHIAN a STEIN: Mat.Trans.4(1973) £ . 7 , s.1735-1742;

[ í o ] ' NARAYAN a MURPHY: J I S I 211(1973) 5 . 7 , s .493-501;

[li] VISWAKATHáfí a SHERLOCK: Met.Trans.3(1972) 5 .2 , a.459-468

[12] OUCHY a j . : Towards improved d u c t i l i t y and toughness ,Proe.of aynp . , Oct .1971, Koyoto J a p . , J n p .ISI , J a p . i a £ Climax Molybd. Coir.p.;

£13] LOW: Trans.AIME 245 (1969) s .2481;

[ 1 4 ] Me LEAN: ilech.Prop of Met . , John Willey, N.Y.(1962) ,

s.249;

f l 5 ] KUDRMAN a s p o l . : Xov.met.X(1972) £ . 5 , a .401-414;

£ l 6 ] HONDROS a SEAH: Ser.Met.6(1972) £ .10 , s.1007-1012;

[ 1 7 ] BENEŠ a TLOSTÄ: Sborník VŠB 12(1966) £ .5 , ř e d E h u t . , £1 .263;

- 27 -

[18] CASTBO a spol.

[19] KUDRMAN a j . :

[20 ] KUDHMAH a j . :

Hev.ae Met.(I960) 8.715-724;

Kcnr.mat.5 (1973) 2.11 s.491-502;

Kov.mat.10 (1972) 5 .5 , s.401-414

- 28 -

VLIV STÍRNUTÍ HA KREHHUTÍ A LOMOVOtř HOUŽEVNATOST

NÍZKOUHLÍXOVŽ OCELI

B.VLACH

M.HOLZIiANN

ÚSTAV FYZIKÁLNÍ WETALUHOIE ČSAVBRNO, ÍSSR

ÚVOD

V předloženém příspěvku je vyšetřován vliv tepelného stárnutí (pre-cipitaSního stárnutí, stárnutí po kalení/ na zkřehnutí nlzkouhlíkové oceli.Obec-ně Je vžitá představa, že stárnutí je nežádoucí jev, protože, i když zvyšujemez kluzu oceli, výrazně také zvySuja sklon oceli ke křehkému lomu r l , í ] . NěkterénovějBÍ práce £3] naznačují, že zvýSsná náchylnost stárnuté oceli ke icřehTcémuporušení není způsobena pouze změnou vlastností feritického zrna, ale s Ľne zti-visí na kvalitě a rozdělení strukturní složky koexistující s feritem VP struktu-ře ocel i .

Vliv tepelného stárnutí na loxové chování a mechanické vlastnosti seprojevuje u nizkouhlíkovýeh nelegovaných ocelí, v největší míře u ocelí neuklid-něných, v menSÍ míře u ocelí uklidněných. Ve většině prováděných pracích, jakovýchozí stav pro stárnutí byly zvoleny ohřev a kalení s teplot těsně pod A ^.Kalení z teploty těanS nad Ac^ prekticky neovlivňuje koncentraci inters t ic iá l-• ích etoafi v tuhém roztoku, aväak kalení z této teploty vyvoláva kvalitativnízměny v původní karbidické a perlitieké Btrukturní složce.

Cílem předloženého příspěvku, jež Je součástí Širšího výzkumu vlivustárnutí na losové chování oceli [4], je xperimentálnS prověřit vliv kvalita-tivních změn strukturních složek koexistujících s feritem v oceli ne lomce cho-vání stárnuté oceli.

MATERIÁL, TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ.

Pra s tudios danéno problému byle zvolena neuklidnSná nízkouhllkováocel o s ložení : 0,06% C, 0.27S Mn, O,02í S i , 0,014$ P, 0,009* S, 0,009?? N.Tepelné xpracovánl polotovaru pro výrobu vzorků o čtyřech yallkostech arna jeuvedens v tab.(1.1. PrD každou vel ikost zrna po ohřevu na 7iOcC/O,5 hod. arychlém ochlazení ve vodS byly stanoveny iiasové zuiěny 5JT^» ®pji a zúžení y zat e p l o t a t á r n u t í 60°C a 20°C ( o b r . a . l ) . Doby nutné k dosažení isaxiiálních hod-not ffKt» *i~j a k u s t á l e n í těchto napětí nezávis í na v e l i k o s t i f e r i t i c k é h oz r n a . Z toho důvodu podmínky s t á r n u t í byly zvoleny tak , jak j e uvedeno v t a b .č . 2 .

- 29 -

TABULKA 5.1

Tepelné zpracování

2x normalizováno, kaleno do o l e j e . Poopracování žíháno 65OCC, 0,5 hod.

2x norcel izovano. Po opracování žíháno65O°C, 0,5 hod.

Po opracování žíháno 650°C, 0,5 hod.

Žíháno 125OCC, 6 hod. Po opracování2íháno 65ODC, 0,5 hod.

Velikost zrna Dam

0,021

0,032

0,054

0,137

1000 -

800 -

600 -

400 -

20Q

- . 0 0 i

1 0 J

t h o d .

ODR.č. l

ČASOVÁ Z J N A 6" : í t ) S-pn A ZÚŽnií Y P^ 1

(C = 0,054 as)STÁRNUTÍ ZA TEPLOTY 60°C

TABULKA 5.2

Teplota

60

206020

Doba

16,5 hod.

'JSI hod.2 mSsíce9 měsíců

Označení

íOuC/16,5 hod.20°C/200 hod.6O°C/2 měsíce2O°C/9 měsíců

Tepelné zpracováni

stárnuto př i 20°Cpo dobu 200 hod.

žíháno 600°C, 0,5 hod.ohřáto 710cC, 15 min.ochlazeno ve vodě.Stárnuto př i 20°C po

dobu 200 hod.

Popis mikrostruktury

Velikost ferlt ickéhozrna zůstala záchov árie.

Místo per l i tu a cemen-t i t u vyaokouhlikový

martenB i t

Velikost ferit iekéhozrna zůstalo zachována.

Místo per l i tu a cementi-tu-sořbit

Označení

2O°C/2O0 hod.martensit

2O°C/2OO hod.sorblt

Uvedené tepelné zpracování podmiňuje v oce l i o daném chemickém slo-

ženi vzflik s t ruktur , Jež obsahují f e r i t , p e r l i t a na hranicích fer i t ických zrn

strukturně volní cementit. S klesající vel ikoatí zrns je per l i t i strukturné

volný cementit jeuneJBl. Vllven ohřevu a rychlého ochlazení ze 710°C zůstává

ve struktuře oceli zachován jek p e r l i t , tok i strukturně volný cementit a nesiě-

ní se výchozí velikost ferltickáho zrna. Změny v rozměrech caientitických čá-

s t i c způsobené ohřevem a rychlým ochlazením lže pozorovat pouze u struktuľ o

vel ikost i ?rna D = 0,137 mm [5] .

Abychom podrobněji poznali úlohu jednotlivých strukturních aložek

nizkouhlíkové ocel i v procesu vzniku Štěpného lomu, nahradili jsme následují-

cím tepelným zprocováním cementit a p a r l i t v ocel í strukturními složkemi,kte-

ré vznikají přeměnou austenitické fúze koexistující a feritem př i teplotS

T U e l < T <: A e , ) . Vzorky s velikostí zrna D = 0,054 srn byly ohřátý na 750°C/

0,5 hod. a ochlazeny ve vodř a ledem. Následující podr-inky s t í r n u t i p ř í p . t e -

pelného zpracování Jsou uvedeny v t a b . i . 2 .

Popsaným tepelným zpracováním byly získány t ř i skupin; vzor'.cu o střed-

nic při:; tru Ľ = 0,054 ma o s t e j n ý c h p l a s t i c k ý c h v l a s t -

n o s t e c h , jež obsahují zcela rozdílní neferlt lekr složky koexistující

a feritem ve s truktuře ocel i .

- 31 -

METODIKA ZKOUŠE:

Tahová s ohybová zkouSky se provádř-ly na zkuäebním s t r o j i ZV/ICK Z

1.33 p r i r y c h l o s t i pricnllcu 3j3 . 10 m/a v k r y o s t a t u a to v rozmezí t e p l o t

normální t e p l o t a až -196°C. Pro tahové zkouälcy byly použity válcové vzorky

aa zóvitovými hlavami (0 4 mm, l 0 = 23 mm, i = 1,45 lo"'* sec" ) . Vzorky s

vrubem ( •* vrubu 45°, poloněr zaoblení = 0,25 mra) byly namáhány t ř i a

Styřbodovým ohybem.

Dala byly zkoušeny vzorky, zatěžované čtyřbodovýa ohjbem, mající

:3ísto vrubu zářezy e lek t ro j i skrovou pi lou do hloubky 3,5 mm, j e j i c h ž kořen

byl prodloužen únavovou t r h l i n o u o délce 2,5 2131. Z lomových s i l těchto vzorků

se určovala hodnota losové1 houževnatost i

Poslední typ použitých vzorků byla zkušební t ě l e s a CT o t l o u 3 Í o e

B = 25 nun pro s i ř e n í lomové hoĽŽevnatosti K,.-. Rozměry zkušebních t E l e s by-

ly určeny podle návrhu OSN [6]pro stanoveni K I C . U posledních dvou typů zku-

äebnlch vzorků nacyklování únavové t r h l i n y bylo prováděno p ř i dvou úrovních

s o u ä i n i t e l e i n t e n s i t y napět í Kf, (N ~ 5.10*).

VÝSLEDľľY ZKOUŠE: A JEJiail !?02B0R

A) Hladíte vzorky

Teplotní z t ív i s iost meze klczu S K t , n a p ě t í ffpjj ( s í l a na mezi pevno-

3 t i dčlená skutaSnýni průřezem vzorku), lorového n a p ě t í ^po, z'ížení y a vzhle-

du lomu ( ř tvárného lomu) byla uríena pro s t á r n u t é vzorky (zu t e p l o t 60°C i

2O°C) i pro vzorky s výchozí s t r u k t u r o u . Za podmínek s t á r n u t í 2O°C/2C0 hod.

byle t e p l o t n í záv i s los t t ě c h t o v e l i č i n drcena i pro vzorlcy (D=O,O54 u.tr.> v j e -

j i c h ž s t ruktuře byl nahrazen p e r l i t n camentit buďto martenaitem a ni:bo s o r b i -

ten; (obr.č.2a,b,c).

:Jetalo<jrfificky se u v3ech poruSen.ých vzorků na řezech vedených rovno-

zrno (obr.i .2a-c).

Na základě provedených tahových zkouSek lze ukázat:

a. Vliv stárnutí na plastickou deformaci.

Obr.č.3 ukazuje vliv stárnutí na zdvialost ev^ na D~J'" : urSenou p ř i nor-

mální teplotě. Vlivem stárnuti hodnota o\r. výrazně roste a je nezávislá na ve-

l i k o s t i f e r i t i c ť h o zrnu.

" obr.5.2 je yatrno, že prňbäh teplotní závislosti c,,£ i absolutní

hodnoty 0"„. nejsou ovlivnšnj strukturou neferiti^ké strukturní složky vysky-

tu j íc í se v oceli. Stejný zivír lze uäinit i pro ""pjj, ""pp B y v oblast i tvár-

ného lomu (oblost A).

- 32 -

-200 -100

teplota(°C)

0BR.£.2aSTÍHNUTÁ OCEL 20°C/200 hoij.

1400 -

0BH,5.2b

PŘECHODOVĚ .-3IVKÍ- SESTAVKIIÉ Z VÍSLEDsB TAHO /ÝCK ZKOUŠSIÍ KLADK1CH VSOPICD

b ) STÁHNUTÁ OCEL 2O°C/2OO h o ů . .VARTEWSII

- 33 -

-200 -100teplotaCc;

OBR.č.SePŘECHODOVÉ KŘIVKY SESTAVENÉ Z VÍSLEDKU TAHOVÍCH ZKOUŠEK HUDICÍCH VZORKUc) STÁRNUTÍ OCEL 20°0/2OO hod.SORBIT

b. Vliv stárnutí na lomové chování.

Z iepioinicii závislosti 6-Kt, o-pIJ, o^,R, y a vzhledu lomu byly uräe-ny přechodové teploty Tj,- TD, Tg a oblasti pofikozenl, A-oblaat tvarného pofiko-zení, C - oblast 8t5pného'poru5enl. Význam transitnlch teplot je podrobně dis-kutován v prscech £7,8^ Experimentálně zjiStěné hodnoty transitních teplot jaouuvedeny v teb.S.3. Závialost teploty 2

ěnéne D ' 2 je na obr.č.4.

Metalografický rozbor ukázal, že Štěpné mikrotrhl iny (pokud Je s t r u k -tura oceli feriticko-perlitická) jednoznačně aouviaí ae štruktúrna volnyo ee-mentitem. Velice malá čáat vzniku mirkotrhlin může být spojována s iniciací vedvojčatech. Stárnuté vzorky, jejichi přechodové křivka je na obr.č.2b, obsahujíve struktuře misto perl i tu a cementitu vysokouhlíkový martensit. Při plastickédeformaci dochází k praskání těchto martensitických částic. Praskání martenaitupodmiňuje vznik Štěpných mixrotrhlin ve feritických zrnech a to jak v oblasti

poruBen: i, tak i C. U skupiny vzorků označených (2O°C/'20O hcd.sorbit) byl marten-s i t nahrazen tvárnäjäí složkou, v níž nebyly nalezeny trhliny po plastické defor-maci.

-34 -

500

4UU

300

200

100

s t á r n u t o. 60°C

a kaleno

" • výchozí s tav

16,5

<^~ 2 mSa

y

•

i c e "

, 6

2,95

starou to20°C

— —i _

20O h o d .i

, A

9 mlaíisů

i >

OBE.6.3Z/VISLOST ff™ na D ~ 1 / 2 OCELI S TÍCHOZf A SHRNUTOU STHUHDSOU

Kt

20P

OBH.Č.4 , .

ZÁVISLOST TRANSITNÍ TEPLOTY Tj, NA V~l/Z OCíJ-I S VÍCHOZI srBUKTUHOO C • ) A

STÁRNUTÉ OCELI ZA PODMÍNEK ÔO^C/lô, 5 bod . ( • ), 60°C/2 » 5 a . ( O ) , 20 C/200 hod.

( A. ) , 2O°C/9 mgFlců ( A )

35 -

TABULTA č . 3

OCSL S VÝCHOZÍ STBUKTUBOU

D

(mm)

0,021

0,0320,0540,137

(°C)

-196-196-196

-185

T D

(°C)

-190

-175-155-120

T B ,

(°0)

n

n-100

n

neurčováno

Stárnutá ocela . 6O°C/16,5 hod.

D

(mm)

0,021

0,0320,0540,137

T B

(°C)

-196-196-180-130

(°C)

-155-130- 90- 10

TBv(°C)

nD

+40

n

D

(mm)

0,021

0,0320,054n.rKAaorbit

0,054martens It

0,137

T B

(°C)

-196-196-190—T on

-180

-145

T D

(°C)

-140

-115- 85

- 15

+ 20

TBv(°C>

nn

- 1 0

—Ä 0 0

±0

n

o . 6O°C/2 měsíce

D

(mm)

0, 021

0,0320,0540,137

T B

-196-196-180-135

(°-175-160-140- 65

í'nn

-40n

TABULKA S.3 - pokračováni

d . 2O°C/9 měsíci

D

(mm)

0,021

0,0320,054

0,137

TB(°C)

-196

-196

-185-100

TDC°C)

-170-150

-105

± 0

ŠtSnné trhliny řadově velikosti zrna feritu, u takto tepelně zpracovaných vzor-ků, se vyakytly pouze při nízkých teplotách v oblaati poruSení C. Z metalografic-kého vySetřování tedy vyplývá, že každá ze strukturních složek, jež koexistujes feritem v oceli, se zcela rozdílně podílí na vzniku Štěpných mikrotrhlin azcela odliSně ovlivňuje transi tní teplotu T a o (obr.č.2a,b,e). Z obr.í.2a,b,c jesouSasně patrno, že průběh teplotní závislosti tr K t i transitní teplota křeh-kosti Tg n e z á v i s í na tom, zda stárnutá ocel obsahuje ve struktaře kro-m6 fer i tu perlit a cementit na hranicích zm nebo marteneit případně sorbit.

B) Vzorky s vrubem

Z teplotních závislostí nominálního lomového napětí stárnutých vzor-ků i vzorků s výchozí strukturou, urSených při rychlosti zatěžování 3-10 m/s,byly stanoveny teploty T B y (tab.8.3). Teplota T B y je teplota, při níž je lomovénapětí rovno nominálnímu napětí na mezi makroplaatických deformací PQJ- Z tabul-ky 6.3 je vidět, že teploty Tgv stárnutých vzorků př i použiié rychlosti zatěžo-vání jsou blízké nominální teplotě. V případě rázové zkouSky, vzhledem k vysokéiStíluvoií tepluLS. V pripadé rázové zkoušky, vzhledem k vysoké zetěžovací rych-l o s t i (5 m/s), by nutně doSlo u stárnutých vzorků ke vzrůstu teploty T B v ne tep-lotu vySäí, než je teplota stárnutí . To znamená, že v použitém intervalu teplotby hodnota KV měla prakticky nulovou hodnotu.

C) Vzorky a únavovou trhlinou

Vliv stárnuti na hodnotu lomové houževnatosti KIC byl vyšetřován prodanou ocel (D = 0,054 mm) v rozmezí teplot (0 •« -196CC) na dvou typech zkušeb-ních těles (vzorky pro Styřbodový ohyb a CT-těleaa).

Hodnoty souíinitele intirzity napětí K urSené z lomových s i l vzorkůnamáhaných žtyřbodovýn ohybpm r-i-u uvedeny na obr.č.5. Z obr.Ě.5 je patrno, že přiteplete kapalného dusíku jo hodnota KQ U oceli s výchozí strukturou nižSí vesrovnání 8 hodnotou K-, oceli stárnuté za teploty 20°C i 60°C. S rostoucí teplo-tou hodnota Kj, vzrŮ3tá u oceli s výchozí strukturou a u stárnuté oceli (20°C/200hod.-aorbit). Naproti tona u oceli stárnuté ze podmínek (6O°C/16,5 hod.),

- 37 -

(2O°C/20O hod.) a (20°C/200 hod.-martensit) hodnoty K,, jsou prakticky na tep-l o t š n e z á v i s l é .

1600

1400

1200 -

1000

800

1800 -

1600 -

1400 -

, ô 1200M

1600

1400

1200

1000

••

s

Výchozí stav

8 00° 0

X

" K „ »

6O°C/16,5 hod.

o

c —^ "

• • . ' '

60°C/2 měsíce

* *

x

\ i

-200 -100

teplota(.°C)

0BH.£.5aTEPLOTNÍ ZÍVISLOST K,, a KjC OCELÍ S VÍCHOZÍ ST3UKTUH0U A OCEŮISTÍRNUTÉ

1800

1600

1400

I

1600

'l400

1200

2800

2600

2400

B 2200

2000

1800

1600

1400

1

1

, 10 » o o | °

11

1

' • J, I

-

o

„ c

•

20°C/200 hoď.

• »

i

« •

2O°C/2OO hod.

„ • (mart.)

•

20°C/200 hod.(sorblt)

i

o

1

1

1

-200

teplota(°C)

-10O

OBR.6.5bZÁVISLOST Kj, a KjC OCELÍ S VÝCHOZÍ STRUKTUROU A OCELI STÁRNUTÉ

P ř i zkouäkóeh CT-těles se určovala záv i s los t zétgžné s í l ? F na ve-

l i k o s t i otevření t r h l i n y Vg. V teplotním i n t e r v a l u , v němž závis lost s í l y F

na v e l i k o s t i otevření Vg j e až do lomu prakticky l i n e á r n í (odchylka od l i n e a -

r i t y v okamžiku lomu v důsledku vzniku p las t ické deformace je menSí než 53S hod-

noty smernice dF/dVg v počátku), byla hodnota KQ určena podle návrhu ČSN [ 6 ] .

P ř i t e p l o t á c h , p ř i nichž z á v i s l o s t F-Vg nesplnovalt výSe uvedenou podmínku

byly hodnoty KTC určeny z O™ podle [ 9 j . K v a l i t a t i v n í jeou tep lo tn í z á v i e l c -

s t i K™ shodné se zdvialostmi KQ VS T, určenými na vzorcích zatěžovaných

čtxřbodovym ohybem. V o b r . č . 5 je dále svislou íarou vyznačen interva l t e p l o t ,

v němž j e BpltiSna podmínka

< 0,4(1)

a přísluSné hodnoty IC, oznefieny jako ťlc (není splněna podmínka pro dálku- ^ - uräené způsobem [6] splňovaly rovni-trhliny »)• V obr.£.6 vuechny hodnoty

aKt

(la)

• »

a

- 39 -

a předs tavu j í tedy lomovou houževnatost KI(,. Hodnoty K I C , určené přepočtem zG I C J s o u vyznačeny v o b r . ä . 6 , odliSně značeními body.

5

4000

3000

2000

1000

0

-

1 1

/

/

•/

a

-150 -100 -50

OBR.č.6

ZÁVISLOST

STÁRNUTO 20'

t e p l o t ě (.C)

KjC NA TEPLOTĚ ZJIŠTHjI NA CT-TĚLÍBECH, VÍCHOZÍ STAV ( A ) ,

0*C/200 hod.t D ) STÁRNUTO 2O°C/2OO hod. SORBIT ( O )

Porovnáním obr .č .5 a 6 přicházíme k následujícím závěrům:

a. pro ocel s tárcutou 20°C/2OO hod. (s t ruktura f e r i t , p e r l i t , cementit na h r a -

n i c í c h ) je průběh Kj c a Kg z j iatěný pro ohybovém namáhání vzorků s t r h l i n o u

a průběh K™, z.liatěn? p ř i ponílt-f nT_+.si e 5 i ú p l - í =h;drv ô Xo úokonce i v

tom teplotním interva lu, v němž u vzorků p ř i čtyřbodovém ohybovém namáhání

nebyla splněna podmínka ( 1 ) . Proto i v tomto i n t e r v a l u naměřené hodnoty 1 ,

představuj í lomovou houževnatost K I C;

b . rovněž pro ocel e výchozí s t rukturou se průběh K I C a K , zjiätSný p ř i ohybo-

vém namáhání l i š í v průběhu K I C zj ištěného p ř i p o u ž i t í CT-těleB velmi málo;

c . n e j v ě t š í rozdí l v průběhu K I C(K) (ohyb) a K I C (CT-tělesa) byl z j iStěn pros tárnutou s trukturu (2O°C/2OO hod.-sorbi t) v n íž byl p e r l i t a cementit na-hrazen sorbitem.

DISKUZB

V následuj ící d i skuz i se nebudeme zabývat podrobným fyzikálně metalur-

gickým rozborem získaných výsledků. Pokusíme se pouze o k v s l i t a t i v n í posouzení

- 40 -

ličlnlcu stárnutí na křehký lom a to z hlediska struktur; oceli:

Ocel obsáhající fer i t , perlit a cementlt vlivem stárnutí vykazujevýrazný posuv transitních teplot Tj, aměrem k vySSím teplorám(obr.i.4). TentopoBuv Je tím větSí, 2ím je vgtSl rozměr feritického zrna. Budeme-li hodnotitnáchylnost oceli z hlediska hodnot 1Q lze ř íc i , že pro dané podmínky stárnutíje hrubozrněJSÍ ocel náchylnej8í ke zkřehnutí ve srovnání s ocelí Jemnozrnnou.V oblasti Štěpného porušení C můžeme provést srovnání lomových napětí vzorkanestárnutých a stárnutých. Vezmeme-li v úvahu, že napětí pro iniciaci Štěpné-ho lomu nezávisí na teplote [lO], ale pouze na velikosti ferltiokého zrna adeformaci, potom mflžone z experimentálně zjištěných lomových napětí ( ^pp) aodpovídajících hodnot £pjj sestavit závislosti lomové napětí - lomová deforma-ce. Z obr.a.7 je patrno, že experimentální hodnoty s " ^ - Épj,, určené pro da-nou velikost zrna, jsou stejné pro stárnutou ocel a pro ocel s výchozí struktu-rou. Význačná je hodnota napětí 0^ ( "pj/ £• p i » 0 ' i 3el Je v literatuře ozns-fiována Jako kritické lomové napětí "'QJW] a Jsk plyne z obr.č.8 nspätí 6'^je pouze funkcí velikosti zrna.

1400

1200

1000-

t» 800

600

D = 0,054 mm

co

0

výchozí stev •60°CA6,5 hod. o

ĎO C/Z měsíce c20°C/200 hod. A20°C/9 měBícú Ä

20°C/200hod.sor-®

20°0/20Ohod.mart. x

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2

CFR (ak) »-

CBH.5.7

zivISLOST LOHOVÉHO NAP2TÍ ŠTŽPlfÍHO LOMU HA LOMOVÉ DEFORMACI

- 41 -

1500

1000

500

0

í // 1 — 1

/

/

1 1 1

10

CBH.e.8

ZÍTISLOST N A D',-1/2

Na základě předeSlé úvahy můžeme schematicky popBat vliv stárnuti

následovně. Na obr.ä.9 Jsou ukázány závislosti na velikosti zrna D tří

nopgtl - mez kluzu (případně defor.napětí) nestárnuta oceli a oceli po stár-

nutí a kritického lomového nepětí (připadne lomového napětí po def. £ ).

er£) dosáhnout hodnoty 8"cp ( Směrnice přímky n-1/2

je na teplotě nezávislé [4]. V případ? nestárnuta oceli Je podmínka vzniku lo-mu dosažena pouze vlivem poklesu teploty na rozdíl od stárnuté oceli, kdy lo-mové napětí ^np( °Vn' J e dosaženo kombinaci precipltačního zpevnění a po-klesu teploty. Ze schématu je patrná i vStBÍ c i t l ivost ke křehnutl stárnutýchhrubozrnných ocelí ve srovnání a ocelí Jeainozrnnou.

V obou případech - výchozí i stárnuté struktura - byly nelezeny vobjemu Štěpně poruäenýeh vzorku mlkrotrhliny řádově velikosti zrna. Podle [4,3]lze ř í c i , že kontrolujícím mechanismem vzniku lomu Je rozSiřeni Štěpné mikro-trhliny přes hranici zrna.

Naprosto stejný mechanismus vzniku lomu lze předpokládat i u s tár-nuté oceli, v jejíž struktuře Je cementit a per l i t nahrazen martens item. Roz-měry martensitických částic Již vSak nelze ve srovnání 3 rozměrem D zanedbat.Kritická délka trhliny, jež musí překonat hranici zrna je větSl než D a tedylomové napětí am( <rcp) Je nižä í . Tento rozdíl v kritických délkách t rh l invysvětluje vyS2í hodnotu TD struktury stárnutý ferit-martensit ?e srovnání s TD

9truktury stárnutý fsrit-cementit-perlit.

- 42 -

C stárnuto)

(výchozí)

ve l ikos t zrna D-l/2

OBH.ä.9SCHEMATIC^ ZNÁZORNĚNÍ VLIVU STAHNOTÍ NA ŠTÉPNÝ LOM

Nahrazeni p e r l i t u a cementitu aorbitem ve s t ruktuře s t á r n u t é o c e l i máza následek vzrůst napět í pro vznik štěpného lomu v t é č á s t i o b l a s t i poruäení C,kde nejsou ve s t ruktuře poruäenýeh vzorků mikrotrhliny v e l i k o s t i zrna ( o b r . í . 2 c ) .Transitní teplota TD stárnuté oceli (ferit-sorbit) a teplota TD nestárnuta oceli(ferit-perlit-eementit) jsou prakticky totožné. ZvýSená odolnost stárnuté oceli(struktury ferit-sorbit) proti zkřehnutí je spojena se změnou napětovýeh podmí-nek vzniku Štěpného lomu C8]. V tomto případě je uraujícím mechanismem vzniku lo-mu vznik Štěpné mikrotrhliny ve feritiekém zrně.

Druhá Sást experimentálního studia byla věnována vlivu stárnutí na lo-mové chování vzorku a vrubem a trhlinou. Analogicky k teplotě TB hladkých vzor-ků byla stanovena teplota T„_ vzorků s vrubem. Z tabulky £.3 je patrno, že v l i -vem stárnutí dojde ke vzrůstu teploty T« asi o 100°C u oceli obsahující fer i t ,per l i t a cementit. Nahrazení perlitu a ceraentitu sorbitem ve struktuře stárnutéoceli způsobilo, že transitní teplota TQ v je totožná s tranaitní teplotou ri'Bv

vzorků s výchozí strukturou. To značí, že hlediska transitních teplot (teplotaTJJ hladkých vzorků, T B y vrubovaných vzorků) lze ř í c i , že provází-Ii stárnutí níz-kouhllkové oceli vhodná strukturní změna neferitické strukturní složky oceli, je

'možné stárnutím zvýšit mez kluzu, aniž se výrazně zhorSÍ náchylnost nízkouhlíko-

- 43 -

vá oceli Ice zkřehnutí.

Stanovení traneitníeh teplot z hladkých 1 vrubových vzorků je vhod-

né pro kvalitativní srovnání náchylnosti oceli ke zkřehnutí vlivem stárnutí.

Tento způsob hodnocení křehkosti oceli, dnes již klasický, je označován jako

koncepce transitních teplot. Byla rozpracována řada způsobů určování transit-

ních teplot (T

c

apod.) a řada koncepcí, jak na základě těchto tep-lot vo l i t druh ocel i pro dané provozní podmínky.

Koncepce traneitní teploty vSaS nemůže poskytnout kvantitativní úda-je o únosnosti konstrukce 8 defektem. Tuto problematiku řeší lineární č i e las-to-plastieká lomová mechanika. Lomová mechanika vyjadřuje odolnost oce l i pro-

t i Síření trhl in při použití různých materiálových konstant J I Ľ ,Gjg f l i j . Ukážeme nyní na průběhu K™ jak stárnutí může výrazně ovl ivnit bez-

pečnost konstrukce a zvýäit riziko křehkého lomu.

Ne obr.č.6 je vynesen průběh absolutních hodnot Kj„ na teplotě. Ztohoto průběhu snad nejdůležitější je poznatek o nezávis lost i KIC stárnuté oce-l i s ferito-perlito-cementickou strukturou na tep lotě . Uvážíme, že při pevnost-ním výpočtu dovolené napětí se zpravidla vztahuje k mezi kluzu potom podle vzor-ců lineární lomové mechaniky o ve l ikost i kritické vady rozhoduje poměr KJQ/ K t ,(například po povrchovou eliptickou vadu a a ( K ^ / * ? ^ ) 2 • Q, kde Q je faktortvaru vady a je funkcí 6*/ G ^ , je provozní napětí. Pro použitou ocel vrůzných strukturních stavech je průběh KIC/ <? K t v záv is lost i na teplotě vyne-sen na obr.5.10.

18

16

14

12

10

8

e

4

2]

0

V

Í /

1 1 1

/

/

t i

-150 -100

teplota C°c;

-50 50 100

OBR.č.10

ZÁVISLOST K jC/ S-

K t, vťCHOZÍ STAV (

STÁRNUTO 20*C/2O0 hod. SOHBIT ( O )

), STIHNUTO 2O°C/200 hod. ( D ) ,

- 44 -

Z obr.č.10 vyplývá, že v oblasti zkřehnutí stárnutím je možná iniciace křeh-

kého lomu z defektu ležícího ve vyatárnuté oblasti (nízké KJQ/ 6* JJ^} V inter-valu provozních teplot (atmosferické teplot;). Naproti tomu Je prakticky vy-

loučena možnost iniciace křehkého lomu z defektů ležících mimo vyatárnutou

oblast (vyaoké Kj0/ Q " ^ ) *

Připomeňme práce WKLLINGERA et.al. [12], kteří na základe rozboru

provozních lomů ukázali, že řada havárií byla iniciována z defektů v oblasti

svarů, ležících v místech s výrazným přecipitaSním zpevněním (tvrdost těchto

oblastí Hv byla 330, tvrdoat základního materiálu 210). To znamená, že provoz-

ní zkuSenosti potvrzují výsledky získané laboratorně.

Můžeme tedy uzavřít, že různé typy preclpitačního vytvrzení mohou

vést k účinnému zkřehnuti a mohou být příčinou provozních lomů při nízkých

napětí i když nevystárnutá struktura maže vykazovat při provozních podmínkách

vysokou houževnatost.

LITERATURA

[1] F.ŠÍCHA: Zváranie XIV (1967), 256

[2] L.J.KLINGER, L.J.BLBKHT: Welding Journal 29 (1950), 59s

[3] T.C.LIHDLEV, C.E.HICHARDS: líet.Sei.J.4 (1970), 81

U ] U.HOLZUANN, B.VL&CH: Vliv tepelného stárnutí nízkouhlílcových ocelí

na zkřehnutí. Výzkumná zpráva ÚFII ČSAV Brno,

1974

[5] B.VLACH, U.HOLZUAHK: II.celostátní symposium o lomech, Mariánské

Lázně, 1970

[6] Návrh ÍSN: ZkouSení lomové houževnatosti K^ při ro%J.jné

deformaci

[7] G.T.HAHN, B.L.AVERBACH, W.S.OWEN, M.COHHÍ: Proceedings of International

Conference on Atomic Mechanismus of fracture,New York, Wiley, 1960

[S] J.MAN, B.VLACH, M.HOLZilANN: Kovové materiály X (1973), 261, 309

[9] A.LISICWITZ, J.EFTIS: Nuclear Engineering and Design 18 (1972), 457

[lOj J.F.KSOTT: Kater.Sci.JBag. 7(19/1) 1

[ l l ] U.HOLZUANN, J.UAN: Kriteria hodnocení materiálů z hlediska odolnostiproti vzniku křehkého lomu e způsoby určování pří-sluSných materiálových konstant. Výzkumná zprávcÚFM ÍSAV, Brno, říjen 1974

- 45 -

[1?] K.WELLINGER, E.KHIGELOH, K.KOSSMAUL, D.STUBM: Nuclear Engineering

and Design 20 (1972) 215

- 46 -

KBEHNUTÍ SVAROVÍCH KOVO PŘI DLOUHODOBÍCH ZKOUŠKÁCH TEČENÍ

J.SOBOTKA

VÝZKUMNĚ ÚSTAVY VÍTKOVICE, ŽELEZÁRNY A STROJÍRNY KLEMENTA GOTTWALDA

OSTRAVA, ČSSH

T.PRNKA

VÍZKUMNÝ ÚSTAV HUTNICTVÍ ŽELEZA

DOBRÍ, ČSSR

R.PECH

STÁTNÍ VÝZKUMNÝ ÚSTAV MATERIÁLU

PRAHA, ČSSR

ÚVOD

V naSlch dřívejSích pracích [l-12] jame se zabývali studiem žárupev-

nosti svarových kovů elektrod pro svařování nízkolegovaných žárupevných ocelí,

přičemž pozornost byla soustředěna zejména ke zjištění vlivů mikrostruktury ve

výchozím stavu B strukturní stability v oblasti teSenl na žárupevnost svarových

kovů. Dlouhodobé zkuSenoati s používáním chromomolybdenvanadových ocelí v obla-

sti teSení vSak ukazují, že při vysokých hodnotách žárupevnosti lze v některých

podmínkách pozorovat velmi nízkou creepovou plasticitu. Podle STONEHO a MURRAYE

[13,14] Je nízká plasticita při tečení spojena s výskytem interkrystalických lo-

mů podél hranic auatenitických zrn.

Křehnutí ocelí v průběhu tečení je obecně připisováno strukturním změ-

nám, které probíhají T dané teplotní oblasti. U CrMoV ocelí a svarových kovů bu-

dou tyto strukturní změn; zahrnovat precipitaci karbidů a jejich koagulaci. Za-

tím co vliv výchozí struktury na pevnost při teSení se s rostoucí dobou expozi-

ce zmenSuje a hodnoty žárupevnosti při různých strukturních stavech pak konver-

gují ke stejné úrovni [15], u creepové plasticity nebyla tato tendence pozoro-

vána. Plastické vlastnosti jsou závislé zejména na kinetics rozpadu výchozí

mikrostruktury. Pozorovaná divergence při velmi dlouhých dobách namáhání se vy-

světluje lomovou kavitací, která probíhá rychleji u struktur v menším stadiu roz-

padu, což vede ke snižování plasticity.

Předmětem zájmu je také tvar závislosti plasticity při tečení (napří-

klad tažnostl) na dobS do lomu za konstantní teploty. Ha rozdíl od molybdenových

ocelí, kde lze pozorovat minimum tažnosti (oor.č.l) v důsledku strukturních změn

při preeipitael karbidu Ho2C[l6,17], neexistují u CrltoV oceli přesvědčivé důka-

zy o vzrůstu tažnostl po delSloh dobách namáháni. Intenzita poklesu plasticity

v závislosti na době namáhání Je závislé především na pevnosti zrn a rozdílu zrn

a hranic zrn; čím Ja tento rozdíl větSi, tím je ztráta tažnoeti výraznější.

- 47 -

30

S 20

10

äas (hod)

ouR.e.i

ZÁVISLOST ŤAŽNOSTI PRI TEČENÍ OCELI 0,5% Mo-B

NA TEPLOTĚ A DOBE DO LQVU [16]

Vlivem mikrostruktury na žárupevnost a plasticitu CrMoY ocelí se zabý-

vali RELANDEE a GEIGER [18], BATES a RIDAL [19] a HUHPHÍ [20], Charakteristiky

procesu tečení jaou silně závislé na výchozí mikrostruktuře a zejména na rozděle-

ní dlspersní fáze karbidu vanadu. Tažnost vykazuje monotónní pokles v závislosti

na době do lomu v rozsahu 10^ až 104 hodin, při Semž nejnižSí plasticitou a záro-

veň nejvyäSÍ žárupevností se vyznačuje struktura horního bainitu. Plastické vlatt-

nosti těchto ocelí mohou být významně ovlivněny přítomností denudovaných zón v

blízkosti hranic austenitických zrn [13, 14], které přispívají k plastické de-

formaci oceli. Intenzivní vytvrzení základni hmoty může vést ke vzrůstu hustoty

dislokací v hraniíníeh oblastech a ke vzniku interkrystalických lomů při nižSleh

hodnotách celkové deformace.

Z metalurgického hlediska jsou svarové kovy zvláštním případem oceli

v litém stavu. Vlastnostmi litých ocelí typu 1 % Cr-0,7 % Mo - 0,3 % V se zabý-

vali BATTE a MUHPHX £21]. Zjistili, že u taveb s vysokou žárupevností klesá taž-

nost velmi rychle 3 íaaem a ve vSeeh případech pak dosahuje velmi nízkých hodnot.

Nízkých hodnot tažnosti bylo u taveb 8 nižší žárupevností dosaženo až při delších

časech, v žádném případě vsak nebyl pozorován vzestup tažnosti při delSích do-

bách zkouSení, přestože nejdelší zkouSky dosáhly doby do lomu až 60.000 hodin.

Velmi dobrými plastickými vlastnostmi při teSení se vyznačuje ocel ty-

pu 2,25 * Cr - 1 % Mo [22] a svarový kov s analogickým chemickým složením [23] .

Minimální hodnoty kontrakce uvedené oceli nepodkroSily hodnotu 30 % při dobách

do lomu ež téměř 10' hodin. V práci [23] je v5ek konstatováno, že při nejvySBÍch

hodnotách žárupevnosti svarového kovu je při dobách zhruba 10* hodin a teplotách

- 48 -

550 8 600°C nožno očekávat výrazné snížení ereepové plasticity, provázené po-

klesem hodnot tažnosti i pod 5 %•

Z provedeného rozboru je zřejmé, že pokles plasticity svarových ko-vů při dlouhodobých zkouSkách tečení hude závislý na celé řadě faktorů, z nichž

kromě chemického složení a mikrostruktury ve výchozím stavu budou hrát význam-

nou roli strukturní procesy v průběhu tečení, a to zejména precipitace karbi-

dů, změny ve složení tuhého roztoku apod. Průběh těchto procesu pak bude závis-

lý na podmínkách zkouäek tečeni, avláStě na teplotě a zkuSebním napětí.

Charakteristika experimentálního materiálu

Svarové kovy byly nataveny do plechů o tlouSÍce 23 mm při teplotě pře-

dehřáti 250 až 35O°C. Po navaření byl proveden dohřev avařenců 100 až 200°C/l hod.

s následujícím ochlazením ve struskové vatě. Chemické složení netavených svaro-

vých kovů je uvedeno v tabulce č.l.

TABULKA e.l

CHEMICKÉ SLOŽENÍ ZKOUMANÝCH SVAHOVÝCH KOVO

Svarovýkov

A

BCD

E

F

C

0,050,060,130,060,070,09

Sta

0,760,750,800,740,60

0,53

S i

C.2S0,180,360,35

0,440,30

Obsah prvkuP

0,0130,0160,020

0,025

0,0140,026

S

0,0320,030

0,0350,0270,016

0,029

(hmot.%)

Or

0,630,690,840,931,11

2,24

Mo

0,950,50

0,890,840,50Oj 90

V

0,300,28

0,720,58

0,27-

-

--

-

0,51-

O,* c e l .

0,0410,045

0,0350,040

0,036

0,041

^eel.0,0142

0,0097

0,01190,0110

0,0125

0,0127

Charakteristika výchozího stavu zkoumaných svarových kovů byla provedena

v popuštěném stavu po navaření; svarové kovy A, B a B byly popuštěny 720°C/2 hod./

vzduch, svarové kovy C,D a F 730°C/2 hod./vzduch. Hodnocení vlastností ve výchozím

stavu se sestávalo ze zkoušek mechanických vlastností za normální teploty, tahových

zkoušek ze tepla, studia mikrostruktury metodami optické a elektronové mikroskopie

a zkouSek izolované karbidické fáze.

Výsledky zkouSek mechanických vlastností svarových kovů ze. normální teplo-ty, tj. zkouSek tahem, vrubové houževnatosti a tvrdosti, jsou uvedeny v tab.£.2.

Zkousané avarové kovy ae vyznačují poměrně vysokými hodnotami pevnostních vlastno-stí, zejména meze kluzu, které Jsou v kombinaci s příznivými hodnotami plastických

vleatnoatí a vrubové houževnatosti.

Mikrostruktura zkoumaných svarových kovů je ve výchozím stava tvořena

popuštěným bainitem (obr.£.2). Vysoká hustota dislokací v bainitické struktuře

vede k* značnému dislokačnímu zpevnění, přičemž příspěvek precipitaSního zpevnění

k m«zi kluzu je nižSf, než Je tomu u tvářených materiálů s analogickým chemickým

sloZenlm a s vySSlm obseherc uhlíku [8 - 12].

- 49 -

TABULKA í. 2

MECHANICKÉ VLASTNOSTI SVAROVÝCH KOvB ZA NOHMÍLNÍ TEPLOTY

S v a r .

kov

A

B

C

D

E •

F

"fctN/mm2

512,1

533,7

580,2

457,1

595,5

490,5

ffPt

N/mm2

635,7

608j2

728,9

605,3

676,9

597,0

-p& .íooPt %

80

88

80

76

88

82

<>5

*

22,3

21,8

19,7

21,4

21,8

24,2

y

54,6

71,8

65,2

70,2

71,8

69,0

H

J/cm2

143,2

149,1

126,5

164,8

180,5

134,3

Střední

tvrdost

HV

198,8

199,5

218,6

207,6

216,2

190,4

0BR.S.2

PRSMERNÄ MIKROSTRUETURA SVAHOVÉHO KOTU B PŽÍED ZKOUŠKOU TEČENÍ,

x 500, LEPTVÍNO NITALEM

Karbidické f á z e svarových kovů A,B,C,D a E j e ve výchozím s tavu t v o -

řena disperením karbidem M,C, a malým množstvím eement i tu M,C ( o b r . S . 3 ) , u sva-

rových kovů A a D s vjeäim obsahem molybdenu byl také i d e n t i f i k o v á n karbid M-C

[ 9 - 1 2 ] . V př ípadě svarového kovu F byly z j i š t ě n y hrubé fiástice karbidu M 23C6

(zejména na hranicích zŕn) a jemný precipitát MgC na dislokacích uvnitř zrn [8].

- 50 -

OBR.č.3

i.ilKROSTRUXTURA SVAROVÉHO KOVU B VE VÝCKOZÉ.1 STAVU,

UHLÍKOVÍ HHPLIKA

STRUKTURNÍ STABILITA A ŽÍRUPEVNOST SVAROVÝCH KOVO

Z m ě n y v k a r b l d i c k é f á z í p ř i d l o u h o d o b í m

ž í h á n í

Pro stanovení v l i v u dlouhodobé expoz ice za zvýšené t e p l o t y no struk-

turu svarových kovů bylo provedeno žíhaní 60O°C/50OO hod. Z výsledku cheinické-

ho a rentgenografického rozboru karbldického i z o l á t u vyplynulo, že k významným

.změnám nedoälo pouze v případě svarového kovu B. Obsahy prvků v karbidické f á z i

se prakticky n e l i ä í od obsahů ve výchozím stavu; rentgenograficky byla prokázá-

na pouze přítomnost karbidu M

4 -3« Ve zkoumaných vzorc ích o s t a t n í c h kovů A,C,D,E

byla prokázána přítomnost karbidu tfgC vedle původního karbidu M^C-j. Vzhledem k

tomu, že karbid MgC se vyznačuje vysokou rozpustnost í ž e l e z a , molybdenu a

wolframu [ 2 4 ] , dochází ke koncentraci t ě c h t o prvků v karbidické f á z i za součas-

ného poklesu obsahu karbidicky vázaného vanadu. Tyto změny probíhaj í v ne jvě t-

ším rozsahu u svarového kovu A [9-12J.

K rozsáhlým zaěnám dochází také u svarového kovu F. Ve srovnání s vý-

chozím stavem dochází k poklesu obsahů chrómu a ž e l e z a v karbidech a ne druhč

straně ke čtyřnásobnému vzrůstu karbidicky vázaného molybdenu [ 8 ] . Tyto výs led-

>.•' svědčí o výrazné pre ferenc i karbidů MgC a "U,Cg P° dlouhodobém žíhání»

- 51 -

^ m ě n y m l k r o s t r u k t u r y p o d l o u h o d o b é m

ž í h á n í

Miirostruktura vSeoh zkoumaných svarových kovů ai i po žíhání 6OO°C/

5000 hodin uchovává licí charakter a vzhled vysocepopuštěného karbidu s hru-

bým karbidiekýro precipitátem [8 - 12].

Rozsah změn mikrostruktury a karbidické fáze je nejmenSí u svarového

kovu B. Kromě karbidu M.C-, jsou ve struktuře tohoto svarového kovu přítomny

hrubé částice dosud nerozpuštěného cementitu (obr.č.4). U svarových kovu A,

C,D a E je vysokým obsahem molybdenu, resp. také wolframu, rozaiřována teplot-

ní a Saaová oblast existence karbidu MgC [24]- Tento karbid tvoří hrubé Části-

ce, které lemují hranice austenitických zrn (obr.£.5). Precipitace karbidu

MgC ve svarových kovech s přísadou vanadu je kromě odčerpávání zpevňujících

prvků molybdenu a wolframu Í. tuhého roztoku, provázena také vzrůstem střední

vzájemné vzdálenosti částic karbidu M ^ (obr.í.6) a tím také úbytkem dispers-

ního zpevnění. K tomuto jevu dochází u vSech svarových kovů s přísadou vana-

du a s obsahem molybdenu nad 0,5 % nebo při současné přísadě molybdenu a

wolframu (svarové kovy A,C,D,E).

O B R . č . 4MIKROSTOUKTURA SVAROVÉHO KOVU B PO ŽÍHANÍ 600°C 5 0 0 0 h , EXTRAícSlJÍUHLÍKOV/ REPLIKA

- 52 -

O B R . č . 5

KARBID TJgC NA HRANICÍCH P&VODÍIÍCH AUSTENXTICKÝCH ZRN U SVAROVÉHO KOVU A

PO Ž Í H . Í Í Í I 6, O°C/5OOO h , EXTRAKČNÍ UHLÍKOVÍ REPLIKA

X4OO

J.2OO

800

600-

!> 2 0 0 •

iA

tB

Y,

Ic

/V

1D

|

1výchozí s tav

| ] žíháno 600°C/50O0 hod.

OBR.a.6

VLIV DLOUirjriBÉHO ŽÍHÍNÍ NA STŘEDNÍ VZXjE.NOU VZDÁLENOST Č/STIC DISPERSNÍ ř'/ZE

- 53 -

U svarovdho kovu F, u něhož se při tečení neuplatňuje tak význaicnĚ

dispersní fáze, dochází při recipitsci karbidu MgC k úbytku zpevnění tuhé-

ho roztoku při přechodu molybdenu do karbidické fáze. Nepříznivé důsledky

přítomnosti karbidu MgC se projeví při tečení také v důsledku oslcbení hra-

nic zrn.

Ž á r u p e v n é v l a s t n o s t i s v a r o v ý c h k o v ů

Zkouäky tečení do lomu byly provedeny v rozmezí teplot 525 až 626 C.Dosažené výsledky byly matematicko-statisticky zpracovány metodikou popsa-nou v [26-27]. U vSsoh svarových kovů Bylo dosaženo dob do lomu větSích než104 hodin, v některých případech (A,C,E) také větSích než 2.1O4 hodin. Z hle-diska změn plasticity svarových kovů v uvedeném cenovém rozmezí bude zajíma-vé porovnat hodnoty žárupevnosti za 104 hodin. Toto porovnání je uveduno naobr.a.7, We jsou uvedeny hodnoty meze pevnosti při tečení v ,-dvislosti nateplotě zkouSení. Z tohoto obrázku je zřejmé, že přes nejnižší obseli l e n í -cích prvků se poměrně vysokou žárupevncstí vyznačuje svarový kov B; svsrovékovy A a D KOJÍ nižäí žárupevnost v důsledku j iž diskutované strukturní nesta-bil i ty za vyšäích teplot. Pomalejäí průběh precipitace MgC při teplotách 525a 55O°C jeatě umožňuje do3áhnout poměrně příznivé žárupevnosti u svarovýchkovů C a E, kde se tak krátkodobě využívá zvýäeného obsahu uhlíku resp. pří-sady wolframu; při vyääích teplotách a zejména delSíeh časech vSak docházíu těchto svarových kovů k prudkému poklesu žárupevnosti.

o<!

S

I

180

160

1 4 0

120

100

80

60

40

V iv

\ v.

\V

O A• BB C• BÁ EV F

"V520 540 560 580 600 620 640

VLIV TEPLOTY NA ŽÍRUPEVMOST ZKOUMANÝCH SVAHOVÝCH KOVÔ T e p l o t a ( C)

- 54 -

Poměrně nejméně citlivou k teplotě zkouSení se jeví žárupevnost svaro-

vého kovu F (obr.a.7), i když některé rysy strukturní nestability za zvýšených

teplot jsou stejné, jako u svarových kovů s přísadou vanadu.

PLASTICITY SVAROVÝCH KOV& P Ř I DLOUHODOBÝCH ZKOUŠKÁCH TEČENÍ

V l i v t e p l o t y a d o b y d os v a r o v ý c h k o v ů

l o m u n a p l a s t i c i t u

Změny plastických v l a s t n o s t í v průběhu dlouhodobých zkouSek tečení by-

ly u zkoumaných svarových kovů charakterizovány hodnotami kontrakce, t j . v e l i -

činy r e l a t i v n í nezávis lé na v e l i k o s t i a tvaru zkušebních tyfií. Záv i s los t i kon-

trakce na dobž do lomu jsou na o b r . č . 8 až 10 znázorněny pro tep loty 525 a 55O°C,

v případě svarového kovu F pro 550 a 575°C. V tomto rozmezí t e p l o t l ze u zkou-

maných svarových kovů předpokládat, že dosažené výsledky nebudou zatíženy sys te-

matickými chybami, které by mohly pramenit ze změny průřezu t y í í v důsledku oxi-

dace.

80

60

SS 40

20

60

40

20

\

—©

o

——

A

a

Q 525°C

O 55O°C

B

doba do lomu (hod)

OBR.Č.8VLIV TEPLOTY A DOBY DO LOMU NA PLASTICITU SVAROVÝCH K0V& A a B

- 55 -

80

60

o 40

20

60

40

20

wo

c

Q525°C

© 5 J O C =1

D

dob& do lo.r.u (hod)

OBR.č.9

VLr/ TEPLOTY A DQBY DO LOMU NA

PLASTICITU SVAHOVÝCH KOVU C a D

- 56 -

• doba do lomu (hod)

OBR.S.10

yLIV TEPLOTY A DOBY DO LOJU NA PLASTICITU

SVAHOVÝCH K0V& E a F

- 57 -

Vlivy teploty a doby do lomu na hcdnoty kontr3kce jsou zřejmé z obr.

a 8 až 10. Ve väech případech lze pozorovat nonoténnl pokles plasticity sva-

rových kovů při dobách do lomu do 104 hodin. K prokazatelném vzrůstu kon-

trakce při delších aeseoh dochází u svarového kovu C při 525°C a svarového

kovu E při 550*3. Dále je zřejmé, že aasové závislosti kontrakce se při raz-

ných teplotách vyznačují konversentním průběhem, takže vySSÍ hodnoty plasti-

city, pozorované při teplotě 525°C se postupně snižují až na uroven plastic-

W c h vlastností, charakteristickou pro 55O°C. Střední hodnoty kontrakce pri

teplotách 525 a 55O°C jsou pak při dobé do lomu 10* hodin velmi blízké a pro

svarové kovy s přísadou vanadu (A až B) se nacházejí v rozmezí 18 az 24 S.

Od svarových kovů s přísadou vanadu se významně odlisuje svarový kov

• F, který se vyznaäuje velmi pozvolným poklesem plasticity při vzrůstu doby

dó lomu (obp.8.10). Celková uroven kontrakce při dobách do lomu do 10 hodin

jí zde podstatně vySaí, než je tomu u svarových kovů A až E.

O vlivu vysokoteplotní expozice můžeme také získat názor z porovnání

koitrakce svarového kovu, zjiatěné při statistické zkouSce tahem při teplotě

5-0°C ( V ), se střední hodnotou kontrakce odpovídající době do lomu 10 ho-

din při 55O°C { y,). Obě hodnoty Y1 a f

2 jsou uvedeny v tab.č.3., spolu

ä vypoetenými hodnotami relativního snížení kontrakce, vypočteného podle

vztahu:

g 80

<~ 60.

I 4°'

S.20.

oK

OBR.8.11 _ -RELATIVNÍ SNÍŽENÍ PLASTICITY SVAHOVÝCH KOVt)

pSi DOB6 DO 'h

- 53 -

TABULKA 6.3POROVNANÍ KONTRAKCE SVAROVÝCH K0V8 PSi STATICKÉ ZKOUŠCE TAHEM ( f0)A STŽEDNÍ KONTRAKCE PŽI DOBĚ DO LOMU 10 4 HODIN.TEPLOTA ZKOUŠENÍ 55O°C

-N. Svarový

\^ovKontrakce ^ \

To <*>

f= —sz .100/o

A

71

21

70,4

B

74

21

71,6

C

75

18

76,0

C

73

24

67,1

E

76

24

68,4

F

70

58

18,3

Z t é t o tabulky a z porovnáni hodnot AJC na obr.S.11 vyplývá, že knejnižšímu pokleau p l a s t i c i t y dochází u svarového kovu F; kfehnuti svarovýchkovů s přísadou vanadu j e podstatně výraznějš í , neboi kontrakce p ř i době 10*hodin je o 67 až 76 % snížena ve srovnání a kontrakcí z j iatěnou p ř i s t a t i c k ézkouäue tahem.

ZHODNOCENÍ POKLESU PLASTICITY SVAROVÝCH KOvft V PROBĚHU ZKOUŠEK TEČENÍ

Porovnáme-li průběh změn p l a s t i c i t y svarových kovů s přísadou vanadu(A až E)a časovou z á v i s l o s t í p l a s t i c i t y p ř i tečení chromomolybdenového svaro-vého kovu F (obr .£ .8 až 10), t a b . č . 3 i , z j i s t íme, že zatím co vzras t doby dolomu na 10* hodin p ř i 525 a 55O°C j e u svarových kovů s přísadou vanadu pro-

. vážen monotónním poklesem kontrakce až na hodnotu blízkou 20-t i %, kontrak-ce p ř i lomu svarového kovu F vykázala celkovo., změnu podstatně menSlho roz-sahu. Tak například pro dobu do lomu 10* hodin lze p ř i teplotách 550 až 575°Cpozorovat hodnoty kontrakce v rozmezí 55 až 60 %. Toto srovnání svědi l o sku-t e í i o s t i , že vyBSl žárupevnosti svarových kovů legovaných vanadem (obr.č.7)bylo dosaženo p ř i současném velmi citelném poklesu creepové p l a s t i c i t y .

Postupný pokles p l a s t i c i t y p ř i creepu j e způsoben, jak j i ž bylo uve-dedo p r e n i p i t a e í karbidů (M^C^) na dis lokacích předevSlm v hranic ích subzrn,i t e r á vznikají " prvním s tadiu t e S e n l . Jak je známo, dochází k p r e c i p i t a c ikarbidu i po předchozím popouštění př i teplotách za maximem sekundárního vy-tvrzováni, protože p ř i zkuSebnlch teplotách 525 - 600°C se změní metas tabi l-nl podmínky rovnovážné rozpustnosti urSené předcházejícím vysokoteplotním po-pouStěním p ř i cca 70O°C. Teoreticky vzato, měly by i nově vzniklé karbidy po-atupně koagulovat, což by mělo mít za následek opětné zvýSení p l a s t i c i t y p ř idelBĺch časech. P ř i teplotách zkouSení i provozních vSak může tento procesbýt velmi zdlouhavý.

- 59 -

srovnáni závislostí kontrakce na době do lomu pro svarové

kovy s přísadou vanadu je pro teplotu 55O°C souborně zakresleno do obr.£.12.

70

S3 O

1 0

- — — — — — — — _

A\

V

< \» •

— c

1 0 1 1 0 2 10*»doba do lomu (hod)

OBR.č.12POROVNÁNÍ Zř.:ÍN PLASTICIT* V ZÁVISLOSTI NA DOBĚ DO LOMU P Í l 550 C

Zatím co u svarových kovů A,G,C a E můžeme pozorovat velmi podrobný průběh uve-dených z á v i s l o s t í , vyznačující se počátečním poklesem a nesledujícím ustálenímhodnot kontrakce r e s p . také vzestupea p ř i delš ích časech (svarový kov E), z ř e -te lně dočasně vyäšl p l a s t i c i t u můžese pozorovat u svařováno kovu D. Přestože p ř í z -nivá p l a s t i c i t a tohoto svarového kovu mizí s rostoucí dobou do loau, nelze pone-chat bez povSiL-.nutí skutečnost, 2e zvýäoných hodnot kontrakce bylo dosaženo usvařováno kovu s ne jnižäí ždrupevností ( o b r . č . 7 ) . Tato nízká žárupevnost souvisís pomírně vysokou s t řední vzájemnou vzdáleností čás t ic karbidu vanadu ( o b r . č . 6 ) ,což má za následek méně intenzivní dispersní vy/tvrzení a e t r i c e , což v souladus l i t e r á r n í m i údaj i [13,14,18-20] může vést ke zvýSení oreepové p l a s t i c i t y . Rozdí-ly v disperanía vytvrzení ve výchozím stavu u svarových kovů A,B,C a E ( o b r . č . 6 ) ,k teré se neprojevily prokazatelně ns průbězích z á v i s l o s t i kontrakce na době dolomu uvedených svarových kovů. Také doba 10 4 hodin p ř i t e p l o t ě 55O°C je zřejněj e š t ě velmi krátká na t o , ab;y se j i ž pro jev i la s t r u k t u r n í n e s t a b i l i t a svarovýchkovů A,C a E, pozorovaná po žíhání 6OO°C/5OOO hod. Můžeme uvést, že přepočtempodle jAFi'E-HOLLOllONOVA vztohu[25] s konstantou C = 20 odpovídají podc-.lnky 600°C/5000 hodin době 210.000 hodin p ř i t e p l o t ě 55O°C. Možnosti ovlivnění creepové p l a s -t i c i t y v důsledku des tab i l i z sce d ispersní fáze p ř i p r e c i p i t a c i karbidu í.TgC jsoutedy p ř i 55O°C a době řádové 10 4 hodin velmi oaezené.

- 60 -

ZÁVĚR

S rostoucími nároky na v l a s t n o s t i žárupevnýeh oce l í ae postupně

prohlubují naSe z n a l o s t i o j e j i c h chování p ř i velmi dlouhodobé službě za vy-

sokých t e p l o t a t l a k ů . Je l ikož se vzrůstem v e l i k o s t i elektrárenských bloků

rostou nároky na bezpečnost a bezporuchovost j e j i ch provozu, obrací se po-

zornost konstruktéra a výzkumníků k různým slebým místům z a ř í z e n í , j e j i c h ž

havárie by mohla přeruSi t spolehlivý provoz celého z a ř í z e n í . Mezi s labá mís-

t a systému p a t ř i i stovky svarových spojů o rozl ičných objemech svarových

kovů. Právě svarovým spojům a svarovým kovům žárupevných ocel i se věnuje v

poslední době značná pozornost [1-12, 2 1 , 23]'.

Předložená práce popisuje změny specif ické v l a s t n o s t i p l a s t i c i t y

p ř i t eäení u 6 typů svarových kovů na bázi Cr-Mo-V, Cr-Mo-V-W a Cr-Mo. Z

výsledků j e zřejmé, že v průběhu dlouhodobé expozice za vysokých t e p l o t a

napět í dochází u väech svarových kovů ke snižování p l a s t i c i t y p ř i lomu p ř i

t e S e n í . V z á v i s l o s t i na chemickém s ložení probíhá křehnutí svarových kovů s

různou i n t e n z i t o u . P ř i 55O°C a době 5-1O4 hod. dosahuje p l a s t i c i t a p ř i tefie-

n í svarových kovů zpevněných karbidem vanadu minimálních hodnot. Z výsledků

l z e s o u d i t , že p ř i de l š ích časech nastává pravděpodobně opět zvyšování hod-

not p l a s t i c i t y p ř i tečení vlivem postupné koagulace karbidických č á s t i c .

Svarový kov bez vanadu zřejmě prochází minimem p ř i vyääích hodnotách p l a s t i c i -

ty p ř i tečení a p ř i podstatně d e l š í c h česech ve srovnání se svarovými kovy

obsahujícími vanad.

Z předložených výsledků vyplývá nutnost provádění velmi dlouho-

dobých zkouSek i u svarových kovů a spojů. Rovněž j e poukázáno na k r i t i c k é

období v o b l a s t i pracovních t e p l o t , kdy zkoumané svarové kovy procházej í mi-

nimem p l a s t i c i t y p ř i t e č e n í .

LITERATUTiA

[ l j J.SOBOTKA, T.FRNKA: Sborník "IX.Dny svařovací techniky,

Vanberk, 1970, s .44 až 69

[2] J.SOBOTK&, T.PRNKA: Zváranie, 20, 1971, s .13 až 19

[3] J.SOBOTKA, T.PRNKA: Sborník "IV.Mezinárodní symposium o žárupev-

ných kovových n a t e r i á l e c h " , Malá F a t r a , 1971,

s.68 až 75

[4] J.SOBOTKA, T.PRNKA: Zváranie, 20,1971, s .391 až 396

[5] J.SOBOTKA,T.PRNKA: Archiv Eisenhuttenwesen, 43, 1972, s.427 až 429

[6] J.SOBOTKA, V.BRÁZDU.,T.PRNKA: Zváranie, 22, 1973, s.296 až 301

- 61 -

[7]

[8]

[9]

[lO]

[ll]

[12]

J.SOBOTKA, T.PHNKA:

J.SOBOTKA, T.PRNKA:

J.SOBOTKA, T.PHWKA:

Neue Hutte, 17, 1972, s .353 až 357

Zváranie, 22 , 1973, s . 7 až 13

Sborník "Zváranie žiaropevných, ž iaruvzdor-ných a korozivzdornýeh o c e l í " , B r a t i s l a v a , 1973,e .13 až 25

V.BHA"ZDIL,J.SOBOTKA:

J.SOBOTKA:

J.SOBOTKA, T.PRNKA:

fl4]

[15]

[l6]

[I7j

[l8]

£19]

Zváranie, 22 , 1973, a.193 až 198

Zváranie, 1974, v t i s k u

Archiv Eisenhuttenwesen, 1974, v t i s k u

P.G.STONE, J.D.MURRAY: J I S I , 203,1965, s .1094 až 1107

F.G.STONE, J.D.MURRAY: Spec.Rep.ISI , No 97, 1967

L.H.TOFT, R.A.MARSDEN: Spec.Hep.ISI , No 70, 1961

L.M.HOPKINS, E.A.JENKINSON: J I S I , 202,1964, a.929 až 939

F.B.PICKERING: Iron and S t e e l , 1968, 2 .3 až 6

K.RELANDER, T.GEIGEH: Transactions ASME, 1967, a .73 až 82

H.G.BATES, A.RIDAL:

[ 2 0 ] M.C.TORFHY:

Joint Intern.Conference on Creep.London-New

York I963, sekce 1, s.99

Metallurgia, 71, 1965, s.13 až 20

[23]

[24]

[25]

[26]

A.D.BATTE, M.CMURPHY: Eigenachaften warmfeater S t ä h l e , 7DEH,

DSsseldorf , 1972, r e f . V I I . l

Ergebnisse deutscher Zeitstandverauche langer , Dauer-Yerlag.S t a h l e i s e n i.i.B.Ho, Dusaeldorf, 1969

A.D.BATTE, M.C.MURPHY: B r i t i a h Welding Journal , 19730.261 až 267

K.KUO: J.Iron and Steel Inst i tute , April, 1953, s.363

L.D.JAFFE, J.H.HOLLajON: Transactions ABIE, 162, 1945 s.223 až 249

T.PRNKA, V.FOLDYNA:

[ 2 7 ] T.PRNKA, V.FOLDYNA:

Arch.Eiaenhuttenwesen, 40 (1969), a.499 až504

High-Temperature propertlea of steels London,1967-Spec.Rep.Iron and Steel Inst., Nr.97,3.115 až 130

- 62 -

VfZKUU MECHANISMS ZPEVŇOVANÍ NÍZKOLKJOVANfCH OCELÍ

A SVAROVÝCH KOV&

T.PHNKA

VÍZZUMKÍ OSTAV HDTNICOTÍ ŽELEZA

DOBRÍ, SSSR

Jak vyplývá z některých p r a c í uveřejněných v posledních 10-12 l é t e c h ,stává se analýza mechanismů zpevněni oce l í a s l i t i n důležitým nástrojem p ř i vý-voj i nových s l i t i n s předem zadanými v las tnostmi . Je nezbytnou složkou vývojenapříklad s l i t i n vyráběných práäkovou metalurgi í f 1 2 ] a uplatňuje se i p ř i s tu-diu s l i t i n na bázi že leza. Některé výsledky analýz mechanismů zpevnění s l i t i n nabázi železa jsou s h r n u t ; v tabulce č . l .

TABULKA 5.1VÍSLEDKI NÍKTEHÍCH ANALÍZ MECHANISM& ZPE7NĚNÍ SLITIN NA BAŽÍ ALFA-ŽELEZA

Autor

P.B.PicIcarin

T.G.Gladman

L.RQymondW.G.Heuter

T.Greday

/I.LDT3S

T.Kunitake

i.ramcí

A.R.Cox

T.01ad=anI.D.MelvorF.B.Pickering

odSas

w[2]

[3]

[4]

[5]C6]

[7][8]

M[10]

Chemické složeni

0,4O5CrřX,4HO+0,5V+1S1

0,lC+l,5IfVS,Be1ia,,Bb

0,lC+0(3Si+l, 5Mn+0,lHo

O,1C+O,5OIH.0,5ÍIO*O,3V

1.0,3O»-l,50u

0,3C,m>,T.Ti>Zr

0,4-0,90+0,9-1,55iln«-+ O,25-lSitO, 007-0,021H

SJcoucená aikro-atruktura

rer l t+per l i t

Uartenzlt

Ferit*rerlit,Feritt+Balnit,popuatěA)'martem'.lt

popnfitSn^ martenzit

Ferit+Perlit,Ferlt+*Bainlt,Boinit

popuStSny martenzit

popuStěnjíiartenzit

ferit+psrlit,perlit

PM

X

X

7-10

kluzu 1)

X40

X

X30-55

X

r

x

x20-50

X

37-44

X

X

' zpevnění k2)

5

X

X

3-30

X3>

X6-12

X

p

X

X

33

X15-40

X

46-56

X

25-30

X10

X

I * '

; e z i

IN

X

27

X10

x

x

- 63 -

TABULKA č.l - pokračováni

Autor

Ľ.Hornbogen

N.Hansen

D.A.Smith

R.F.Heheman

L.Malik

J.A.Lund

T.GladmanB•Home aF.B.Pickering

U.á.Buah

P.M.Kel->

y.lír ."'.-jhono

-J ,í-j>

T

odkaz

[U]

M

r»]

[14]

[15]

[16]

[17]

[18]

Chemické s lo2«ní

0.1C+28NÍ+12A1

F«+cenentit,Al-t-Al2O- j

+Al203,Ni+Mo+Th02.Ni+Cr

O,4C*O,BCr*l, ONÍ *0,25MO*0,6Mn

0,401,^*0,2^*0,13..,

0,lC+0,6lln*0,008N**0,5Cr

0,1-0,6' :Cr*0,5Mo*

•0,002B

0,2C*O,02-0,09Nb

O,O5-O,13C*O,7Wn*

+0,33i*0,6-l,lCr*

*0,5-lMo*0,3-0,77*(0,5*

Zkounaná mikro-•truktura

•artenzit

diaparanfi zpav-

něné systéay

* spodní bainit,popustený msrten-zit

Popuštěný nartan-

zit

ferit*perlit

bainit

ferit-porlit

popustený bainit

(svarové kovy)

Příspěvky

PN D

X

3-4

X

2-4

X

32

X

xh24-32

X

25-43

X

X

45-55

zpavněnl k •

Z S

X

11

X

X 6 ' X

16-23 11-15

X

3-6

X X

x

x

x12-19

>zi kluiu 1)2)

P IN

X

57

X

x32-44

X

36-43

X

X

x31-38

X

9-12

X

12-20

Vysvetlivky k tabulce č.l

1) PřlďpSvky zpevnění k mezi icluzuCpu - příspěvek třecí síly mřížky

S-j) - prispSvek dislokafinlho zpevnění

tr„ - příspěvek zpevnění vlivem velikosti zrna<y

s - přlapěvek zpevnění substitučně rozpuštěnými atomy přímisí

QTp - příspěvek, precipitaSního zpevnění

<TIN - příspěvek zpevnění interstiticky rozpuatěnýai atomy příměsí

2) Číslice pod některými značkami X značí procentový podíl daného příspěvku

ze zjištěné hodnoty meze klusu.

3) 65 je v daném případě obsazeno v

- 64 -

4) Fp je v tomto případě příspěvek zpevnění lamelárního perlitu

5) ff_ zahrnuje příspěvek zpevnění vnitřními dvojčaty a deformačním zpevněním

na mez kluzu,

6) 6 je v tomto případě příspěvek velikosti desek martenzitu či spodního

bainitu.

Z tabulky £.1 je zřejmé, že při analýzách se vychází ze Šesti základ-ních mechanismů zpevnění. Ve väech citovaných pracích v tab.č.l autoři předpo-

kládali additivnost jimi zjištěných působících mechanismů. Z dalších prací vy-

plývá, že doposud byly provedeny analýzy mechanismů zpevňováni uhlíkových oce-

lí e feriticko-perlitickou strukturou (mikro i nízkolegovaných Hb, V,N,Be,Zraj.), vysocepevných konstrukčních ocelí s bainitickou či martenzitickou struk-

turou, nízkolegovaných žárupevných ocelí, martenziticky stárnutých vysocepevných

ocelí, nízkolegovaných svarových kovů i různých disperzně zpevněných systémů.

S výjimkou práce COXE [7,8], který zjistil velmi významný vliv inter-

stitického zpevnění tuhého roztoku, jsou za rozhodující mechanismy jednoznač-

ně pokládány precipitační a dislokační zpevnění. (Dislokační zpevnění v tomto smys-

lu zahrnuje i vliv velikosti zrn či subzrn). Ve většině případů lze vysvětlit

působením obou uvedených mechanismů cca 80% zjištěných hodnot meze kluzu. Pří-

spěvek precipitačního zpevnění, bez ohledu na druh precipitétorů, dosahuje až

57% hodnoty meze kluzu. Je třeba poznamenat, že ve většině případů se jedná o

reálné oceli, jejichž vlastnosti musí splňovat někdy i navzájem si odporující

podmínky (pevnost-plasticita apod.). Je pravděpodobné, že v určitých případech

by mohl být docílen i vyi5ěí příspěvek ffp. PřÍBpěvek &s dosahuje obvykle 10-15%

hodnoty meze kluzu při ?.0°C.

ANALÝZA ZPEVNĚNÍ NÍZKOLEGOVANťCH CrMoV OCELÍ

Na základě teoretického rozboru příspěvků zpevnění v nízkouhlíkových

ocalí £5,6,19,20]byla provedena analýza zpevnění několika taveb CrläoV žárupev-ných ocelí. Cílem analýzy bylo jednak ověření teoretických předpokladů*, jednak

posouzeni možnosti iíprav ve struktuře studovaných oceli pro zlepäení jejich

vlastností, zejména za vysokých teplot.

Do analýzy byly zahrnuty i některé dříve uveřejněné výsledky [5,6,18]

rozsah analyzovaného materiálu byl vSak podstatně rozSířen, zejména o oceli

a svarové kovy a vyaěíra poměrem vanadu k uhlíku.

E x p e r i m e n t á l n í m a t e r i á l

Analýza byla provedena na 12 vzorcích odebraných z 10 taveb Ei sva-

rových kovů nííkouhlákových nízkolegovaných CrMoV ocelí. Rozmezí chemického

•lo£«n{ bylo následující: 0,05 - 0,20*C, 0,45-0,80% Ita, 0,18-0,44% Si, 0,11-0,35%P, 0,012-0,035%3, 0,06-0,13%Cu, 0,05-0,15%Ni, 0,50-l,29»Cr, 0,42-0,95%Ho, 0,19-0,73*V. Švarný kov £.23 obsahoval nuvi- 0,51% W. Poměr V:C se pohyboval v rozme-zí 1,26-9,7.

- 65 -

Do analýzy byly zahrnuty vzorky z velkých provozních taveb vyrobe-

ných na elektrických obloukových pecích a Sil pecích různými ocelářskými tech-

nologiemi [21]. Svarové kovy byly netaveny standardním postupem popsaným v [22,

23].

Na zkuSebním materiále byly provedeny standardní chemické, mechanic-

ká, metalografické a rentgenografická analýzy, včetně chemická analýzy izolo-

vaných karbidů pro zjiž táni množství prvků rozpuštěných v matrici. Zvláštní

pozornost byla věnována elektronové mikroskopii na průchod, která sloužila k

stanovení vzájemné vzdálenosti a středního průměru částic karbidu vanadu (jedi-

né disperaní fázi) a hustoty dislokací. Analýza obsáhla následující obory nej-

důležitějSích veličin (mimo již dříve uvedené rozmezí prvků) mez kluzu: 280,6-

628,8 N/mm ; mez pevnosti: 469,9-799,5 M/mm2; střední průuSr feritického zrna:

12-32 m; střední poSet částic v l^tt? : 120-3920; střední vzájemná vzdálenost

částic 1:136,2 - 372,5 nm; střední průměr částic: 12-6Sno; střední hustota dislo-

kací: 2,61-109-4,1.10

10 cm"

2.

Podrobnosti o použité zkušební metodice jsou uvedeny v [5].

V ý s l e d k y a n a l ý z y p ř í s p ě v k ů m e c h a n i s m ů

z p e v n ě n i

fro výpočet jednotlivých příspěvků zpevnění byly použity následují-

cí vztahy 20 :

2 (1)

(2)

(3)

1 = (Nv.d)-1 / 2 -P <-> <«>

=y«b jo 1 / 2

(N'min2) (5)

= 9,4.1O4.f (N/mm

2) (6)

= 2O.dz"

1 / 2 'N/na

2) (7)

Jednotlivé symboly charakterizující příspěvky různých mechanismů

zpevnění jsou vysvětleny v tab.č.l. Ostatní symboly značí:

ki - konstanta úměrnosti i-tého legujícího prvku v tuhém roztoku (N/mm2 na

l*váh.);

Xi - koncentrace i-tého legujícího prvku t tuhém roztoku (%váh);

jU, - modul pružnosti ve smyku;

b - Burgersův vektor;

1 - střední vzájemná vzdálenost povrchů částic;

Nv - střední počet částic v jednote* objo.nu;

f - střední hustota dislokací;

f - atomový zlomek intersticiálů v tuhém roztoku;

ds - střední průměr feritického zrna

- 66 -

Byly uvažovány nás leduj íc í hodnoty konstanty ki (20) i k ^ ^ O , k s i =86,k =350,

lcC r=-10, k N i =30, kM o=22, 1^=24 V 2 3 k 6 0

Výsledné hodnoty zpevnění na úrovni meze kluzu A byly počítány podlerovnic [20]:

o o 1/2 ,„,

Rovnice (9) byla použita, uvažovalo-li se zpevnění tuhého roztoku in-

tersticiály.

Jelikož zkoumaná tavby měly různou metalografickou strukturu, provede-

me diskuzi výsledků působení jednotlivý n mechanismů zpevněni zvláStě pro jedno-

tlivé typy mikrostruktur.

F e r i t i c k o - k a r b i d i c k á s t r u k t u r y

Cistě feriticko-karbidickou strukturu měly dva vzorky (Č.15A,16A).Obě

stavby měly poměr V:C >4,5 a byly austenitizovány při vysoké teplotě 1030°C/lhod.

Za těchto podmínek je u CrMoV typu oceli protlačena jak transformace austenitu

eutektoidního typu, tak bainitická transformace. Výslednou strukturu tvořil poly-

edrický ferit s velikostí zrna kolem 20/iw. Oba vzorky měly mez l:luzu přes 400M/mm a vrubovou houževnatost přes 200 J/cm . líarbidická fáze v;/í>u2ená ve feri-

tu, byla tvořena výlučně částicemi ".C,, jednotlivě rozptýlenými uvnitř zrn.Roz-

díl mezi vzorky byl dán různou rychlostí ochlazování z austenitizační teploty.

Rychleji ochlazovaný vzorek 16 A měl vySĚí hustotu dislokací, což mělo za násle-

dek při popouštSní precipitaci podstatně většího množství karbidů "Z--, v jednot-

ce objemu o menším středním průměru čjástic. U vzorku 15A, pomaleji ochlazovaném

z austenitizační teploty, vyprecipitovala podstatná část karbidických částic již

v průběhu ochlazování. Výsledkem byly v průměru cca trojnásobně velké částice

H.Co ve vzorku 15A ve srovnání <"> vzorkem 16A. Dále se ukázalo, že ve vzorku 15Aje interstiticky rozpuštěno 4ppm dusíku, 'ihlík v tuhém roztoku nebyl uvažován

pro přítomnost přebytku vanadu. Při analýze zpevnění vzorku 15A se uvažovaly

příspěvky 6£„, 6g, OJ,, <fIK a alternativně ffD a &z C5.2O]. Pro názornost uve-

d«a« alespoň u vzorku 15A celý výpočet:

(lín) (llo) (Si) (P) (Cu) (Hi) (AI) (Cr)ffs = 50-0,52+22.O,23+86.0,36+35O.O,017+39,Oi010+30.O,08+60.0,019-10.0,89=66,51 N/m

* 4 = 3 7 ' 6 Z

1 • (213.10 9 .680.10" 7 ) " 1 / 2 -0,81 .680.10" 7 » 2,08.10~4 mm8.1O 4 .2,5.1O- 7 0,81.680.10-7

°i» * °« 2 9 8 2,5.10-7 ta ( 2,5.10-7 > = W4.8

ffjj » 8.10 4.2,5.10" 7(7,6.10 7) 1 / 2 = 174,2 N/am2

ffj, « 20(20.10"3)"

1 / 2 « 141,4 U/mm

2

- 67 -

Jelikož ve struktuře působí společně precipitační a interstitické

zpevnění, použijeme pro výpočot sumy příspěvku vztah '9):

= 4O+174,2+66,5+(154,22+37,6

2)

1 / 2 = 439,4 N/mm

2

Hodnota meze kluzu 0,2 %, měřená na trhacím stroji Instron, byla

u vztahu 15A 441,5 N/mm2. Rozdíl činí 2,1 N/mm

2, tj. 0,48 %. Při použití

<S„ místo &„ bude vypočtená hodnota <S"A menši o 8 %. Na naměřené reezi kluzu se

substituční zpevnění podílí 15 'i, precipitační zpevnění 35 %, dislokační zpev-

nění 39,5 % a interstitické zpevnění 8,5 %.

U vzorku 16A nebyly nalezeny žádné intersticiály v tuhém roztoku a

proto byl použit vztah (8).

SA

= *P1J

+ %

+ % * e"

s = 40 + 140, 0 + 165, 6 + 60, 45 = 406,05 N/mm

2

V daném případě byla naměřena hodnota a

0 2 ~

4 0 0>

2 N/mm , takže vy-

počtená hodnota je vyääi o 1,45 %• Na naměřené hodnotě se podílelo substituč-

ní zpevnění 15 %, precipitační 41,3 % a dislokační 35 %.

B a i n i t i c k o - k a r b i d i c k á s t r u k t u r a

Strukturu popuštěného bainitu s vyloučenými částicemi M^C, a 1I,C mě-

lo 10 vzorku. Mez kluzu ae nacházela v rozmezí 448,3 - 682,8 N/mm . Pět vzorků

byly svarové kovy, tzn., že podmínky tepelného zpracování byly nesrovnatelní a

ostatními vzorky. Rovněž jejich chemické složení bylo odliSné, zejména obsah C

byl nižSí. Proto bylo porovnání provedeno odděleně. Dosažené výsledky výpočtu

příspěvků zpevnění jsou uvedeny v tab.č.2. Vzorky jsou rozděleny na dvě skupi-

ny a seřazeny podle velikosti meze kluzu. Příspěvek f7 nebyl určován.

Otázkou byl obsah intersticiálů v tuhém roztoku. Zatím co u tvarových

kovů bylo provedeno chemické stanovení dusíku v tuhém roztoku a nalezený obsah

byl uvažován při výpočtu I N

(uhlík je u svarových kovů převážně ve značném

deficitu), u tvářených vzorků, kde nebyla provedena dusíková bilance, bylo

konstantně uvažováno obsah 10 ppm intersticiálů v tuhém roztoku. Tato hodnota

se jevila s ohledem na rychlé ochlazováni vzorků z austenitizační teploty a ob-

sah vanadu v tuhém roztoku jako přiměřená a možná.

Výsledek analýzy v tabulce č.2 opět ukazuje na poměrně dobrý souhlas

naměřených hodnot meze kluzu s vypočtenými. Pro výpočet byl použit vztah Í9).

Poměrně větSÍ byl rozptyl naměřených •-. vypočtených hodnot u svarových kovů (na-

příklad u svarového kovu č.19 nebylo vyjasněno 10% hodnoty meze kluzu).

Na hodnotě meze kluzu se nejvýznamněji podílí dislokační zpevnění. 17

tvářených vzorků 48,4 - 59,3 *, u svarových kovů 41,7 - 57,3 *. V pořadí druhé

je precipitační zpevnění: u tvářených vzorku 17,1 - 29,2 %, u svarových kovA

23,5-28,3 %. Podíl interstit.vckého zpevnění činí, při výí* uvažovaných předpo-

kladech, u tvářených vzorků 13,4 - 17,8 *, u svarových kovů 3,3 - 17,7 *.

TABULKA ä. 2

VÝSLEDKY VÝPOČTU PňíSPĚVKfl ZPEVNĚNÍ VZORítff S BAINITICKO-KARBIDICKOU STRUKTUROU

Tvářené

vzorky

Svarové

kovy

Vzorekc.

12A

11

12B

14E

14B

2321

20

1922

40

40

40

40

40

40

40

40

40

40

N

.0

,0

,0

,0

,0

,0

,0,0

,0

,0

*s

70

59

71

52

52

78

83

57

70

70

,3

,8

,6

,1,0

.9

,6

,0

,2,3

N/m

405

389366

298

257

242

326

228

252

187

,0

,4

,2,0

,6

,0

,0

,0

,4

,2

<řp

116,8

129,6

153,7173,6

155,7

150,4

133,8

148,4

131,3

115,0

94

94

94

94

94

103,1 8 ,

75,

75,

47,

í

0

0

0

0

0

482

2

0

N/mm

665

659

657

587

531

543

584

491450

421

ffA

,3

,2,8

,1,4

,6

,4

,0

,6

,9

"o ,2N/mm'

682

681

646

594

531

583

569523

502

448

• 8

,8

,5

,5

,7

,7

,0

,9

,3

,3

97

96

101

98

99

93

102

93

39

94

VQ 2 .100

*

,4

,7

,7

,8

,9

,1,7

,7

,7,1

S u b s t i t u č n í zpevněni tuhého roztoku p ř i s p í v á u tvářených vzorku 3 , 8 - 11,195 k mezi

k luzu, u svarových kovů 1 0 , 9 - 15,7 %•

DISKUZE VÝSLEDKu"

Jak vyplývá z p ř e d c h á z e j í c í č á s t i , p o u ž i t á metoda analýzy příspěvků

j e d n o t l i v ý c h mechanismů zpevnění dala dobré výs ledky u obou s ledovaných typů mik-

r o s t r u k t u r a by ly potvrzeny t e o r e t i c k é předpoklady, Dosažené drovně příspěvků

zpevnění j s o u uvedeny v t a b . č . 3 ( b e z . t ř e c í h o n a p ě t í ) , vždy v * hodnoty meze k lu-

TABULKA c.3

DOSAŽENÍ lÍROVNĚ PSÍSPSVKS ZPEVNĚNÍ V * HODNOTÍ JlEZB KLUZU

Typ alkrostruktury

Farit+karbidy

Bainit+karbidy(tvářená vzorky)

Bainit + karbidy(avaroTé kovy)

15

8,8 - 11,1

10,9 - 15,7

%

0-8,5

13,4 - 17,8

3,3 - 17,7

*

35-39,5

48,4 - 59,3

41,7 - 57,3

%

35-41,3

17,1 - 29,2

23,5 - 28,3

Z tabulky 2.3 je zřejmé, že příspěvek zpevnění substitučně rozpustěný-

•i atoay příměsí je u viech zkoumaných struktur přibližně stejný, v rozmezí 10-

15 *. Intaratitické zpevnění mírně vzrůstá se vznikem méně stabilních struktur

- 69 -

(bainit) vzniklých rychXi^a ochlazením z austenitizační teploty. Dislokačnízpevnění projevuje podobnou tendenci, což je opět dáno částečně skluzovým me-

chanismem bainitické reakce a blokujícím působením precipitátů, nukleujících

při zpevnění převažuje u feritických vzorků (v daném případě V:C > 4,5 ). Sto-

jí za pozornost, že pouze u těchto feritických vzorků ja dislokační a precipi-

tafiní zpevnění na stejné úrovni (35-40* celkové hodnoty).,Jak je zřejmé z tab.

č.3, lze působením precipitačního a dislokačního zpevněni vysvětlit min.65%

celkové hodnoty meze kluzu.

Maximálně dosažené příspěvky jednotlivých zpevňující mechanismu v ab-

solutních hodnotách (N/mm2) jsou uvedeny v tabulce £.4.

TABULKA 8.4

BAXIIU'LNÍ PfííSPĚVKÍ MECHANISMS ZPEVfíSííŕ V SLJäDOVAN&H

TíPECH MIKHOSTRUKTUR

Typ mikrostruktury

Ferit + karbidy

Bainit + karbidy(tvářené vzorky)

Bainit + karbidy(svarové kovy)

<rs

W/mm2

66,5

71,6

83,6

"IM

B/naa2

37,6

94,0

103,4

Oj,

M/mm2

174,2

339,4

326,0

N/mm2

165,6

173,6

150,4

Z tabulky d.4 vyplývá zrjimavý poznatek, že maximálního příspěvku

precipitačního zpevnění stejné velikosti bylo dosaženo u vSech sledovaných

struktur. Je to zvláště pozoruhodné u pomalu ochlazených vzorků a feritic-

Icou strukturou. Zde byla úroveň zpevnění docílena plným vyvázáním uhlíku va-

nadem (vanad legován na stechiometrický poměr V a C ve V4

C3>. V tomto přípa-

dě analýza příspěvků zpevnění posloužila pro navazující výzkum, s cílem do-

sažení maximální žárupevnosti CrlloV nizkolegovaných ocelí. Dokázalo se, že

vysokých hodnot žárupevnosti, které jsou u ocelí tohoto typu určovány zejmé-

na množstvím a velikostí precipitátů [24], lze docílit i u feritických

struktur bez cementitu. Dosavadní názor byl, že optimální struktura z hle-

diska žárupevnosti je horní bainit f25]. Experimentální důkaz o rovnocenných

hodnotách žárupevných vlastností feritických struktur byl podán v [26-273.

Souhrnně je závislost příspěvků dislokačnlho a precipitačního zpev-

nění na naměřené hodnotě meze kluzu pro vSechny typy sledovaných nikrostruk-

tur znázorněna na obr.č.l. Zatím, co příspěvek dislokačního zpevnění v sltdo-

vanén rozmezí mezí kluzu, přibližně lineárně vzrůstá, příspěvek precipitai-

ního zpevnění je s rozptylem konstantní. Znamaná to, ž» u CrUoV ocelí, bes

ohledu na metalografickou strukturu, při mači kluzu vySSí než 400 N/at , j»

- 70 -

zvySování maze kluzu způsobeno pouze disloicačnim zpevněním.

400

300

S 200Ml

gaE4

A

100

0* B+K Ctvářené)

aa B+K (svary)

AA F+K

400 500 600 70O

naměřená mez kluzu (H/mm2)

OBR.e.l

ZAVISLOST P&ÍSPĚVKB A DISLOKAČNÍHO ZPEVNŽMÍ

NA NAMŽSjältí MEZI KLOZU Pfil 20°C

Z uvedeného znovu vyplývá významná skutečnost pro vývoj žárupev-

ných ocelí, precipitafně zpevněných

nepřinéfií zvýäaní žárupevnosti.

že zvyäování meze kluzu nad 400 N/mm

ZA'VEK

V předložená práci je popsána analýza mechanismů zpevnění nízkouhll-

kovýoh nízkolegovaných C lloV ocelí. Jedinou disperuní fází v těchto ocelích

byl karbid vanadu. Studium bylo zaměřeno na vzorky ao strukturou feriticko-kar-

bidiokou. Z dosažených výsledků vyplývá, že:

1. byly ověřeny teoretická předpoklady umožňující provádět analýzu příspěvku

různých mechanismu zpevňování nlzkolegovaných ocelí. Naměřená výsledky ma-

ze kluzu jsou ve velmi dobrá shodě s vypočtenými. Shod.: byla prověřena na

12 vzorcích;

2 . zvýôení meze kluzu nad hodnotu 400 N/mm u vzorků zkoumaného chemického

s l o ž e n í a t e p e l n é h o zpracování j e způsobena pouze vzrůstem příspěvků d i s l o -

kaSního zpavnění.

LITERATURA

[ l ] F.B.PICKERING, T.GLADKAN: "l íetalurgical Developments in Carbon S t e e l s " ,

Spec.Rep.81, The Iron and S t e e l I n s t . , London,

1963, s t r . 1 0

Acta B e t a l l u r g i a , 1 2 , 1964, s t r . 9 4 8

C.W.R.M., 1966, No.8, s t r . 2 9

Trans.Iron and S t e e l I n s t . of Japan, T_,

1967, s t r .254

Hutnické aktua l i ty VTJHŽ, Č . 2 , r o č . l l ,

1970, Praha

"Studium v l ivu mikroatruktury na v l a s t n o s t i

nízkolegovaných CrMoV žárupevných o c e l i " ,

kandidátská d i s e r t a č n í práce, VSB Ostrava,

l i s topad 1967

A.H.COX: J I S I , 205 ( 1 9 6 7 ) , a tr .55

A.R.COX: Proč.Int.Conf.Strength Metals and A l loys ,

Tokyo, 1967, s t r . 1 1 8

K.MISHIDA- Trans.ISIJ, 9 ( 1 9 6 9 ) , s t r .313

L2J

P]

w*

[5]

[6]

L

T

T

T

T,

.RAYMOND,

.GREDAY, A

.KUNITAKE:

.TRMKA:

.PRNKA:

W.G.REUTEB:

.LOTTS:

ra

[ lO] T.GUDHAN, I.D.McITOH, F.B.PICiCJáHIÍJG,: J I 3 I , 210 ( 1 9 7 2 ) , s t r . 9 1 6

S.HORNBOGSN:

[ 1 2 ] N.HAIÍSEN, H.LILHOLT:

Proc.ICSTIS, S u p p l . T r a n s . I S I J , 11 ( 1 9 7 1 ) ,

atr.997

"Uatrix Hardening in Dispersion Strengthe-

ned Powder Products", v "Modern Developments

in Powder Metallurgy", Vol.5, vyd.A.H.Hausner,

Plenum Prwa, 1971, str.339

D.W.SMITH, H.F.HEHEUANM: JISI, 209 (1971), str.476

[ l 4 ] L.JÍALÍK, J .A.IAJND: l letal lurgical Transactions,3 (1972), s t r . 1403

T.QLADUEN, B.H0UES; F.B.PICKERIIC: JISI, 208(1970), str.172

- 72 -

[16] II.B.BUSH, P.ll.KELLY: Acta lUtallurgiea, 19 (1971), atr.1363

[17] Í.IMAI, T.SHOHO: Trane.ISIJ, 9_ (1969), atr.335

[Í8] J.SOBOTKA, I.PRNKA: Archiv fúr dae Sisenhúttenweaen, 45 (1974),

atr.629

p.9] T.ÍBNKA: Archiv f.d.Siaenhuttenwesan, 42 (1971),

str.919

[20] T.PRMKA: Nepublikovaná práce, VIÍH2 Dobrá, 1975

[21] T.UySLIVBC, V.FOLDYNA, T.PIUKA, J.CHVOJKA: Hutnické l i a t y , 20 (1965), atr.694

[22] J.SOBOTKA, T.PRNKA: Zváranie, 20 (1971), atr.13

[23] J.SOBOTKA, T.PEMKA: Archiv f . a . Eioenhuttenweesen, 43 (1972),

atr.427

[24] T.PRNKA, V.FOLDYNA, J.SOBOTKA: Archiv f .d. Siaonhuttenwesen, 44 (1973),

str.321

[25] H.Q.A.BATES, K.A.RIDAL: Proč.of the Joint International Confarancson Creep, London, New York, 1963, pap.Ho.72

[26] T.PHNKA, V.FOLDINA, J.KUfiERAj J.SOBOTKA: Hutnické aktuality, vtfKŽ, 13(1972), Č.10

[27] V.FOLDYNA, V.BRA'ZDILj T.PHNKA: Hutnické l i s t y , 29 (1974), atr.487

- 73 -

APLIKACE LOMOVÉ MECHANIKY PŘI HOĽNCCENÍ VLASTMCSTÍ KONSTRUKČNÍCH OCELÍ VE VCĽÍ-

KOVEM PKOSTňĽDÍ

Is. TVRDÍ, L. H1SPECKÁ, K. KAZAN1C

VÍZKUMNf ÚSTAVY VŽKG CSTHAVA-VÍTKOVIC1.

VYSOKÁ ŠKOLA BÁNSKÁ, OSTKAVA-PCKUHA, ČiiSH

ÚVOD

Studiu vlivu vodíku na odolnost vyeokopevných oceli a slitin proti vzniku

křehkého porušení je již řadu let věnována mimořádná pozornost. Tento zájem

vyplývá ze skuteínosti, že ve vodíkovém prostředí mohou konstrukční ocelí zkře-

hávat a důsledkem toho realizovat zbrzdené lomy [l] resp. může dojit k subri-

tickému šíření trhlin a tím se zvýší reálné nebezpečí vzniku katastrofických lomu

na př. v petrochemickém a energetickom průmyslu [2} .

Předložená práce navazuje na výsledky studia napétového korozního praskání

u yysokopevných konstrukčních ocelí a slitin fj^ , kdy bylo s výhodou využito

představ lineární mechaniky lomu ke stanovení spodního mezního faktoru intenzity

napěti Kj , který představuje odolnost materiálu proti šíření trhlin a vzniku

křehkého porušení v korozním prostředí, t.j. v daném případě šlo o prostředí

3,5 % vodního roztoku NaCl> Jak vyplynulo z řady prací, hodnota K» a kinetika

růstu trhlin jsou závislé na aktivní koncentraci vodíku v daném korozním prostře-

dí; nejvyšších rychlostí stabilního růstu trhlin je dosahováno v prostředí par-

ciálně dissociovaného plynného vodíku, v. prostředí sirovodíku nebo v podmínkách

katodického vodílcovaní £4 J .V této práci byla proto použita ke stanoveni odol-

nosti ocelí proti vodíkovému zkřehnuti experimentální technika, založená na ply-

nulém elektrolytickém vodíkování zatížených zkušebních vzorků s předem připra-

venou trhlinou v prostředí roztoku UI HCl+0,1 NgH.. Tato technika umožňuje stano-

vení srodního mezního faktoru intenzity napětí Kj „ jako hodnoty, blížící se spod-

ní limitní hodnotě odolnosti ocelí vůíi křehkému porušení v reálných průmyslových

podmínkách a to v prostředích, v nichž je přítomen vodík.

EXPEHIlaENTÁLNÍ ČÁST

Ke studiu náchylnosti ke zkfehnutí vodíkem byly zvoleny tavby ocelí typu

FeNiC, MnSillo, UnSiCrNiMo a SiCr. Chemické složení těchto taveb je uvedeno v

TAB. Č. I

- 74 -

TAB. C. 1 CHEMICKÉ SLOŽENÍ POUŽITÍCH OCELÍ

Typ oce l i

FeNiC

MntiMo

MnSiCrNiMo

ôiCr

C%

0,

0,

o,0,

bU

30

3552

0 ,

1,

0,0,

ní'

•>i

3990

65

3

0 ,

1,

1,l r

i%

62

45

23

35

Ki

0,

1,-

%

4u42

42

Cr*

-

0,61

1,31

0,57

-

0,

o,

0 %

30

35

-

Tavba slitiny FeNiC byle vytavena v laboratorní peci, tavba oceli linSiCrNillo

v provozní 6t elektrické peci a tavby ocelí MnSiMo a SiCr v 50t SK peci. Zkušební

vzorky slitiny FeNiC byly vyrobeny z kovaných tyčí 10 x 50 mm, u kterých bylo

provedeno dvojnásobné rozpouštěci žíhání při teplotě 1050°C s následujícím

ochlazením ve vodě, což při pokojové teplotě definovalo výchozí austenitický

atav tohoto zkušebního materiálu. Zkušební vzorky pro stanovení základních mecha-

nických vlastností, lomové houževnatosti a náchylnost ke zkřehnutí vodíkem u sli-

tiny FeNiC byly před dobroušenlm na konečné rozměry zakaleny v tekutém dusíku po

dobu 30 minut a pak dlouhodobě stárnuty min. 150 dnů za normální teploty.

U dalších oceli byl zkušební materiál odebrán z plechů o ti. 12 - 16 mm, zpraco-

vaných buäto konvenčním způsobem kalením z teploty 9OO-92O°C do vody a popouště-

ním při teplotě 200°C (oceli llniSillo a UniiiCrNiMo) nebo za použití vysokoteplotní-

ho tepelně mechanického zpracování (dále VTMZ [5] ) o popouštěním při teplo-

tě 200°C (ocel MnSiCrNiMo a SiCr).

Ke studiu zkřehnutí vodíkem bylo použito stejného typu zkušebních vzorků,

jako v případě korozního praskání [3J , tj. jednostranně vrubovaných plochých

zkoušek v tahu o-rozměrech (4-10) x 25 x 250 mm u kterých byle předem připravena

standardním způsobem únavová trhlina. Tyto zkušební v.zorky byly zatěžovány na

různé hodnoty statického zatíženi a současně elektrolyticky .odifco/dn. roztoku

ÍK HC1+O,1M K-H. za proudová hus tety 20 mAcm , tj. stejným způsobem, jako pii

dřívějěim studiu vzniku zbrzdených loni ve vodík••• ••• :liti;-j TeNiC [6] .

PCPIS VÍSLEDKft

Výsledky základních mechanických v lastnost í , lonovd huuževnutu&ti I-V.j

5Ky „ jsou uvedeny v TAI3. 5. k.

Hodnoty lomové houževnatosti K» , uvedené v této tabulce, byly získány standard-

ním způsobem pomocí vzorků (v trojbodovém ohybu) o tlouštce 10 - 14 mm.

TAB. C. 2 UECHANICKO-METALURGICKÉ CHARAKTERISTIK* STOLOVÁNÍCH OCĽLÍ

Typ o c e l i

FeJUC

UnoiHo

MnSiCrNiMo

MnaiCrNiMo

SiCr

Způsobzpracovaní

KZ

KZ

KZ

VTMZ

VTÍE

daH.ius"2

1451551 4 3

171

196

daN.om~'

171

173168

191223

<T5

«9 , 8

L0,2

3,2

9.6

a,o

K l c

166

292

247

255141

K l aoc

daN.aa"2

6573

69

90

45

52

54

17

3J2 0

- 75 -

Na CBH. 6. 1 je vynesena závislost počáteční hodnoty faktoru intenzity na-

pětí K± na době do lomu u vzorků slitiny FeNiC, které byly v průběhu zatíženi

elektrolyticky vodíkovany. Na tomtéž obrázku je pro porovnání uvedena stejná

závislost, avšak pro vzorky, zkoušené v j,í> % roztoku NaCl. Z obrázku je patrno,

že za spolupůsobeni vodíku je závislost K^ - V posunuta k nižším hodnotám Kj,

takžs hodnota KI s H

= 52 daN-mm"-^2 .

Na dalších obrázcích č. 2 - 4 jsou, obdobně jako na obr. č. 1, uvedeny závislosti

K - V zíakané u elektrolyticky vodíkovaných vzorků a pro porovnání i u vzorků,

zkoušených v korozním prostředí. Obdobně, jako u slitiny FeNiC, je i na těchto

obrázcích pozorováno za podmínek elektrolytického vodlkování posunutí uvedených

závislostí k nižším hodnotám K^ resp. i ke kratším £asům do lomu (např. u oceli

KnSiUo).

200

160

80-

40 •

F e N i C ; (0,60% C); KZ

o 3,5% vodní roztok NaCl• elektrolyticky vodikováno

10°•OBA DO LOMU r , min.

CBR. C. 1 Závislost faktoru počáteční intensity napětí -Ki- na době do lomuu slitiny FeNiU (0,60 % C) po KZ

200

Mn Si Mo; (Q30'/.ci; KZ

o 3,5% vodrt' roztek Na Cli• elektrolyticky vodíkováno

190

. ; 100

50

«° 101

t)2 W

3-

DOBA DO LOMU T , min.

•

Kŕ

OBR.C. 2 závislost faktoru počáteční intenzity napíti K± na době do lomu u

MnSillo oceli <0,292C) po KZ

Zajímavá skutečnost je patrná na OBR. č. 3, kde jsou uvedeny závislosti K--f

u BnSiCrNillo oceli po konvenčním tepelném zpracování a tepelně mechanickém zpra-

cováni. Z tohoto obrázku vyplývá, že po VT1IZ je uvedená ocel v obou studovaných

prostředích odolníjáí proti V2niku křehkého porušení, než po KZ. SvSdčí o tom i

úroveň hodnot KI f J C C

a Kl s„, které po VTMZ jsou 90, resp. 3j daN.mm~

3/2 a po KZ

pouze 69, resp. 17 daK.mm"3'

2. U MnSiCrNiiäo oceli byly rovnSž stanoveny, pro různé

podmínky tepelného zpracování a zkoušení, závislosti rychlosti stabilního růstu

trhlin -v- na okamžité hodnotě faktoru intenzity napétl Kj, které jsou uvedeny

na obr. č. 5. Z obrázku vyplývá, že u zkušebních vzorků po KZ bylo při srovna-

telných hodnotách faktoru Kj. dosaženo v obou prostředích vyřSích rychlosti sta-

bilního růstu trhliny, než u vzorků po VTMZ.

- 77 -

200

160

S 12°

1á 80

Cr Ni Mo j B,35VOC)

i VTMZ1 3 5 V v 0 < J n; r o z , o k fjuc,- . KZ J

A VTMZj elektrolyticky vodi'koráioA KZ J

10° t ) 2

DOBA DO UDMU T , mh.B3

OBR. C. 3 Závislost faktoru počáteční intenzity napětí K±

na dobo do lomu o KnSiCrtSiKo oceli (O.35& C J

po VTiiZ a KZ

Na zlomených zkušebních vzorcích byl proveden fraktograficlcý rozbor lomových

ploch, a to na řádkovaclm elektronovém mikroskopu JSM-5OA. Bylo zjištěno, že

v oblasti stabilního růstu korozních trhlin v prostředí 3,5 f> vodního roztoku NaCl

tj. při korozním praskání, byl lom ve váech případech převážně interkrystalického

křehkého charakteru; podíl tvárných "hřebenů" však rostl v závislosti na zvyšují-

cí se hodnotě K^. Jak je naproti tomu viděti v CBR. fi 6 a, b, jsou lomové plochy

v oblasti stabilního růstu vodíkových trhlin např. u oceli KnSil'o (OBR. 6. 6a)

nebo u oceli MnSiCrNilio (CBR. 5. 6b) výrazněji transkrystalického štppného, reap,

i tvárného charakteru s promSnlivým podílem interkryatalického křehkého lomu.

Si Cri(o,so'/.ch VTMZo 3,5% vodní' roztok NaCl• tlektrotyticky vodikovúno

K lscc

KlsH

v w n* 10* B'DOS* DO LOMU r , min.

OBH. C. 4 Z á v i s l o s t faktoru počáteční i n t e n z i t y napět i I ^ na době do lomu uSiCr o c e l i (O,52iéC) po VTliZ

- 78 -

Kozdílné podmínky zkoušeni děly vliv i na makroskopický vzhled lomových ploch.

V případě korozního praskáni bylo íelo trhliny v oblasti přechodu stabilního růstu

trhliny do rychlého lomu vypuklé, (nBkdy také označováno ve tvaru "nehtu") ve směru

rozvoje lomu, kdežto v případě elektrolytického vodíkovúní bylo čelo trhliny vydu-

té (ve tvaru písmene U).

o ; (0,35%c)

° VTOZ j 3 5 % v o d n ; roztok N a C |

* KZ e l e k t r o l y t i c k y vodiVováno

60 S3 100daNmní 3 1 2

OBR. 5

160 180 200

CUR. C. 5 Závislost rychlosti stabilního růstu trhliny -v- na okamžité hodnotě

faktoru intonzity napětí Kj. u knSiCrNit,o oceli po VTt.Z a KZ

a) u LnSiMo oceli b) u línliiCríIilio oceli

CBS. 6. 6 a,b, Charakter lomové plochy v oblarti stabilního růstu vodíkové t rh l iny

- 79 -

risr.usL

Z CBK. 5. 1 aii 5 je vidět, že u všech studovaných ocelí dochází účinkem vodíku

pi i zvolené technice elektrolytického vodíkování zkušebních vzorků k výraznému

snížení odolnosti proti stabilnímu růstu trhlin a vzniku kiehkého porušení, což se

prcjevuue např. pii porovnání s ko-ozním praskáním ve 3,i> * vodním rozto-a- HaCl

posunutím závislosti K-- V k nižším hodnotám K^, a snížením 3podniho mezního

faktoru intenzity napětí Kj „'; případně i zvýšením rychlosti stabilního růstu trhlin.

Z toho dále vyplývá, že hodnota Kj „ je přísnějším kriteriem odolnosti ocelí proti

křehkému porušení v podmínkách agresivního prostředí a vzhledem k publikovaným

údajům [2, 4j je možno usuzovat, že se tato hodnota pravděpodobně blíží ke spod-

nímu limitu odolnosti ocelí proti křehkému porušení v praktických podmínkách jejich

použití. Výhodou uvedené experimentální techniky hodnocení zkiehnuti ocelí vodíkem

za využití piedstav lineární mechaniky lomu je možnost její aplikace nejen u vy-

sokopevných oceli, ale i u i ady konstrukčních ocelí o nízké a střední pevnosti,

užívaných napí. v klasické a jaderné energetice.

Výsledky fraktografického studia lomových ploch u vzorků, zkoušených ve zvo-

lených prostředích, potvrdily piedběžné výsledky, zÍ3knné u vzorků slitiny řeNiC

C?3 • F/evážnč interkrystalický charakter lomových ploch, zjištěný v prostiedí

3,5 n* vodního roztoku ľľaCl, je možno pravděpodobni vysvětlit superpozicí selektiv-

ního účinku vodíku z vodního roztoku se zkřehuvajícím účinkem cizích prvků na

hranicích zrn původního austenitu fa] . Míiproti tomu částečně transkrystalický

štěpný, reap, i transkrystalický tvarný průběh lomu u vzorků katodicky vodíkova-

ných, lze pnk vysvětlit podmínkami zkoušení, nebot za těcíito podmínek zkoušeni do-

chází již před čelen trhliny ke zkřehnutí objedu kovu vociíkem o hranice zrn již

nejsou preíerentními místy pro vznik kiehkúho porušení.

Další zajímavou skutečností byl pozorovaný rozdíl v makroskopickém tvaru

čela trhliny, majícího v korozním prostiedí vypuklý tvar t tvar "nehtu"). Pii Ka-

todickém elektrolytickém vodíkovaní byle čele trhliny vyduté ve tvaru písmene 1).

K vysvětlen tohoto rozdílu bylo možno používat s výhodou diagramu elektrolytická

rovno/^hy u soustavy železo-voda podle Pourbaix [9] , který je uveden na CĽH. Č.7.

Na tomto' obrázku je rovněž vyneseno přímka, znázorňující rovnováhu reakce K2=21i*-f2e~

a Z;.VÍS1CEI pH nn Sele trhliny na ; otenciiilu Lj,, jak byla experimentálně stanovena

u oceli Allil ". 4C BHCVMIX [lt] .

V lomto din/rramu jsou vyznmieny pií.sluiíné základní body, odpovídající dvěma varian-

tem studovaných prostieúí, tj * body A o C, odpovídající podmínkám na čele trhliny

a body b a Ľ, kterú oc:pOVÍCÍLMÍ povrchu zkušebních vzorku. Z CJH. C. 7 je \ideti,

že v pi ípadé pouľití i,t ^ vodního roztoku IJaCl ;j pii potcncitilu odpovídajíc;'mu

volnŕ- korcdu^ícímu potcncidlu železa, jsou pil znivé ;:odmínky vývinu vodíi.u peuze

na čele trhliny t bod A); v pi í pad č elektrolytického vodÍKOVíiní je jak čele trhliny,

lak i povrch vzorku {body Ľ a L) potenciálním místeci pro vývin vodíku. Xinetika

vývinu vodíku bude všnk v tcr.to pi ípjdě vyšší na ,ovrcliu vzortcu, nebot odpovída-

jící bed L je od rovnovážné přímky vzdálen více než bod C. Fía z;ikladě tohoto diarra-

mu je tedy :-.cžno zdůvodnit skutoínost, že .<orozní praskání konstrukčních ocelí ve

vodě a xecních ro" .ocíc:; je způsobeno prin.irně jjiítomností vodíku; anodická napě-

"ová koroze ;.nk bude z; ejmč pouze procesem o minoritním účinKu

- 80 -

•v.08

.04

0

- q - .

-Q8

-1,2

1 —

KOROZE >

"""^'—o.A

DIMUNITA

i l 1

---— rovnováha reakce H2 = 2H* •— — zavaloct EH > pH na cele trhllnj

čelo, . trhliny

korozní praskaní okatodické vodAcovám' A

^ V PASI*CE

"~" "~"-~^ X—--^

^ ^

c "V

2 ft HO)

povrchvzorku

•A

pH

CBii. C. 7 Závislost potenciálu ĽH na hodnotě pl» u soustavy železo-voda.

V prúci jsou shrnuty hodnoty spodního mezního faktoru intenzity napdtíKIsH

a d o : L i í c h charakteristik odolnosti proti zkřehnutí vodíkem, získaných u sli-

tiny leNiC a u konstrukčních vysukopevných ocelí typu t.nSiiuo, LnbiCrNU.o a biCr,

zpracovaných konvenřně nebo tepelní mechanicky. Tyto výsledky, získané za podmínek

elektrolytického voGíkovuní, byly porovnaný s hodnotami odolnosti těchto ocelí proti

koroznímu praskaní, vyjadrenými faktorem K

I s c c- Z tohoto porovnaní vyplynulo, že

hodnoty K js H byly ve všech případech nižší než hodnoty K

I s c c a v některých přípa-

dech se rovnaly pouze (1/10) hodnoty KI(..

Iraktografický rozbor lomových ploch ukázal, že lomy jsou za spolupůsobení

vodíku částečné transkrystalického a Ínterkrystalického charakteru v porovnání

a korozním praskáním, kdy lomy u tíchto typů oceli probíhaly převážně interkry-

stalicky-

tuakroakopický rozdílný tvar čela trí.liny ve dvou studovaných prostředích byl

vysvětlen pomocí diagramu pH-potenciál soustavy železo-voda. V diskusi tohoto

jevu pak byla díle podioíena představa, že korozní praskání konstrukčních ocelí

ve vodě a vodních roztocích je primárně vyvoláno zkřehávajícím účinkem vodíku.

- 81 -

LliEHATUKA

[l] L. HiSPECK/C, 1.. MAZANEC: Contribution a 1 étude de la ruptúre di f féréeet prématurée dans lea ac ie r s de construct ion; L hydrogene dana les métaux;LCAli Pař íž , (1972), 33C

[2] H. SPAĽHN, G.H. WAGNĽK, U STĽINHCIF: S t res s corrosion cracking and cathodichydrogen embrittle:nent in the Chen, industry; S t res s corrosion crackingand hydrogen embrittlecient of iron base a l l o y s ; Unieux, (1973), A-2

[ j ] b . TVRDÍ, L. 11ÍĽFLCLÁ, t;. itA^AKLC: [.iechanicko-metalur/úcké charakter i s t ikyvzniku t r h l i n pi i korozi pod napětín u vysokopevných konntr. o c e l í ; t e t a -lurfrické vady ocelových výrobků, I - , k a r . Lázně, i l 9 7 j ) , 73

[4] G. SAULCĽ: I..et. ľriina; 3, (1172), 1169

[5] L. -iloFLCKil, A. CIIAUiiíl, J . B/ÍLU;"LK: tiutník, 20 (1970), JCt

[u] L. UiSrLCKií: Ľtuňium Iónových chsiraktorist ik raartensit. ocel í a s l i t i n ;

Sborník véd. prací VŠB, XVI, (197c:), ^79

^7] i>.. TVHD1: r.:echanicko-raetalurcické charakter i s t iky vysokopevných martens i t .o c e l í ; Kand. d i s e r t . j.race V^lí-Cstrava; (1974)

[8] K. iCíiiilLC, C.J.1..C iLáhC": Ket. t r a n s ; _5< (1974), J63

[9] 1.:. PCUHBAIX: Lectures on electrociien. corrosion; Plenun Press, N. iorx, (lb-7j)

[ lc] B.I . JlKCV.N: Solution Chemistry within cracks in s ' j e l s ; S t res s corrosion

cracking and hydrogen eribrittleraent of iron base a l l o y s ; Uniex, ( l c ,7 j ) , l-7

- 82 -

HODNOTY LOJOVÍ HOUŽEVNATOSTI 0CH.OVYCH PLECHS JAKOSTI 13 221.S 5stJ-v2 49 1?

VČETNÍ SVAROVÝCH SPOJ& A JEJICH VÝZNAM VE STAVBE VELKOROZMĚRNÝCH VB

J.RAIiMN

R.STXREK

ZÄVODY VÍTĚZNÉHO ÚNORA N . P .

HRADEC KB/LOVE, 5SSR

ÚVOD

V ý z n a m m e c h a n i k y l o m u p r o m a t e r i á l y s v j 5-8 1 m e z í l c l u z u u ž i t ý m i v e s t a v . b S t e n k o s t í n-Djf c h t l a k o v ý c h n á d o b s t a b i l n í c h - TNS

Meohanika lomu charakterizuje v daních poťxin^ách chováni materiá-

lu při vzniku a Síření lomu. iao dimenzování konstrukčních celků bezpečnýchproti křehkému poručení Je nutná vySetřit a získat znalosti o rozsahu účinku

různýoh faktora na lomové chování materiálu. Základním hladiskei je vyaetře-

ní přípustné velikosti defektu v konstrukci připadne hladinu kritického na-

pití a určení teploty, při která se u daného materiálu za daných podnínek mo-

hou Bířit krehkí lomy.

Tento přístup Je zejména nutný při průmyslovém nasazení ocelí s vyS-

Sí pevností a mezí klužu (která také vykazují zákonltS nižSi hodnoty plastici-

ty} při stavbe tlakových nádob stabilních (TNS), tedy pomgrng tenkostenných

vylehčených konatrukoí, u kterých Jií byla v minulosti prakticky pozorována

křehká popuSení.

Protož* křehké lomy nejčastgji iniciují vruby, trhliny nebo jiné ce-

listvosti, vznikají u svařovaných konstrukcí, v8tSinou ve svarových spojích,

které mohou obsahovat povrchová nebo vnitřní vadná místa nejrůznějšího druhu.

Příkladem takové velmi náročné konstrukce je v naSem případě velkokapacitní

skladovací nádrž na tekutý ipavek o průměru 43,S m a výSce cca 20 m (obr.č.l).

Tato TNS je navržena z nové ocele VÍ 49 N - 13 221.5 ČSN. Její objem Siní22 000 m

3.

Při návrhu uvedené konstrukce bylo nutno vytvořit vhodné materiálo-

vá, výpočtové, konstrukční a technologická výrobní podmínky, aby použití uve-

dené ooeis VŽ 49 If při výrobS tohoto velkokapacitního skladu Spavku bylo bez-

pečn '. "i prevozné naprosto spolehlivé. Jedním z úkolů bylo také ověření mate-riálu z hlediska bezpeSnosti proti křehkému poruSení, což Je v podstatě nápl-ní předložené práce.

- 83 -

OBH.č.l

VELKOKŕiPACITHÍ SKLADOVACÍ NÁDRŽ NA TEKUTÍ

ČPAVEK O CBJEIU 22 OOO m3

M e t o d i k e z k o u ä e k a j e j í z d ů v o d n ě n í

Ke zkouSkám bylo použ i to ocelových p lechů j a k o s t i 13 221.5 o t l o u ä t -

ce 20 mm, která p ř i c h á z í v úvahu p ř i r e a l i z a c i konstrukce. 7 podstate jde o oce l

legovanou dusíkem, vanadem, manganem a niklem. Pro výrobu podobných TRS j e p ř í -

mo určena. Ocel j e jemnozrnná, se zvýšenou S i s t o t o u , a má značně zvýšenou mez

kluzu. S v a ř i t e l n o s t j e zaručována na základě chemického s l o ž e n í a tepelného

zpracování ve výchozím s tavu . Dodává se s přísadou h l i n í k u .

Zaručené chemické s l o ž e n í j e n á s l e d u j í c í (56):

C

max.

0,21

Un

1.3

1,70

Si

max.

0,50

P

max.

0,03

S

max.

0,03

Ni

0,40

0,80

T

0,10

0,20

N

cca

0,02

Al

0,02

0,08

Mechanické v lastnost i se zaručují v následujících hodnotách:

mez kluzu 6"Kt

pevnost T tahu

min.tajnost <f_

452 N/mm2

588 - 785 N/mm2

18 *

- 84 -

ain.vrub.houževnatost (-20°) H3 59|S J/cn2

min.vrub.houževnatost (-40°) R3 39,3 J/cm2

min.úhel ohybu oC na trnu o D - 3t 130°

Celkem byl základní materiál zkouSen v 5ti variantoch označených

I,IIA, II B, III E a F podle historie výroby, tj. plechů z odliäných taveb

a vývalkú. Přitom oechanické vlastnosti a eheaické složení bylo v podstatě

zachováno, jak je uvedeno v předchozím. Pouze u varianty F byl obsah niklu

poněkud zvýäen a to na 1 g.

Svarové spoje byly zkouSeny u třech variant a to I-S, IIA - S a

IIB - S. Svary byly zovcřeny ručně s předehřevea 200 - 25O°C a s dohřeve:: na

téže teplota po svaření, cca 2 hodiny s následujícím volným chlazením v zá-

balu ze skelné vaty. Použita byla československá elektroda E - B 232 podle

podslnek ŽAZ Voiaberi.

Vzhleden k prováděnýc zkouSkái. svarových spojů a ve snaze zachy-

tit v experimentu co největší objeci zkouäeného plechu byla pro experimentál-

ní ověřovací program novriena zkušební tělesa typu DEN (double edge notched)

s hlubokými oboustrannými vruby. Tyto vzorky jsou s úspěchem používány růz-

nými autory £l,2,4,6] pro hodnocení materiálů pro velkokapacitní skladovací

nádrže, v loäaŕskéa průa;;slu apod. Jejich tvar je zachycen na obr.č.2 - těle-

so pro zkcuSky základního materiálu a na obr.č.3, kde je zachycena část tě-

lesa pro zkoušky svarového spoje. V toi:;to případě svar byl unlstěn uprostřed

tělesa a rovina vrubu byla v čáře natavení základní materiál - svarový kov.

Uvedená těleso jsou technologicky velmi dobře vyrobitelná o vyhovo-

vala možnostem použitého zkuäebního trhacího stroje Amsler o kapacitě 250 ľ.:p.

Základní srovnávací veličinou v lineární mechanice lomu je jel:

známo součinitel intenzity naputí v kořenu trhliny, jehož kritická hodnota

se nazývá lonsová houževnatost s označením IC, resp. K ™ . Tato veličina, jako

aiateriálová konstanta, spojuje aate^aticky představu o velikosti příto-Jié va-

dy - trhliny o délce 2a, nacházející se uprostřed nekonečně Široké desky s

nominálním tehovýa napotía (T , působícím kolno na směr trhliny podle vztahu

" (1)

Jestliže napätí 6" je konatruirtérea uvažované napěti pro danou des-ku a součinitel K je znáč pro daný materiál desky, je niožné z rovnice (,\) vy-počítat velikost vady 2a. V případě, že se v desce objeví vada větSí než vy-počtená rovnovážná hodnota 2a, potom trhlina se stane nestabilní a dochází klo.au.

šíření trhliny může být jak nestabilní (křehký lom), tak stabilní,

pokud na Epici trhliny vznikl výrazná plastická deformace, která Síření zpo-

Kalúje a nebo je schopno šíření zcela zastavit. Naší anahou bylo v daných pod-

mínkách vyšetřit právě okolnosti vedoucí k nestabilnímu Síření trhliny.

oo+ I

s

l380

BB^SZSSZ

400

upínací hlava

033.£.2

ZKUŠEBMÍ TĚLESO PRO ZKOUŠKY

ZÄXLADKÍHO EAIERIALlf

Pro stanovení hodnot lomové houževnatosti Je nutné vzít • úvahu,

že v reálném případě podle tvaru a namáhání konstrukčního dílce lze stano-

vit hodnotu J j - tj. kritičkou hodnotu lomové houževnatosti při rovinném na-

máhání pro danou tlouStku materiálu nebo Je možné stanovit hodnotu KI C - tj.

kritickou hodnotu pro stav rovinné deformace, která je nezávislá na tlouStce

aateriálu resp. rozmaru dílce.

První případ, hodnot souíinitele K-, lze s úspěchem užít například

při výpočtu relativně tenkostenných tlakových nádob [A] nebo konstrukcí,kde

se zpravidla vytváří va stSnách dvojosý stav napjatosti.

- 66 -

Kořeny vrubů umístit do dělící rovinySvar.kov-EL.E-B232

OBR.fi.3UMÍSTĚNÍ SVARU VE ZXUŽIEHÍÚ: TĚLESE

Výzcam hodnot KJC u Kalých t louštek atěn závisí v to=, že ovliv-

ňují postupný rust t r h l i n , zatím co Ion: těchto část í Je určován hodnotou

Iv.. Výpočet na základě KjC dává tak ronohem vyäží bezpečnost.

Pro stanoveni k r i t i c í c h hodnot K , z oärenf na zkušebních t U s -

sech musí t a t o podle zásad lonovd mechaniky svýa tvarem odpovídat urSitýn

požadavkuc [ 3 ] . Pro tvar vzorku se klade podmínka, že Šířka W sá být a i n i -

•;ině šestnáctkrát vě t š í než t louätks B a o p t i i á l n í dálka umělé t rh l iny 2s

aá být neJicénS pětkrát včtäí než tlouStka vzorku B. Pro platnost hodnot

Kn byly důle stanoveny podmínky [ 3 ]

)2 12)

- 87 -

< r0 j 2

2

kde W - Sirka vzorku.

Pro hodnoty KI C platí podmínka

B a 2,5 ()

" K t

resp. a Ä 2,5 ( J?* )2 (5)

K*

Podmínky vyjádřené rovnicemi (4) a (5) platí jak pro velkorozměrná

tělesa - desky, tak také pro tělesa určená pro konvenční zkouSky lomové hou-

ževnatosti. Rovnice (2) a (3) psané ve vztahu

nám vlastnS představu^ horní a dolní mez oboru hodnot součinitele K^, který

je možno měřit při použití vzorků daných rozměra,a pro daný materiál.

Navržená tilesa vyhovovala velmi dohře popsaným podmínkám. Podmín-

ka B Ž 2,5 (KI C /G'KT nám potom určovala, kdy jeätä naměřené hodnoty lomo-

vé houževnatosti K ™ možno pokládat za platné a od kdy tyto hodnoty siožno

považovat za hodnoty K ,.

Při hodnocení zkoušené oceli VŽ 49 N jsme pokládali za účelné sta-

novit následující skutečnosti:

1. určit závislost součinitele intensity napětí resp. lomové houževnatosti

ICJQ nebo KQ na teplotě pro danou tlouStku plechu 20 mm;

2. určení kritické teploty iniciace křehkého porušení pro danou velikost va-

dy nebo poruchy Tg.

Pro výpočet součinitele intenzity napětí K bylo s výhodou použito

vztahu bSžnä v odborné literatuře £3,6] uváděným

s oprevou na velikost zplastizované zóny pod kořenem vrubu

(7)

tfl,

Hodnoty lomové houževnatosti K vypočtené z rovnic (7) a (8) při

platnosti podmínky podle vztahu (4) a (5) byly pokládány za platné hodnoty

kritického součinitele intenzity napěti KI C, jinak z platnosti podmínky podle

_ 88 -

vztahu (6) za platné hodnoty lomové houževnatosti K„ pro danou tlouStku plechu*

Aby bylo možné u uvedených velkorozměrných tSlea stanovit v celém

sledovaném teplotním rozsahu i hodnoty KJQ byly získané hodnoty K^ orientačně

korigovány podle empirického vztahu uváděného JÍEHKLE1Í [5] tak, že

(9)

při čemž pro výpočet bylo užito grafické řeSení uvedeného vztahu (9) na závis-

lost poněru K , / KI C na výrazu 1 /fia, kde

B 1,1825 • ' (10)

(f c . )

2 r ,^_,2 _, 11/2

Kt ^IC [^>S-

1]

:

Pro studium iniciace křehkého poruSenl bylo využi*r propracovanýchvztahů Ql] a [2] vycházejících opět z upravených rovnic Griffithe-Orowanc provzorek o konečné Slři, kde podmínka iniciace je vyjádřena energetickou rovni-cí

" = 2 G . (11)

kde G^ - plastická povrchová energie vztažená na jednotku plochy

S - nopětl

E - modul pružnosti

Vztahem plastická povrchové energie Gj a lomovou houževnatostí

je dán známou rovnicí

K| Ci-v2)

Za předpokladu lineárního vztahu (1) a (2)mezi logaritmem veliči-

ny Oí a převratnou hodnotou absolutní teploty T K

i G

oi- e2 /

(13)

a podobného vztahu pro mez kluzu

kde v rovnicích (13) a (14) hodnoty Go i, 2 ^ , S" a ř jsou materiálové kon-

stanty, které mohou být stanoveny ze závislosti Gj a 8"Kt na převratné hodnotě

absolutní teploty T„, lze pro nominální napětí 6* a součinitel bezpečrosti n

podle vztahu Q-

- 89 -

a z Griffith - Orowanova vztahu pro kriterium iniciace nestabilního lonu

Ä . G" 2 . a

t

lze získat následující vztah

2 G ' (16)

ň . fe K t . a

Z rovnice (17) muže být stanovene teplota iniciace křehkého loau ve formě ab-

aolutní teploty TK pro rozhodující dálku trhliny 2a.

HAMĚSBTÉ VÝSLEDNÉ HODSOTY

Ze získaných výsledku při vlastních tahových zkouSkách na velkoroz-

aěrnýeh tělesech byly vypočteny hodnoty losové houževnatosti K a ohlede." na

vpředu uvedené vztahy a stanoveny tak hodnoty K-, resp. K-™, případní po opra-

vě Kj-fjhj (MERKLS). Tyto hodnoty v závislosti na teplotě jsou pro názornost v

diagramu ne obr.č.4, kde jsou tyto závislosti vyneseny pro alternativu I včet-

nS svaru - IS. V obr.2.5 jsou vyneseny přechodově křivky od variant ocsli VŽ

49 N II A, I a ? pro vzájemné porovnáni.

Z uvedených výsledků (závislostí) vyplývá poznatek, ža svarové spo-

je provedené popsanou technologií v případě variant I, IIA a IIB ve vSech pří-

padech jsou výhodnejší z hlediska křehkého poruSení než základní c.ateriál.I

když u varianty II A a II B provedeny byly jen orientační pokuay, je zřejmé,

že přechodová oblast zkřehnutí se posouvá u svarových spojů o 2O-40°C sciSrex

k nižäím teplotám.

Z jednotlivých variant oceli VŽ 49 N se potom ukezuje jako nejvý-

hodnějSí varianta F, tj. obohacená niklem,, kde přechodová oblast závislosti

hodnot Iónová houževnatosti se pooouvá vlivem vyššího obsahu Ni asi o 4O°C

směrem k nižšia teplotám.

Tyto vlastnosti se též projevily při provedeném výpoítu kritických

tlouätek stěny tlakové nádoby ze zkoušených variant materiálu. Za základ byle

vzata rovnice podle KRAINEKA Ľ4], která značí, že při tlouätce stěny msnäí než

*krit s e s

*^v^ nádoba při šíření trhliny zprvu netěsnou a potom nastává poru-

Senl tvárným lomem. Při opačném vztahu ty-it^ *st5n n a s

*^vá porušení bezdefor.T.ač-

níia lomem

tkrit

- 90 -

14,0

1 2 , 0 .

I1 0 '1

la

8,0

6,0

4,0

2,0

C . 160

220

200

1 8 0

1 4 0

1 2 0

1 0 0

80

60 •

40

20 ,

-200 -180 -160 -140 -120 -100 -80 -60 -40 -20 0

CBS.č.4SERIE I. - TAVHA 9739

VÝVALEK 5929

SERIE I . S .

- 91 -

1 2 ,

"cH

b

8,0

6 , 0

4 , 0

2,0

200

1 8 0

1 6 0

140

12C

100

80

60

20

- 2 0 0 -160 -120 - 8 0 -40

OBR.5.5ziviSLOST HODKOT K A <ľ NA TEPLOTEOCEL VŽ 49N

t(°c;

- 92 -

OBR.č.6

ZÁVISLOST KRITICKÉ TLOUŠTICI STENY NA TEPLOTĚ

- 93 -

F -

I.-

c = 120 mm

II.A II.B

0BR.Č.7

VZTAH MEZI PLASTICKOU POVRCHOVOU ENERGIÍ A

PŘEVRATNOU HODNOTOU ABSOLUTNÍ TEPLOTY

- 94 -

-200

-180

-160

-140

-120

-100

- 8 0

-60

-40

- 2 0

Alt.F

Alt.I n=l-I

Alt.II.An = 1-I.S

n = 1,5 / I .

n = 1,5-I.S

20 40 60 80

c (ram)\

100

OBR. a. sZÁVISLOST POLOVIČNÍ DŽLKY DEF3KTU NA TEPLOTĚ INICIACE láSHICEHO P0HIĚ3ÍÍ

PDO SOUČD.'ITEL BSZP3ČN0STI n = 1 , n = 1,5

0C3L VŽ 49 N

- 95 -

Z obr.S.6 , kde pro porovnání je vynesena závislost t j ^ ^ na teplo-

tě a varianty F, 1,1 S a II A plyne, Že varianta oceli VŽ 49 If označená jako

F připouBtí kritickou tlouštku stěny 20 mm a2 do teploty cca - 115°C; kdežto

u variant I a II včetně I S kritickou tlouätku stěny 20 mm dostáváme při

teplotě cca - 50 a - 40°C.

Výsledky hodnocení Jednotlivých variant oceli VŽ 49 N dále potvrzují

stanovení kritické teploty zkřehnutí. V diagramu na obr.£.7 je vynesen vztah

mezi plastickou povrchovou energií a převratnou hodnotou absolutní teploty pro

poloviční délku defektu c = 120 mm, ze kterého se stanoví materiálové konstan-

ty G ± a 2K.. Ze vztahu (14) pro mez kluzu &j-t Be s t a n o v i l

J' daläí konstanty

6" a K_, potřebné pro ŕeäenl rovnice (17), která nám udává po dosazení pří-

sluSnýeh hodnot závislost poloviční délky defektu c na teplotě iniciace křeh-

kého porušení Tx. Z uvedených závislostí na obr.č.8 je zřejcié, že při polovič-

ní délce průchozího defektu 20 mn a 60 mm a bezpečnosti n - l a n - 1 , 5 kri-

tické teploty zkřehnutí jsou pro jednotlivé alternativy následující:

Varianta oceliVŽ 49 N

II I AF

a - 20

T k r i t

°C

n - 1

- 120- 127- 177

ň - 1,5

- 148- 155- 194

a - 60

T k r i t

°C

n - 1

- 63- 52-137

n - 1,5

- 108- 113- 170

Orientační vyhodnocení KjC podle MEBKLA označené K

I C J Í v diagramu na

obr.č.5 ukazují, že hodnota takto stanovené lomové houževnatosti se pohybuje

kolem 100 M.nnT3''

2 10 S u variant I, E a F, a to již v oblasti - 100°C resp.

u varianty F ještě nižSl.

zívfePři závěrečném hodnocení uvedených výsledků nutno uvážit, že tyto se

vztahují ne základní hodnocení .materiálu za daných parametrů. Není zde zachy-

cen například vliv prostředí, vliv opakovaného zatěžování, vliv technologických

parametrů Jako vnitřní pnutí, převýSené svary, nesouosost svařovaných plechů

apod., které dosažené výsledky negativně ovlivní. Jejich působení musí být za-

chyceno s vhodně voleném součinitelem bezpečnosti, případně ve využití materiá-

lu, které nespadá až do uváděných kritických teplot, případně velikostí defek-

tu.

Uvedené výsledky mohou sloužit ke stanovení kritických nebo přípust-

ných velikostí defektu případně dovolených napětí v uvažované konstrukci podle

přisluSných vztahů.

- 96 -

LITERATURA

[l] K.IKEDA and H.KIHAHA: Welding Journal, 1970, Vol .49, ří° 3 ,o.106 - 114

[2] H.KIHARA and K.HCEDA: Archiv fór das Eisenhůttemreeenf 1974,

Jír 6, s.413-420

[3] G.H.IOTIN, J.B.3HAWLEX: Materialprufung,1962, Nr 1, a.1-11

fíj E.KHAINER: Berg- und HÚttenmännische Monetahefte

1970, Hr 7, 8.143.-151

[5J J.G.JtEHKLE: Transactions of the ASMS, Journal of BasicEngineering,s.265 - 273Engineering, 1971, Vol.93, N° 2,

[á] R.5TA*PEC: Zprávy £.45/73 SO ČTOT Prahaa 30190/74 SÚ ČVOT Praha

- 97 -

KŘEHKOST raCKOCHIiCHOVfCU KONSTRUKČNÍCH CCELÍ

V . FECHHAN

F . JAJJEOŠ

J . KOUTSKÍ

Ú S T B E D N Í VÍ'ÍKUBNÍ ZKUSĽBIJÍ ÚĽTAV ŠKOLA C . P .

PLZEŇ, ČSSH

ÚtfCI

Pod pojmem vysokochromova konstrukční ocel bude v tomto příspěvku hovořeno

o korozivzdorných a žárupevných raartenzitických nebo poloferitických ocelích s

obsahem chrómu nad 11 % při velmi nízkém nebo relativní nízkém obsahu uhlíku (asi

do C,26 % ) .

Korozivzdorné typy jsou bud* prostými chromovými oceleni nebo vedle chrómu

obsahují jako další hlavní lesuru nikl (1,4 i 6 Á). Cbaah chrómu činí zpravidla

kolem 1J % a nepřekračuje 17 '*.. Další eventuální legování se obvykle omezuje na

desetiny % Ti, Mo a V.

Chemické složení žárupevných ocelí je modifikováno především korbidotvor-

nými prvky - Iflo, ti, V, Ti, Nb, vedle nichž jo také přisazován Mi, Co a B. Ve

srovnání 3 korozivzdornými ocelemi je snaha držet u žarupevných ocelí obsah chrc-

mu na hranici 11-12 í.

Z pohledu výrobce, jakým je o.p. ař.CDA, kterj se zabývá výrobou a zpraco-

váním obou základních typů vysokochromových ocelí, a který celou řadu jednotlivých

značek používá na odlitky, výkovky i svařence, často těch největůích vyžadovaných

rozměrů, se jeví křehkost vysokochromových ocelí za normální teploty v aouvialosti

s těmito hlavními strukturními činiteli:

a. a výskytem delta feritu

b. s uskutečněním eutektoidního rozpadu austenitu nebo transformaci austenitu na

strukturně volný ferit,

c. s některými jevy, které provázejí popouětění nebo expozici výrobku Ba zvýše-

ných teplot provozu.

Je přitom přirozené, že potíže s dosahovaním požadované houževnatosti mohou

být i projevem společného účinku dvou nebo věech tří činitelů nnjednou.

HOUŽEVNATOST A DELTA ťEHIľ

VSeobecně pe má za to, že delta ferit ovlivňuje mechanicté vleatnož-ti a z nich

především plasticitu oceli, negativně. Jeho nepiíznivý Účinek byl pozorován zvluště

v ocelích, kde se vyskytoval ve velkém množetví fl-í] a v nichž byl přítomen ve

formě souvislého sítoví fl, 6, 7] (Cbii, Č. 1). Je-li vyloučen v podobě polyedrů

- 98 -

CBK. 5. 1

Delta ferit ve formě ostrůvků a sítoví. Struktura svarového kovu po popuštěni

(Vilella-Bsin, SOCx)

CBR. Č. 2

Delta ferit ve formě protáhlých ostrůvků, struktura svarového kovu jako na obr.

č. 1 po homogenizaci, kalení a j.opuštění (Viiella-Bain, íOCx)

OBH-. Č. 3

Delta ferit ve formě polyedr. Tvářená ocel po zušlechtění (Vilella-Bain, 500x)

- 99 -

rovnoměrně rozložených v základní kovové hmotě (OBR. C. 3), jeho Škodlivý vliv

v malých a středních množstvích není obvykle zcela průkazný a i při obsahu

30-J5 % delta feritu mohou být po úpravě popouátěcího režimu dcaahovény mecha-

nické vlastnosti splňujíc! nároky konstrukce Cä] • V intenzivně tvářanych polo-

tovarech může byt delts ferit také vyřadkovaný (OBH. Č. 4).

Vyřádkovaný delta ferit v tvářeném polotovaru (Vilella - Bain, 5CCx)

OBR. Č. 4

Potem bývá velmi často zaznaaenán radikálni pokles vrubové houževnatosti v příčném

saěru úměrný stupni iudkové textury.

Negativní vliv delta feritu na houževnatost může mít obecnou příčinu bu5

v jeho křehkosti metalirgického původu, nebo křehkosti projevující se jako důsle-

dek toho, že se při heterogenní delta feriticko-martenzitické či aorbitické

struktuře během zatěžováni delta feritické oblasti doatávají do stavu trojosé

napjatosti, která je příčinou porušování jinak plastického delta feritu Štěpením.

Tato představa je vyvozena z prací ŠLESiCltA a STEFANA [9, 10] , kteří dokázali

její platnost pro strukturně volný ferit obklopený martenzitem a sorbitein v uhlí-

kové oceli.

Celta feritem je nazýván ferit vznikající primárně z tavsniny a zachovávající

se ve struktuře za normální teploty jako nestabilní fáze vedle martenzitu (bainitu)

nebo produktů jeho rozpadu. Vlastnosti delta feritu píítom závisí bezpochyby na

rychlosti ochlazováni z austenitizační teploty; po pomalém ochlazování z vysokých

teplot je delta ferit vysokochromových ocelí prokazatelně klehký fllj , a pokud

lze ze strukturních zraěn provázejících popuštění kalených vysokochromových ocelí

fl2-173 soudit, také na stupni jeho rozpadu během popouštění. Úloha produktů

rozpadu delta feritu (CUH. 2. 5), karbidů, nitridů a Lavesovy fáze, jako iniciá-

torů eventuálního tvárného porušování feritické matrice je práv? v současní době

posuzována v ÚVZÚ ŠKODA Plzeň fraktograficky. (ÚVZÚ - Ústřední výzkumný dstavu).

Teoreticky existuje možnost ovlivňovat množství delta feritu volbou podmínek

austenitizece, nebet v oblasti koexistence delta feritu a austenitem se poměr

delta a gama fáze mění. OBR. C. 6 £lä] . Podle našich praktických zkušenosti,

které potvrzuje i názor M. CAUflQA f 5J , aväak lze aplikovatelným tepelným zpra-

cováním množství delta feritu ovlivňovat jen v relativně malé míře. Je přitom

- 100 -

oiíP. C. •?Produkty rozpadu v delta feritickýeh oblastech (Vilella-Bain, 5CCx)

1400

CBH. C. 6Část rovnovážného diagrurau le-Cr

- íoi -

snažSf při zvýšené kalicí teplotě jeho množství zvětšit než jakýmkoliv jiným

tepelným postupem jeho výskyt omezit. Do určité míry bývá v tomto 3měru naděje

při tepelném zpracování odlitků případně svařenou, u nichž se po primárním ochla-

zení dosáhlo stavu, jenž po stránce obsahu delta feritu odpovídá velmi vysoké

teplotě. Při následující austenitizaci, když se struktura během setrváni na zvo-

lené teplotě přiblíží příslušnému rozvážnému stavu, se potom může obsah delta

feritu poněkud zmenäit. Výběrem vhodných ausr.enitizačních teplot lze zejména

ovlivnit morfologii delta feritu a v návaznopt na to i hodnoty charakterizující

plasticitu (OBR. 5. 1 a 2).

Obsah delta feritu ve vysokochromových ocelích je uríen především chemickým

složením a tedy typem oceli a jejími tavbovými zvláštnostmi.

HOUŽEVNATOST A PHCI.UKTY. HC SPAM! AUSTĽNITU

Rozpad vysokochromového austenitu v oblasti "perlitického nosu" za vzniku

strukturné volného íeritu a eutektoidu je z hlediska mechanických vlastností za

normálních i zvýšených teplot nežádoucí. Takový ferit a eutektoid jsou křehké

strukturní součástky, které jak v přírodním, tak zušlechtěnén stavu přispívají

v míře, závislé na jejich procentuálním obsahu, k poklesu houževnatosti. Kežim

předběžného i konečného tepelného zpracování je proto třeba volit tak, aby tyto

produkty austenitu nemohly vznikat. Po předběžném tepelném zpracování se jeví

jako nejvýhodnější struktura vysokopopuštěného bainitu, po kalení sorbit nebo

směs sorbitu a vysokopopuštěného bainitu. Získání těchto struktur u polotovarů

malých průřezů nemusí činit tčžkosti, je třeba ovšem speciální technologie, aby

byla vhodná struktura dosažena v případě velkých odlitků nebo výkovků.

Předběžné tepelné1 zpracovaní velkých výkovků z vysokochremových ocelí na

optimální mechanické vlastnosti vyžaduje, aby v době před konečným ochlazením

vznikl v celém objemu polotovaru bainit a ten byl při teplotě těsně pod A^

potom ,.opuštěn. Proto součástí prakticky použitelných žíhacích programů (např.

[l9j je dochlazeni do oblasti teplot bainitické přeměny 8 následujícím ohře-

vem a výdrží pod teplotou A,. Při obvyklých postupech vychlazování velkých vý-

kovků s prodlevou na teplotě mezi 650 - 700°C se zjiátují velmi špatné mechanické

vlastnosti charakterizující plasticitu, např. vrubová houževnatost se pohybuje

pouze kolem 1C Jem ( 1 kpm/cm ). To proto, že se austenit na této teplotě a do

jisté míry i v průběhu následného pozvolného ochlazování rozpadá na strukturu

feritickoeutektodního typu (CBK. C. 7). Nedostatečné dochlazeni při aplikaci

zásadně optimulního žlhacího postupu může být příčinou neúplné transformace oce-

li v oblasti bainitické přeměny (po ohřevu na tvářecí teploty je austenit velmi

• tabilnl). Dokončeni pi eměny nnstává potom při prodlevě pod k-^, c.2 se odráží

v poklesu houževnatosti.

Při struktuře popuštěného bainitu vykazuje ocel Z B normální teploty zpra-

vidla vrubovou houževnatost nad 50 Jem" (5 kpra/cm ). Dostatečná houževnatost

po předběžném tepelném zpracování je důležitá z hlediska potlačení možnosti

vzniku vnitřních vlasových trhlin ve výkovcích fa, 19] a zmenšuje také riziko

ze vzniku trhlin při svnřování £7]

- 102 -

Také při kontčnén tepelném zpracování velkých výkovků a odlitků činí stabili-

ta auatanitu vyaokochromových ocelí potíže. Problém opočívu v tom, že je tieba

zhjiatit rozpad auatenitu v oblasti nízkých teplot, ale dlouhodobé B3trvání v

olejové lázni běhen procesu kalení, potřebné pro zakalení polotovaru v celém

průřezu a spojeni a poklesen povrchové teploty polotovaru až jen asi na 6C°C,

zvytuje hladinu vnitřních pnutí natelik, ze hrozí nebezpečí ze vzniku kalicích

trhlin. Protože znraezení vzniku trhlin je při kalení prvořadým úkolem, musí se

vyjímat :olotovary z olejové lázní co nejte.lejáí a bezprostřední potom, bez

meziochlazení, se musí také popustit. Aby nedošlo ke vznícenl olejových per, vy-

jímají se polotovary z lázně při povrchové teplotě 150-180°C v okamžiku, kdy se

kalení přeruSuje, může mít jádro teplotu i více ja.-; dvojnásobnou. V povrchových

partiích za takových podmínek probíhá transformace /*•*«' neúplně a v jádře v

rezsahu ještě podstatně menším. NepferaěnSny austenit transformuje až při násle-

dujícím "popuštční", tj. běžně při teplotách 7CO-75O°C na feriticko-eutektoidni

směs.

Aby se zabránilo vzniku strukturně volného feritu n eutektoidu během koneč-

ného tepelného zpracování velkých polotovarů, je třeba je po vjjmutí z olejové

lázně převézt do pece vytemperovoné na teplotu kolem jCC°C, vyčkat píi ní do vy-

rovnání teploty v průřezu a provést po té pozvolné dochlnzení k zajištění úplné

přeměny austenitu na směs bninitu a martenzitu. Teprve potom, když byla tato pře-

měna ukončena, u modifikovaných 12 >. Cr ocelí to je obvykle po dosaženi teploty

8C-100oC, přejít k popouštěcíau cyklu. Nedostatečná houževnatost po konečném

tepelném zpruecvaní jako následek přítomnosti feritu a eutektoidu ve struktuře

neznamená jen pokles kvality výrobku, ale může být i příčinou vzniku trhlin

HOUŽEVNATOST JAKO FUNKCE PODMÍNEK ľCPGuSTENÍ NLBC ĽXPCZICE VÍHtBiLU NA PRCVCiNÍ

TĽPLOTŽ

Setrvání vyaokochromových ocelí na teplotách 45O-íi5»O°C vede obvykle k pokle-

su vrubové houževnatosti, který je označován jako zkřehnutí pi i 475°C.

U Siatych slitin le-Cr s chromém vyáSím než li % je toto zkřehnutí, provázené

zvýšením tvrdosti, vysvětlováno změnami v tuhém roztoku«t £20-24] , fjcj Ve

zkřehlých slitinách byla také elektronomikroskopicky dokázána existence dispersního

precipitátu s mřížkovými parametry téměř shodnými a parametry feritu £21-24] ,

který je pokládán za ferit obohacený chromém ( *f' ). lložnoat rozpadu vysokochro-

mového tuhého roztoku tC na dvě rozdílné fáze lišící se chemickým složením byla

potvrzena měřením termodynamických veličin [25>] . Podle SU1CHY.S1IĽNA a GROBNEHA

[24] je křehnutí při 475CC způaobeno zakotvením dislokací dispersními částicemi

tíf a určujícím faktorem procesu zkřehnutí se zdá být rychlost nukleace fáze cť,

U martenzitických nebo poloferitickych oceli ae rovněž projevuje křehkost

v oblasti teplot kolem 475CC [26-3lJ , ale tepelný interval této křehkosti je

Sirěí než u leCr slitin a ztráta houževnatosti není provázena zvyšováním celkové

tvrdosti. '/ čisté chromové oceli 17021 byla sice v jedné z prací zaznamenána kiehkost

pouze při 475°C a jen u taveb a delta feritem [3l] , ale ostatní zkušenosti

- 103 -

s korozivzdorrtfmi i žárupevnými ocelemi J.ypu 12 % Cr ukazuji na možnost křehnutí

těchto oceli i při absenci delta feritu. Ztráta plasticity v intervalu teplot

450-60O°C je u těchto oceli spojována s precipitacl knrbidických, karbonitri-

dických a intennetalických fází £27, 30, ji] .

U modifikované 12 % Cr oceli 17134 je podle Řínana a Vácha [30 ] kiehnutí

pfi 475°C i za vyšších teplot, až do 6O0°C, způsobeno precipitací karbidůK2Í

C6

R a hranicích zrn a martenzitických jehlic. Nalezená desková nebo hrubě

lamelami morfologie Sástic Mj-jC,- e Pií^odná pro preferenční pojroffftyiní v oblas-

tech její precipitace. Podle zmíněných autorů je kiehnutí podmíněno Sškrcstru&tur-

ními změnami sorbitu. Pii 475°C se karbidy Mg^Cg objevily po více než 5 U X hod.

Vrubová houževnatost martenziticích a poloferitických vysokochromových

oceli po konečném tepelném zpracovaní může být ovlivněna také technologií po-

pouštäní. Bylo zjištěno [líi, 32J , že se v určitém rozmezí popouštěcích teplot,

a také v oblasti teplct praktického dosahu, projevuje vliv rychlosti ochlazovaní.

Stupeň zkřehnuti S^ může napr. po ochlazeni v peci ve srovnáni a ochlazením na

vzduchu činit až 50 %. Príčina kiehnutí po pomalém ochlazení, které by mohlo být

obdobou vratné popouštčcí krehkosti, nebyla dosud předmětem bližěího studia.

3ez ohledu na to má tento poznatek velký praktický význam pro zajištování

optimálních mechanických vlastností velkých výkovků a odlitků.

HEŠLNÍ PKCBLLI.1ATIKY HCUŽĽVKATOSi'I VJĹiiUXCHHOtiOŕíCl. CĽELÍ V O.P. SKODA

Na několika následujících piíkladech bychom nyní chtěli ukázat, jaké cesty

jsme pii provozním tepelném zpracování 12 % Cr ocelí museli zvolit, abychom

nebezpečí vývoje křehkosti eliminovali na nejnižší možnou míru. Přitom však musí

být zdůrazněno, že většina dále předložených poznatků nevyplynula z výzkunu, ale

je výsledkem operativních zásahů do výroby.

Jako charakteristické působení delta feritu na houževnatost tvái ených 12 'í> Cr

ocelí (prostých i modifikovaných) mohou být uvedeny naue zkušenosti, získané při

tepelném zpracovaní oceli CsN 17132. Tato ocel, jejíž směrné složeni uváí<me

v TAB. Č. 1, je používána pro lopatky parních a plynových turbin, k výrobe

malých rotorů, rotorových disků apod.

TAB. Č. 1 Chemické složení oceli ČStl 41 7132

C

0,18

0,26

lín

0,50

1,20

S I

max.0,50

Cr

10,512,5

llo

1,72,5

V

0,200,60

NI % vah.maz.0,40

- 104-

J« přirozená, ze u těchto značně exponovaných dílů je krose ostatních hodnot vy-

žadována i zaručená hodnota vrubová houževnatosti v pŕlSnén smeru. Její docílení

nečiní většinou žádná potíže zejistuje-li použitý metalurgický proces a dosažené

chemická složeni homogenní strukturu but zvfitSenáho procenta delta feritu. Píí-

touiost táto faxe ve vfctšim rozsahu n*í 5-10 % totiž u silně přetvářených ocelí

velmi ovlivňuje anirotropii vlastností a zejména hodnota R v příSném"směru je

několikanásobně niSál než ve oněru podélném. Tento jev se objevil i u někelika

provozních taveb, které byly našemu podniku dodaný k výrobě turbinových lopatek,

u nichž byla vyžadována hodnota R v příčném směru 20 Jem" ( *» 2 kpm cm ).

Nepříznivé päeobení delta feritu, kterého bylo u zmíněných taveb nalezeno 23-26 %

viak Bílo za následek, že ani tato velmi nízká hodnota U nebyla na lopatkách

spolehlivě docilována. Proto byl urychleně realizován experimentální program,

jehož cílem bylo ověřit, do jaké míry by bylo možné úpravou režimu tepelného

zpracování lopatky zpracovat na požadované hodnoty.

Ocel ČSN 17132 se • naSem podniku běžně kalí z teploty 1030°C do oleje.

Po následujlcín popuStěnl na 72O-75O°C jsou většinou' zajigfovány následující me-

chanická hodnoty:

° P t> 8 5 0 M P a ( 8 5 k

P/™) 2 ) ď > 1

2 * f>45 % \ 60 Jem"2(*6 kpm cm"

2)

Po uvedeném tepelném zpracování byly u zmíněních taveb zaznamenány ty-

to průměrné hodnoty: .«>*» v " * •••*•>-<•• •= -

íTp,. 850-920 UPa («*85 - 92 kp mm2) ^ ^ ^ f e ^

ffKt 630 -668 * a ( « 6 3 - 66 kp mm2) SC

j ^ 8,5 85-124 Jca"2 (*v 12,4 kpm ca"2) MĚa&Ě £ ĚRp 0,9 9-28 Jen"

2 (-v 2,8 kpm cm"

2)

Poznámka: Index L - oznaíuje zkoušku v podélném směru

index P - označuje zkoušku v příčném smgru

7 naBern experimentálním programu jsme zvolili pčt kalicích teplot

(odstupňovaných od 95O°C do 50°C) a tři popouStScl teploty, tj. 650, 700 a

75O°C. Výdrže na kallcísjh teplotách odpovídaly provoznía zvykJ.oatsn pro uva-

žovaný sortiaent výrobků. Na popouStScích teplotách činily výdrže 6 hodin a

po nich nasledovalo ochlazeni na vzduchu. Teplota 95O°C (pro ocel &SN 17132

•ž příllB nízká) byla do experimentálního program seřazena z těch d&vodů, Že

v provozní praxi převládají názory i tendence k tomu, používat při kaleni

12 % Cr oceli snížené kalicí teploty, které v některých případech skutečně

těmto ocella propůjčují zvýSenou houževnatost i ve vysoce popuStSném stavu.

Výsledky nafieho experimentálního programu, které uvádíme na obr.S.8

a 9 ukázaly, Se lze dodané tavby při alrnS zvýšených kallcíoh teplotách pro-

vozni zpracovat na předepsané mechanické hodnoty vSetnS hodnoty R_.

CKOEUTEKroiDNÍ STRUKTURA

- 105 -

Materiál SSN 17132

Hodnoty R T příčném aměru

íoáo

kalicí teplota (°C)

1050 1100 1150

OBfl.č.8

ZÁVISLOST R^ TŘÍ TAVTO OCELI ČSN 17132 NA KALÍCÍ TBPLOTŽ

PO POPUŠTĚNI NA 700°C

DÍLČÍ ZÁVĚRY

1. Snížení kalících teplot (950 e 1000°C) nevedlo v nagem případě ke zvýšení

hodnoty R, ani ke snížení anizotrople vlastností a hodnote R zastala i po

jejich použití velmi nízká.

2. Při dodržaní požadovaných mechanických hodnot byly získány vySSí a vyhovují-

cí hodnoty Rp až při použití kalících teplot v rozmezí 1070-1100°C. V souvi-

slosti a tím vSak nebyly pozorovány změny obsahu delta feritu. Půvoině pro-

tažené delta řeritické řádky byly tepelným zpracováním rozrušeny tak, že

vznikly jednotlivé polyedrické útvary, které si ovSem ponechaly původní

usměrnění.

3. Získané výsledky byly využity nejen v o.p. ŠKODA.

Ha závěr tohoto příkladu el dovolujeme Jen opět připomenout. že správ-néjSÍ a snežSÍ cesta k odstranění křehkosti (potíží) tohoto druhu spočívá v

úpraTe metalurgiokého procesu a chemického složení tak, aby přítomnosti větBího

prooenta delta feritu než 10% byla plně vylouSena (toto doporučení je dnes již

aplikováno u naprosté vetSiny 12 % Cr ocelí prostých 1 modifikovaných).

50

30

20

- 106 -

Moteriál CSN 17 132

tavba č í s l o 63 383/1 = 3163 383/2 = 3261 174 = 74

Průměrné hodnoty R v příčném

směru ze t ř i sledovaných taveb

pro uvedené popouštěcí teploty

„ 65O°Cx 700°C

á 75O°C

950 1000

kalící teplota ( °C)

1050 1100 1150

OBR.č.9

ZÁVISLOST R JAKO PRŮMĚRNÝCH HODNOT ZE TŘÍ TAVEB OCELI

ČSN 17132 NA KALÍCÍ A POPOUSTECÍ TEPLOTĚ

Jako da l š í nadměrné křehkosti modifikovaných 12 % Cr oce l i a úspěS-

ného zásahu prot i jejímu vývoji muže pos louž i t případ, který svým charakterem

patří do 2.bodu naSeho alenění přífiin křehkosti popisovaných o c e l í . Vzhledem

k tomu, že dále popsaný jev Je zcela typickým pro väechny modifikované 12 % Cr

o c e l i , upouStíme v popisu výsledků od uvádění skutečného chemického s ložení ,

režimu tepelného zpracování apod.

Před několika l é t y byly tepelně zpracovávány si lnostěnné trubky ve

formě dlouhých a tvarově náročných tzv. "ohybů". Tyto d í l y , určené pro energe-

tiku, byly vyrobeny z modifikované 12 % Cr o c e l i ozn.Marwedur F 11 (podle

SSN př ib l ižně 17134). Před konečným tepelným zpracováním ohybů, při němž se

vyžadují minimální deformace, byly trubky z obou stran zaslepeny (ke snížení

účinků oxidačního procesu). Před zaslepením byly do otvorů z obou stran v lože-

ny reprezentativní vzorky, s louž íc í ke z j i š t ě n í výsledných mechanických hodnot.

U "ohybů" nepřicházelo v úvahu j iné ochlazování než klidným ev.proudícím vzdu-

chem. Z hlediska docílených homogenních zákalných struktur jsou obě e l t e r n a t i -

- 107 -

vy co do své účinnosti ping vyhovující. Přestože předepsaný režim tepelného

zpracováni odpovídal běžným zvyklostem a záznamy metalurgické kontroly evědSi-

ly o jeho dodržení, byly na přiložených (resp. vložených) vzorcích zjištěny

nevyhovující mechanické hodnoty.

Urychlený odběr zkou&ek přímo z tepelně zpracovaných ohybů ukázal

velký rozptyl vSech hodnot. Ha jejich povrchu byly většinou zaznamenávány hod-

noty, blížící se hodnotám předepsaným, ale blíže k vnitřnímu povrchu byly

všechny hodnoty zcela jednoznačně nevyhovující. V posledně uvedených místech,

jakož i na přiložených vzorcích byla zjifitěna výrazně překročená pevnost, znač-

ně nízké hodnoty plasticity a zejména vrubové houževnatosti, ležící v rozmezí

15 - 35 J cm"2 (i/1,5 - 3,5 kpm cm"

2). Okamžitě provedený metalografický roz-

bor ukázal, že homogenita základní jehlicovité struktury je naruSena po hra-

nicích bývalých austenitických zrn, zvýrazněných přítomností jemných produk-

tů eutektoidního rozpadu, které jen ojediněle vytvářely hrubSÍ ostrůvky (obr.

£.10). Původní domněnka, že se jedná o rozpad austenitu v oblasti "perlitic-

kého nosu" během ochlazováni byla vyvrácena zjištěním, že při ochlazování ohy-

bů byla docílena průměrná rychlost ochlazování věta! než 600°C/hoä., zatím co

vzorky laboratorně zpracované a ochlazované z kalící teploty rychlostí lOx

menSÍ vykázaly zcela homogenní zakalnou strukturu. Nenáročný experimentální

program prokázal, že vznik produktů eutektoidního rozpadu, ovlivňující výraz-

ně výsledné mechanické hodnoty a zejména R, je umožněn nedostatečným dochlazením

ohybů prľ'kalonlľ

OBR.S.10

STRUKTURA "OHYBU" V BLÍZKOSTI VNITRNÍHO POVRCHU

(Vilella-Baln, 500x)

Následkem toho, že teplota trubek při ochlazování nedosáhla v celém průřezu

Mo (cca 200°C) bylo následujíc! "popuštění" na cca 75O°C vlastně jen izoter-

mickým žíháním přechlazeného austenitu při této teplotě. Schematicky je pop-

saný režim znázorněn na obr.č.11 a Jeho strukturní produkty po 2 - 3 násobném

prodloužení doby izotermického žíhání (proti provozním výdržím při popougtě-

ní) na obr.č.12. Produkt rozpadu, vyskytující se zejména na hranicích býva-

lých gama zrn měl pak jen za logický následek nedocíleni hodnot ď , f a pře-

davším R, při velkém rozptylu hodnot Cp t a

e'

K t podle rozsahu eutektoidní

přeměny v Jednotlivých partiích trubek.

- 108 -

teplota "popoužtžní"

nedokončenátransformace

log Sašu

OBR.č.ll

SCHEMATICKÉ ZNÁZORNĚNÍ NESPRÁVNÉHO KALENÍ "OHYBĎ"

0BR.S.12

ROZUĚRHÍJŠÍ ÚTVARY EUTEKTOIDU PO PRODLOUŽENÉ VÝDRŽI

V OBLASTI TEPLOTY "POPOUŠTĚNÍ" (Vilolla-Bain, 500x)

- 109 -

Upřesněný režim tepelného zpracováni:

103O-1080°C - vzduch s dochlazením do 50°C s následujícím C okamžitým) popuStě-

ním na 73O-77O°C aaj istil u vBech dávek vynikající mechanické hodnoty.

Dal Si zkuSeností, kterou chceme ukázat, jek je možné někdy předejít

"křehkosti 475°C" u prostých 12 Ž Cr ocelí Je následující řeSeni.

Chemické složení antikorozních a zejména žárupevnýeh 12 % Cr ocelí

je v naprosté větSině koncipováno tak, že při běžných požadavcích na mechanic-

ké hodnoty se lze při jejich tepelném zpracování obvykle vyhnout oblasti kritic-

kých teplot. Jiná situace ovsem nastává, jsou-li nároky na pevnostní charakte-

ristiky radikální zvýSeny.

Obdobný případ se vyskytl i T naBern podniku formulací požadavku na

doporučeni antikorozní oceli, které by zaruíovala G*Kt 1000 MPa ( ---• ICO ky/mir";

a byla i cenově přijatelné. V takovémto případe by bylo nutné u naprostd větgi-

ny 12%Cr ocelí uvažovat popouStScí teploty, které ae prakticky kryjí a oblast-

mi maximálního vývoje křehkosti (tj. 45O-55O°C). Z hlediska výsledných hodnot

H je toto řeaení nepřijatelné. Tento fakt je přiblížen na obr.£.13, který za-

chycuje popouätScl charakteristiku modifikované 12 % Cr oceli s chemickým slo-

žením podle tab.č.2.

OBR.£.13

VLIV POPOŠTĚEÍ TEPLOTY UA MECHANICKÉ VLASTNOSTI OCELI ŠKODA T 60

TABULKA č.2

CHEMICKÉ SLOŽENÍ OCELI ŠKODA T 60

- 110 -

C

0,20

0,25

Mn

max.

0,80

S i

infix*

0,60

Cr

11.5

12,5

Ni

1.3

1,8

Mo

0,40

0,60

W

0,60

1,"

V

0,15

0,25

Ti * váh.

0,30

0,50

P ř i hledáni cesty, jak požadavek vybrké meze kluzu s p l n i t a vyhnout se p ř i tom

kr i t ické o b l a s t i křehkost i jsme se po ověřovacích zkouškách rozhodli pro beini-

Lické kalení oce l i ČSN 17021. IRA diagramy prostých 12 % Cr ocelí dříve uváděné

různými autory (například 33 ) s ice možnost baini t ické přeměny nepřipouštěly,

ale novějSí práce PETERA a MATZE 34 ex i s tenci baini t ické ob las t i potvrzuj í . Ns

základě těchto íSdajů a v lastních poznatků jsme ověřovali možnost bainit ickího

kalení nejdříve na vzorcích určených k trhacím a nárazovým zkouSkám. Teplota

aus teni t izace byla zvolena 1000-1020°C a odtud byly vsorky po jednohodinové

výdrži překládány do lázně ohřáté na 250 až 260°C. V k a l í c í lázni jsme v první

fáz i ponechávali vzorky 24 hod., dnes vSak j i ž máme detailním rozborem z j i š t ě -

no, že k ukončení přeměny postačují 4 hodiny (výSe popsané tepelné zpracování

označujeme dále a na obrázcích jako ITZ).

Po vyjmutí z k a l í c í lázně byly vzorky na klidném vzduchu dochlozeny

na tep lotu mís tnos t i . Po té následovalo popouatění na odstupňované teploty v

rozmezí 20O-60O°C s jednotnou osmihodinovou výdrží. Po popouatění následovalo

ochlazení vzorků ne vzduchu. Výsledky tohoto programu jsou zakresleny na obr .ä .

14. Kromě velmi výrazné ob las t i křehkosti ( p ř i popouStěcích teplotách, p ř i

nichž už je pro nás hounota K t nevyhovující), j e j í ž maximum u dané tevby je

p ř i 525°C, j e z výsledků zřejmé, že hodnota R u nepopustených vzorkŕ č iní cca

80 J cm ( 8 kpm cm" ) a popuštěním na velmi nízké teploty vzrůstá o cca

40 J cm~2 ( 4 kpm cm"^). Tento jev svědčí o tom, že teplota bainitickdho roz-

padu nebyla zcela optimální. O tom, jaký má vliv výběr správné teploty baini-

tického rozpadu, zejména na hodnotu R, svedčí diagram na obr .č .15. Podmínky

ITZ zůstaly s t e j n é . Rozdíly byly jedině v tom, že zkušební tyče byly kaleny do

lázně ohřáté na 185, 205, 225, i!45, 265 a konečně na 3O5°C a po ITZ nebyly

vzorky popouätgny. Z výsledků je zřjjmé, že baini t ické kalení oce l i ČSN 17021

z a j i s t i l o v naSem případě: K t = 1000 MPa ( 100 kp/mm2), p t = 1300 UPn

( 130 kp/mm2), = 15 %, = 60 % p ř i R 120 J em"2 ( 12 kpm/cm2), t z n . , že

se nám podařilo tuto ocel zpracovat p r o t i údajům ČSN na dvojnásobnou hodnotu

Kt»ale i R.

Rozdíly ve struktuře po telení (KZ = 1020°C - olej) a ITZ ukazují

obr.č.16 a 17, na kterých je vidět, že ITZ je provázeno vylučováním jemného

precipitátu (pravděpodobně FejC).

- Ill -

—1220

200 400 500 600teplota popouatění po ITZ/8hod./vzduchu

OBR.S.14

VLIV POPOUŠTĚNÍ NA MECHANICKÉ VLASTNOSTI OCELI 17021 PO ITZ

140.

130

120

110.

100,

90.

80

70

S.1

2

3

Sa1060

1030

1054

/1

H

1390

1330

1360

*•"•<>•—«

2

<r13,6

15,5

14,5

t—

V56,462,-

59,4

\

£,456

\

6itíioa1130

1190

v5

13901410

1480

<r1514

12

-J/f54,451

47,4

6

185 205 225 245 265

ITZ °C/24h.

O B R . S . 1 5

VLIV TEPLOTY ITZ NA VRUBOVOU HOUŽEVNATOST OCELI 1 7 0 2 1

305

- 112 -

OBR.a.16

STRUKTURA OCELI ČSN 17021 PO .'CALENÍ 1020DC/0LEJ (EXTHMXNl

REPLIKA, 8000x)

OBR.č.17

STRUKTURA OCELI ČSN 17021 PO ITZ

(EXTRAKČNÍ UHLÍKOVÁ REPLDC/i, aOOfbrl

OBR.č.18

STRUKTURA OCELI 5SN 17021 PO KALENÍ 1020°C/OLEJ A POPOUŠTĚNÍ 35O°C/8HOD./VZDUCH

(EXTRAKČNÍ UHLÍKOVÉ REPLIKA, aOOOx)

- 113 -

Po popuštění ne 35O°C zásadní rozdíly ve vzhledu mikrostruktury mizl, ale

detailní pohled vede k závěru, že se struktura po KZ liSl blokovou stavbou

oblaatí prostých praoipitátu a viditelností hranic zrn (obr.č.18). Tyto roz-

díly ve struktuře je možno vztahovat i k rozdílům v hodnotách plasticity ve

prospěch 1TZ. Nejmarkantněji se tato skutečnost projevuje u hodnoty R.

I provozní tepelné zpracování na větSim množství taveb SONP Kladno

ukázalo, že ITZ táto oceli je provozně snadno aplikovatelný režim, který

zajiSÍuje vysoké a velmi vyrovnané mechanické hodnoty. Rovněž ověřování

ostatních vlastností, jako například korozivzdornost, odolnost proti kavite-

či, útlumové vlastnosti apod., jsou plně vyhovující a vySSí než po KZ a po-

pouStění.

LITERATURA

[l] R.KOPFER: i'echnische Rundschau Sulzer 1966, 48, č.4,

str.173-183

[2] P.SALISKAR: Giesserei - Praxis 1966, č.16, atr.289-295

[3] M.N.LICHOVSKICH, A.M.PETRISEMKO, L.A.SOLNCEV: Izvěstija vySSich učeb-

ných zavadenij, Černaje metallurgija 1967, 10,

2.6, str.121-125

£4] J.VODSEĎALEK, M.VYSTYD, M.PECH: Vlaatnosti o použití žárupevných oce-l i a s l i t i n , Praha SNIL, 1962

[5] M.CAUBO: Sborník ze Symposia on The Physical - Metallurgi-

cal Problems and Problems Concerning Applied Mechanics

in Manufacture of Large - Capacity Turbosets, s t r .

166-184.

[ô] V.PILOUS: Zvárania 1969, 18, e.6, str.169-173

[7] J.KOUTSKÍ, V.PILOUS, P.JANDOŠ: Sl«*árenství 1961, IX, 6.7, str.245-249

£8j J.KOUTSKý, F.JANDGŠ: Sborník ze Symposia on The Physical - Metallurgical

Problems and Probléme Concerning Applied Mechanicsin Manufacture of Large - Capacity Turbosets, Praha,Práce 1970, str.198-220

[9] M.ŠLESÍR, B.ŠTEFAN: Kovové materiály XI, 1973, S.6, str.639

[lO] M.ŠLBSÍR, B.ŠTEFAN: Kovové materiály XI, 1973, í . 6 , str.649

R.POSPÍŠIL: Antikorozní a žárupevné ocel i , Praha, SNTL 1956

-114 - ft

[12] J.KOUTSKÍ, J.NEID, J.JEŽEK: Hutnické l i s t y 1958, XIII, a .3, str.199

[13] J.KOUTSKÍ, J.JEŽEK: Hutnické l i s t y 1958, XIII, Č.12, str.1098

[14] J.KOUTSKÍ, J.JSŽEK: Hutnické l i s t y i960, XV, str.864

[15] J.KOUTSKÍ, J.JEŽEK, F.JANDOŠ, L.BARÄCKOVÁ: Kovové materiály 2, I964,

str.257

[l6] V.FOLDYNA, J.WOZNIAC, A.MICHEL: Kovové materiály I I , č.6, str.505

[17] J.KOUTSKÍ, J.JEŽEK, F.JANDOŠ: Kovové materiály 3, 1965, s t r .11

[l8] V.PILOUS, F.JANDOŠ: Slévárenství, 1959, VII, ä.5, str.191-194

£19] J.ELF".ARK: Sborník ze Symposia on The Physical - Metallurgi-

cal Problems and Problems Concerning Applied i..e-

ehonics in i.Isnufoeture of Large - Capacity Tur-

bosets, str.185-197

[ 2 0 ] D.CHANDRA, L.H.SCHWARTZ: M e t a l l u r g i c a l T r a n s a c t i o n s ASS, 1 9 7 1 , £ . 2 ,

str .511

[21] R.:.;.rISC:IER, E.J.DULIS, K.G.CARROL: Trans.AI.'.IE, 197, 1953, s tr .690

[22] R.O.'.VILLIAiMS: Trans.AI.V1E, 212, 1958, s t r .497

[23] R.O.WILLIAMS, H.W.PAXTON: J . I . S . I . , 185, 1957, s t r . 358

[24] f.1.SBJlCH'íĽHEIJ, P.GROBNER: Sborník z konference Materiálové vad;- ocelových

výrobků IV d. , s t r . 5 - 1 7 , Mariánské Lázní 1973

[25] O.KUBASCHEVSKI, T.G.CHART: J . I n s t , í.iet.93, 19C4-1965, s t r .329

[26] W.C.HAGEL, E.F.BECHL: Trans. A.S.N.E., 1953, 78, str.1439-1446

[27] E.A.LORIA: ľJetallurgia, Sept.1965, str.107-113

[28] J.KOUTSKÍ, J.TEINDL: Hutnické l i s t y XVI, č . 2 , c t r . l 2 r - 1 3 5

[20~\ ::.C.'rjn0: Sborník ze sympozia: Improved 12 % Cr Steel

for Turbine P a r t s and Bolts , str.166-184,

Plzeň 1970

[30] R.ŘÍMAN, V.V/.CH: Sborník z konference Materiálové vady ocelových

výrobků IV, atr.193-206, Mariánské Lázně 1973

[31] M.VYSTYD, Ji.KNEIFL, Ml.KOUTNÍK: Sborník z konference Ľ.ateriálovŕ vady ocer-

lových výrobků IV d, s t r .25-34, Mariánské

LáznE 1973

- 115 -

£32] P.UASAN: Sborník z konference Materiálové vady ocelo-vých výrobků IV, str.145-159, Mariánské Lázně

[33] A.E.NEHHENBERG: Metal Progress, 60, 1951, str.64

[34] W.PETER, W.UATZ: Arch.f.d.Eleenhútt., 28, 1957, atr.807

- 116 -

r OTXZEE POSUDZOVANIA DEFEKTOV Z HĽADISKA KREHEHO POROSENIA

K.K/LNA

VÍZKUINÝ ÚSTAV ZVÁBANIA

BRATISLAVA,ČSSR

Defekty podstatte ovplyvňujú životnosť konštrukčných častí, lebo aôžu

byť zdrojom únavového alebo krehkého poruSenia. Klasické prístupy náuky o

pružnosti a pevnosti nedovoíovali kvalitatívne posudzovať vplyv defektov ty-

pu trhlín na medzné stavy materiálov. Preto sa často vyžadovala "100 %-ná bez-

defektnosť", ktorá sa siee nedala docielitf, ale snaha po jej docielení značne

zdražovala výrobu. Na druhej strane v reálnych konštrukciách sa cesto vysky-

tovali veSké defekty, ktoré vyvolávali havárie už v priebehu výroby, pri pre-

tlakovej skúSke alebo za prevádzky.

Lenová mechanika u.iožnujs stanoviť vzájomnú súvislosť troch základných

parametrov z híadiska poruSenia: napätie - teplota - rozmer defektu- Dáva tak

možnosť posúdiť prípustnosť defektov pri danom prevádzkovom namáhaní. Pre

medzný stav krehkého porušenia boli teoreticky rozpracované a prakticky ove-

rené základné charakteristiky pre elastickú i ela&to-plastickú oblasť. Niekto-

ré skúSobné metody boli už normované. SkúSky odolnosti voči krehkému poruše-

niu sa Široko používajú v mnohých naäich závodoch a výskumných ústavoch.Preto

dnes hlavná úsilie sa sústreďuje na oblasť interpretácie krehkolo^ových charak-

teristík, s cieľom zvýäenia spoľahlivosti a životnosti konštrukcií.

V naäom príspevku chceme poukázat na vzájoanú súvislosť jednotlivých

prístupov z híadíska stanovenia kritickej veíkosti trhliny.

STANOVENIE KREHKOLOMOVÝCH CHARAKTERISTIK

Krehké poruSenie sa vyznačuje dvoma rozdielnymi Stádiaai: iniciáciou

a Šírením alebo zastavením trhliny. Preto aj odolnosť cateriálu voči nenu

sa hodnotí z týchto dvoch hladlsk. Charakteristikami odolnosti voči iniciá-

cii krehkého poruSenia je v elastickej oblasti lomová húževnatosť - EI C, v

elasto-plastickej oblasti: kritické rozovretie trhliny - cf,, kritická hod-

nota J-integrálu - JI C prípadne hodnota lomovej húževnatosti počítaná icetó-

dou ekvivalentnej energie -Kj,. Odolnosť voči Šíreniu - zastaveniu krehkej

trhliny v materiál! je charakterizovaná hodnotou súčinitela intenzity napä-

tia pre zastavenie - K, (N am~^ ) alebo teplotou zastavenia trhliny TZT.

Pre stanovenie charakteristík odolnosti voči iniciácii krehkej trhli-

ny pri statickom namáhaní: Kj£> <fc> JJQ a Kg je výhodné použiť jeden tvar

skúSobného telesa a jednotnú metodiku skúĚky. Používajú sa akúSobné telesá

- 117-

na trojbodový ohyb a na excentrický feb (CT) s pomerom:

B = 0,5 W a = (0,55 - 0,60) W

Pri akúSke treba zhotoviť dva diagramy: cila-rozovretie vrubu (P-V) a aila-premiestnenle sily(P-íi Pre CT vzorku pri umiestnení snímača do pCaobiskasi la staei Jeden zápis P-ŕ. Z diagramov sa vyhodnotia charakteristické veliči-ny.

2 diagramu P-V:

PQ - si la stanovená 5%-nou sednicovou metódou [1]Vc - kritické otvorenie vrubu

Z diagramu P-ŕ:A - plocha diagramu po bod nárastu trhliny

a. Výpoäet lomovej húževnatosti - KIC (N mm" '2; MPa na )P . í( ä iťQ • *

v W '

kde - í (f) - je tvarový súčiniteľ [1]

Pritom musí byť splnená podmienka:

b. Výpočet kritického rozovretia trhliny - ď (sa)

<'Kt

> 2'° "•

n = 3

O"JJ Je nominálne napätie v priereze pod vrubom, tj. B x (W-e)

- pre trojbodový ohyb

1,5 . P„ . L

" • " B(;v-a)2

- pre excentrický ťahp

N = B (V/ - a)

(

o. Výpoíet kritickej hodnoty J - JI C (K mm"

1)

kde: b = S-a . . . je tzv. nosná Sirka vzorkyPri tor. musia byť splnená podmienky:

2 = 0 , 6ľ/

JlCa,B,b > 50 —

°Kt

Podrobnejäie pozri [2].

d. Výpočet Ioxov9j húževnatisti aietodou ekvivalentnej energie3 ' 2 :.ľPa 1 2

f

e2 ; :.ľPa ani1 / 2)

n

je tzv.pseudoelastická s i la, vypočítaná z rovnosti plochy trojuholníko aplochy akutoäného äiSi~ran;u A:

P* = (2 A tg«) °'5

kde tg cC (II mm ) je sklon lineárnej časti diajraau P-f. Lor.ová húžsraetosť

K_ v elasto-plastickej oblasti závisí od hrúbky B. V prípade rBznych hrúbok

platí:

B, I 0,5

% = K32

( B

2 š^l

)

kde S2 i je tzv. pooer objemovej energie, ktorý rausí byť určený experimentál-ne. Eližäis pozri [3] .

e. Stanovenie prechodovej teploty TZT

Skúäky na zastavenie trhliny typu Robertsonovej vyžadujú veía materiálu a sú

drahé. Preto je výhodné ich nahradiť skúškami typu DWTT skúšobných tells skutočnej

hrúbky, opatrených vrubmi. Prechodová teplota tp .jj sa stanovuje podía krité-

ria 50% (olebo 75S£) plastickej časti lon-ovej plochy.

KP.ITICKĚHO ROZiiEľíU B c

Kritický rozmer defektu stanovujeme z d8vodu jednoduchosti obvykle pre

prípad centrálnej trhliny, prechádzajúcej cez hrúbku materiálu, v teoreticky ne-

koneSnon telese. Fre skutoSné telesá ohraniäených rozmerov, bude mať kritický de-

fekt vždy vääSí rozčer. To znemenii, že takto posúdené prípady už obsahujú v hod-

- 119 -

notení istú rezervu bezpečnosti.

Výpočet kritického rozmeru defektu

PRÍSTUP KIC - je využiteíný v elastickej oblasti namáhania, t j . pokial

«N < ffKt

1 KIC 2

PRÍSTUP Kg - je využitelný v elastickej oblasti namáhania, čiastočne aj pre

ff„ > S*™., ale je nutné poznať parameter S, , - pomer objemovej

energie medzi nodeloa o hrúbke B^ a prototypom konštrukcie o hrúb-

ke Bg

1 "iS 2

- S 1,2

PEÍSTUP ďa- je výhodne vyu2iteíný najma v plastickej oblasti namáhania

SC Y. ďc

o E" 8CT

K t in sec (-f- -J-)

... elastická oblasť

E <J 0

— 1 . . . plastická oblasťo *7ľ ď ( fc

&Kt

PHÍSTUP JI C - je využiteľný v elastickej i plastickej oblasti namáhania

0,91 . E . Jica„„ = ^. . . . elastická oblasť

K o* 2 w ^

" °"Kt

0.S1 E J I C 1a=p = T,25Ä- „.« ( 2 _ ^ _ . x ) - p l o s t i c 2 c á o b : e s ť

K t £Kt

Pre väčšinu konätrukcií, najmä tlakových nádob a potrubí, sú defekty

prechádzajúce cez celú hrsíbku aateriálu netypické. Naopak, reálne defekty za-

sahujú obyčajne len časť hrúbky súčiastky. Preto je treba prepočítať výpočto-

vú kritickú veíkosť defektu a0 na rozmery defektov skutočného tvaru.

Uvažujme povrchový defekt, alebo zhluk defektov, ktoré a65eae opísať

elipsou o hĺbke t a dĺžky 1. Podobne vnútorný defekt opísaný elipsou o výgke

2 t (merané v smere hrúbky materiálu) a dĺžky 1. Kritický rozmer tft sa vypoíí-

- 120 -

ta podlá vzťahu:

*c = a c ' «

kde Q je parameter tvaru defektu.

Hodnotu Q, v závislosti na pomere t/l siSžeae odčítať z diagramu - pozri [4],

alebo vypočítať približne zo vzťahu:

t i. 65

Q = 0,8 + 4,6 ( f )

Napríklad pre dlhý povrchový defekt s pomerom t/l = 0,1 alebo pre dlh;,' vnútorný

defekt's pomerom 2 t/l = 0,2 je Q - 1 a t = a . Pre polkruhový povrchov;' defekt

a t/l = 0,5 alebo vnútorný defekt kruhového tvaru s 2 t/l = 1 je Q = 2,5 s tc =

2.5 a0.

Poznamenávané, 2e uvedená interpretácia vychádza zo zjednodušených pod-

aienok, lebo neuvežuje interakciu susedných defektov, ani interakciu voŕného po-

vrchu. Tieto ot/Szky sú podrobnejšie rozvedené v £5].

Doteraz bola reč o kritických rozmeroch defektu, 2i už s^ alebo te.Do-

siahnutie týchto veíkostí v konštrukcii pri uvažovaných podmienkach namáhania

znaaená už jej poruäenie krehkýx losos:. Keďže to:r.u chceae zabrániť ::usí býť prí-

pustný, dovolený defekt mengí ako kritický, e to

kde/*, je koeficient bezpečnosti.

Tonto koeficient je- závislý od prevádzkových podaienok konštrukcie (na-

aiShanie iSnsvou, koróziou, radiáciou spod.). V najjednoduchších prípadoch íio vo-

líme ,«•= 2 až 4.

Bližšie, posrí [óJ.

PRÍKLADY VÝPoSl'U OIXICXÉHO H02:;SHU DEF3KTU a 0 PRS ZV.ÍHANÍJ KHLBOSľSKľľÚ A

Oia Z X3LS 5sNr 15 313

Uvedieze príklady výpočtu kri t ického rozxeru defektu a c p r i nasledovných

podmienkach A,B,C.

A. Hosticl:: ': oblasi?. VvSetrovond česť konštrukcie j e bez koncentrs-cio napätie

K* = 1. Prevádzkové nepätie je ^ ^ = 0,67 ^ J ^ I prevádzková tep lo ta -20°C

a skuSobnd napät ie S;} = 0,87 S ^ p r i skúšobnej t e p l o t e + 0°C.

3 . P l a s t i c k á oblasť. Vyäetrovansi Sesf konštrukcie l e i l v okolí otvoru a koncen-

t rác iou deformácie K£ = 2,5 p r i prevádzkovo:.: napätí ^ j . = 0,67 &•'* a --f - 3

p r i skúäobno:.i n-r'ití <T,j = 1,3 . 0,07 C ^ . Teploty ako au A.

- 121 -

C. Elastická oblast?. VySetrovaná časť konätrukcie je teplom ovplyvnená zóna

elektrotroskového zvarového spoja vystavená iba pSsobeniu zvyäkových na-

pätí o výäke 0,8 í?Kt pri teplote + 0°C.

Krehkolomové charakteristiky zušľachtenej ocele SsN 15 313.9 (ASTľí

A 542) pre podmienky A, B vyňaté z grafov na obr.č.1,2,3,4 sú v tab.l, pozri

t ež [7].

-200 -150 -100 - 5 0 +50

t(°C)

OBR.č. l

ZÁVISLOSŤ LOMOVEJ HÚŽEVNATOSTI OCELE 1 5 3 1 3 . 9 NA TEPLOTE POĎLÄ PRÍSTUPOV

K I C > J I C a COD

Loaová húževnatosť KI C pre zverom ovplyvnenú zónu ocele ČSH 15 313.1

v tepelne nespracovanom zvarovom spoji (oblasť najnižäej lomovej húževnatosti),

pre podmienku C, vyňeté z grafu 5, je v tab.č.2, pozri tiež [7],

Ukazuje sa relatívne dobrý súhlas hodnSt a0 vypočítaných podía jedno-

tlivých prístupov, väčšie odchýlky vidno pri podmienkach A, pri prístupe eT,

pri nízkom zaťažení (ac = 42,5 mm) a pri prístupe K

I C pri vyäSom zaťažení

( )(a 33,5 mm). V obidvoch prípadoch sú to ale údaje, vypočítané netypickými

prístupmi vzhľadom na danú úroveň namáhania.

- 122 -

1 0

S 4

oU! 3

1,5

3,5

B E D , til 0 1 , 6 152

...1

o+1

1 °CM

1 1

O•*1

Ovo1

> i

4,0 4,5 5,0 5,5 1000 ( K - 1 ,

OBS.č.2

ZÁVlLOSÍ LO'.iOVSJ HÚŽEVNATOSTI OCELE 15 3 1 3 . 9 NA TEPLOTE

P0DČA PBÍSTUPU Kjj, r e s p . I^,

1,0

0,5

0,05

0,01

B BO, 310116 l jg

I • I x I x

ČSN 15 313.9(A542)

'a

+o+1

oCM1

O

1

O

f1

sCO1

3,5 4,0 4,5 5,0

0BH.Č.3ZÁVISLOSŤ KRITICKÉHO ROZOVRETIA THKLIHY cľ, NA TEPLOTE,

0CEC 15 3 1 3 . 9

- 123 -

1000

500

1 0

B 152

* I •

15 313.9 (A542)

QBP.5.4

ZÁVISLOSŤ J I C NA TEPLOTE PRE OCEE 15 313-9

TABULKA £ .1

Teplota

(°0)

- 2 0

&Kt„

680670

KIC(k!J oa"3 / 2)

4,3

6,0

(inso)

0,25

0,35

J I C(H mn"1)

115

160

TABULKA 5.2

Teplota

i 0

'a{ří mm"2)

3 6 0

K I C

(M maT3/2)

1,94

Príaluäné kritické rozmery defektov a c vypočítané podlá jednotlivých prístupov

aú zostavené do tabulky £.3.

- 124 -

TABULKA č.3

Podmienka

A

B

C

Teplota

°0

- 2 0

+ o

- 2 0

± o

± o

"nN min

455

582

455

582

288

£

0,67

0,87

1,68

2,61

0 , 8

a

c(niin) podřa. prístupu

K I C

28,2

(33,5)

-

-

14,4

rfe

(42,5)26,6

7,2

6,6

-

(26,5)22,6

5,0

4,0

-

Poznámka:

Úaaje v zátvorke oznaSujií netypický prístup pre danú úroveň namáhania.

3,0

•c;7 2.5

d1 2«°1,8

1,6

1,4

1|2

1,0

101,

ežíhaný ET-zvar!SN 15 313.1+ARV2

o+1

oCM

1

o1 •*1 '

o

•

3,5 4,0 4,5 5,0 5,5

1222. (K"1)T

O B R . č . 5

ZÁVISLOST" LOMOVEJ HÚŽEVNATOSTI K I C NA TEPLOTE PRE TEPLOM

OVPLYVNENÚ ZÓNU NEŽÍHANÍHO ELEKTROTHOSKOVÉHO ZV4R0VÉH0 SPOJA;

OCSL 1 5 3 1 3 - 1 , DRÔT ARV2

- 125 -

ZÁVERY

1. Prístupy lomovej húževnatosti - kritického rozovretia trhliny -

kritickej hodnoty J - JI(, a ekvivalentnej energie Kg dávajú rovnocenné kri-

tériá pre posúdenie odolnosti voči Iniciácii krehkého porušenia.

2. VSetky uvedené prístupy dajú pri správnej interpretácii prakticky použiteí-

né výsledky. Kritické veíkoati defektov ac, stanovené rôznymi prístupmi,

sa vzájomne dobre zhodujú.

3. Pre presnejSie stanovenie dovolenej veíkosti defektu a~ treba poznať mecha-

nizmus narastania defektu v priebehu životnosti konštrukcie. K tonu treba

nazhromaždiť vela praktických poznatkov. Potom bude možno znížiť, resp.

upresniť i koeficient bezpečnosti pre výpočet a^.

LITERATÚRA

[l] ČSN 42 0347 Zkoušení lomové houževnatosti KIC př i rovinné deformaci

[2] J.D.LAllDES, J.A.BEGLEY:

[3] F.J.WITT:

Tests result fron J - integral studies - an

attempt to establish a J-„ testing procedu-

re, SP 73-1E7 - Flora - P3

The aplication of the equivalent energy

procedure for predicting fracture in thick

pressure vessels.Instn.Mech.Engrs.C 49/71,

London

[4] E.T.V.'ESSEL, T.R.KAGE3:

[ 5 ] L.aflNCNH? a k o l . :

[6] M.HOLZMANN a k o l . :

[7] K.KÍLNA:

Fracture mechanics technology as applied

to thick - walled nuclear pressure vessels,

Instn.Mech.Engrs. C 4/71, London

Dokument IIVÍ XII-J-40-74

On the problem of the admissibility of weld

defects from the viewpoint of brittle frac-

ture. IBV Annual Assembly 1972, Toronto, Doe.3-83

Porovnanie základných kritérií oJolnoati proti

krehkému poruäeniu. Zváranie 1971, č.9-11,

str.272-278.

- 1 2 6 -

LOiíCVÁ K R L T E R I A A UŽITÍ SINGULÁRNÍCH Ľ L Ľ I Í E N T 8 PiiO STAITCVENÍ Kj 9

V. KCULA

STÁTNÍ VÍZKIJKNÍ ÚSTAV MATERIÁLU, FRAHA, ČSSR

I. PLUNIRO'.Á

STÁTNÍ VÍZKUMNÍ ÚSTAV PliG STAVBU STHCj8, B£CH0\ICE, CSÍÍK

Volba vhodných materiálů při dimenzování konstrukčních celků vyžaduje po-

souzeni odolnosti materiálu proti porušeni. KJQ kriterium lomové mechaniky slouží

k predikci poručení součásti s trhlinami a pro hodnocení výběru materiálů z hle-

diska bezpečnosti konstrukcí vůči ki ehkému porušení. Prakticky je věak toto

kriterium použitelné pouze v případech malé plastickú deformace v kořeni trhliny

a je proto vhodné v posuzování vysokopevnoatních materiálů a ocelí nižších pev-

nosti za nízkych teplot. Pro pilpady, kdy před lomem dojde nejprve ke vzniku roz-

sáhlé plastické deformace, byla navržena řada pružně plastických lomových kriterií.

Prakticky nejužívanějším se stalo kriterium kritického rozevření trhliny - COL.

Toto lomové kriterium je však spojeno s řadou nevýhod, které jsou v současné době

předmětem diskuzí. Jedná se zejména o závislost kritických hodnot na geometrii

použitého tělesa i obtížné porovnání naměřených hodnot s numericky získanými

výsledky (podrobněji viz DOKOUPIL [l])•

Hledají se proto nové cesty a jednou z nich je přístup navržený BEGLEíEM a

LANDESUr [2] na základě J-integrálu zavedeného HICEM [j] a ČĽKEPANOVEľ.i [4]

ve tvaru .

j = ( W dxj, - T± u

i ) X ds ) ,

{ 1 )

kde P je uzavřená křivka v rovině x^, x, (OBU. C. 1),

ŕw = J Cjj d £^j je hustota deformační energie,

Off^j »j jsou složky vektoru napětí působící ve směru vnější normály n

křivky ľ

jsou složky vektoru posunutí,

je element křivky P

- 127 -

CBH. Č. 1 Ľefinice J - integrálu

Uvažujeme rovinnou deformaci nebo iobecnSncu .rovinnou napjatost a veärae

v elastickém homogenním tělese s trhlinou kí ivkou P kolen jejího čela. Za pred-

, okladu, že na těleso nepůsobí objemové síly a uvnitř oblasti ohraničené křivkou

P nemají složky tenzoru deformace o nnpětí žádné další singularity, je integrál

(1) nezávislý na integrační ceatě (důkaz viz [j] , [4] ). Tato nezávislost na

integrační cestě je podstatnou vlastností J-integrálu, jmožňujíci íermulaci J jC

lomového kriteria podle [2] .

M••5

IC

C3R. C. a Schema funkcí hustoty pravděpodobnosti J^ a J jc

V kořeni trhliny dochází vždy v určitúm rozsahu k plastické deformaci a

vzniku plastické zóny. Lze volit dvě různé integrační cesty Pey a A tak, že

fil leží v plastické oblasti a /Jj v oblasti elastických deformaci,

lůkaz pro platnost rovnosti

byl zatím proveden obecně pro deformační teox-ii plasticity f J ]

(2)

- 128 -

Označme U (a) potenciálni energii tělesa s trhlinou délky a . Práce f3 J ,

[4] poskytují důkaz rovnosti. J-integrálu a poklesu potenciálni energie tělesa

vzhledem ke změně délky trhliny, tj.

Jj = - limU ( a + 4 a ) - U ( a )

(3)

takže pro elastickou oblast plati, že J. = G, přičemž G je hnací síla trhliny.

Vztah mezi J_ a faktorem intenzity napštl K, je pak dun rovnicemi

.AJj = G = „ pro rovinnou napjatost, (4)

CE a M/ jsou modul pružnosti v tonu a Poissonovo číslo).

Eosáhne-li hodnota J-j- vlivem zatíženi tělesa jisté kritické hodnoty J^c

dochází obdobně jako u piístupu KI C k lomu tňlesa. Pro měření kritickjch hodnot

J,„ bylo navrženo několik metod (viz např. [2} , \b~\ , [b } ) • Podle [5] je

možno stanovit hodnoty Jj„ při použití jediného vzorku pro tříbodý ohyb podle

vztahu2 V

j - • (5)

B ( w - a )

kde U je deformační energie rovnající se j.loše pod křivkou síla - pruhyb

vzorku, B je tlouštka vzorku a (w - a) je zbytkový průřez vzorku pod trhlinou

- viz schema na CBR. C. 3. (Jde c vzorky pro maření KJQ podle [7 ] ). U houževna-

tějších materiálů vsak dochází při dosažení síly určité velikosti 1c podkritic-

kému iíieni trhliny a katastrofický lom proběhne až po nárůstu trhliny o aa,

který lze fraktograficky zjistit (viz [l] )• Fro stanovení kritické hodnoty

Jj„ \e smyslu lomové mechaniky je třeba znát hodnoty síly a deforaační energie

odpovídající počátku šíření trhliny. Pro stanovení tohoto okamžiku byla v práci

[l] použita metoda směny elektrického potenciálu v okamžiku iniciace ristu

trhliny a na základě studia naměřených hodnot byla navržena jednoduchá sekantova

netoda (viz schena v OUR. 5. 3), umoiňující stanovení okamžiku iniciace růstu

trhliny ze záznamu síla - rozevření okrajů vrubu. V práci fäj bylo prokázáno,

že takto stanovená síla Pe0 je totožná se silou, která způsobuje zplastizovaní

zbytkového průřezu vzorků zatěžovaných tříbodovým ohybem a kterou lze podle

f9] stanovit ze vztahu

PL = 0,152 ( v» - a )

2 ff

Kt (6)

- 129 -

380

340

300

260

220

180

140

100

60

20

-200 -160 40 80

OBR. Č. 3 Teplotní průběh deformační energie U- a U,

Z OBH. 5. 4 je zřejmá dobru shoda hodnot P^ s hodnotami F,-o zjištánými sekanto-

vou metodou za lodminky, že lomová oíla ä P,Q . Všimněme si nyní teplotní zá-

vislosti energie U^o m absorbované ve vzorku v průběhu zkoušky na OBH. Č. j.

Dodáme-li při dané teplotě do vzorku energii Ul o m

, dojde k iniciaci šíření

trhliry. Heakce vzorku ,ie však odlišná v oblastech I a III. V oblasti I dojde

k nes .abilnimu šířeni trhliny a k lomu vzorku. Naproti tomu v oblasti 111 do-

chází po dodání energie ke stabilnímu růstu trhliny a ke zpevňování materiálu*

Aby bylo dosaženo lomu vzorku, je třeba dodat další energii

1 3 0 -

P limit = 0,152 <rKtl W -

a )

2

-200

CBH. Č. 4 Teplotní závislost PL a P

Při teplotě T^, dochází tedy ke změně významu hodnoty <JTC» Je-li teplota

nižší než T, , lze naměřené kritické hodnoty J ™ aplikovat ve smyslu lomovJ mecha-

niky, zatímco při teplotách vyšších než T^ hodnoty J^ indikují počátek pomalého

šíření trhliny.

J ™ pi ístup by měl perspektivně umožnit pokrok v problematice navrhovaní

konstrukcí bezpečných vůči kiehkému poručení pracujících v intervalu teplot vyšším

než umožňuje přistup K ™ podlo schématu v 0I3K. C. 2. Výpočet Jj pro danou geometrii

tělesa je velmi výhodné provádět metodcu konečných elementů.

K numerickému i ešeni napjatosti B přetvoření těles s trhlinami deformační

variantou metody konečných elementů lze přistupovat v zásadě dvěma zpisDby. V prvém

případě jde o řešení založená na klasických typech konečných elementů, jakým je

např« element s lineární aproximací průběhu složek posunutí. Napětí o deformace

jsou v tomto modelu v oboru jednotlivých elementů konstantní. K vystižení dis-

kontinuity napětí a deformace v kořeni trhliny s dostatečnou přesností je nutno

provést odpovídající zjemněni sítě v okolí vrcholu trhliny. Jinou cestou je volba

speciálních elementů cblopujicích vrchol trhliny, kde diskontinuita napětí je

zahrnuta již ve tvaru aproximující funkce. Elementy, navrhované s ohledem ne cha-

rakter singularity \ kořeni trhliny, umožňují přesněji zachytit elastické gradien-

ty napětí v blízkém okolí trhliny.

- 131 -

Elas t ické řešení dvojrozměrné n a p j a t o s t i v b l í z k o s t i kořene t rh l iny ( p ř itypu namáhání I ) je dáno následujícími vztahy:

K1

— ŕ j j ( S ) nesingularní členy, (7)

kde r, 9 jsou polární souřadnice s počátkem ve vrcholu trhliny. Tvar funkcí

^ii Je u v e d e n

např. v [3} •

Jedním ze speciálních typů elementů navržených pro blízké okolí trhliny je

isoparametrický element Traceyho [lOj . Kartézské složky posunutí jaou v oboru

ítyřúhelníkových a trojúhelníkových elementů obklopujících kořen trhliny apro-

ximovaný funkcemi isoparametrickych souřadnic J , \ . Způsob zavedení těchto

lokálních souřadnic je patrný a OBE. Č. ';, kde je rovněž uveden transformační

vzoah mezi / > $ a globálními souiadnicemi kartózskymi. Aproximující funkce

jsou zvoleny tak, aby byl zachován teoreticky odvozený průběh složek posunuti,

t.zn., že ui jsou úměrné odmocnině vzdálenosti r od vrcholu trhliny, což

umožňuje vystižení singularity napětí, která je typu

CUH. 5.

V GBB. Č. 6 jsou uvedeny tvary aproximujících funkcí. Typ (A) a (Is) pi ísluší

elementům obklopujícím vrchol trhliny, bilinearní funkce typu CJ) se používají

v oblastech vzdálenějších. Meuríené parametry *ť4. > (3^ f 7)jf

se vyjádří pomocí složek posunutí stykových bodů jednotlivých elementů, což lze

maticově zapsat takto: u = N ( ^ , J ) ^ * , kde ď je sloupec posuvů stykových

bodů elementu. Z pole posuvů získame odvozené pole deformací ve tvaru € = B

</> } ) * •Tuhostrí matice jednotlivých elementů je dánn obecným vztahera

t: = jY

u

kde l'el' je matice elasticity, jejii struktura jt dána Hookeovým :^ákonen.

Celková tuhostní matice se získá energetickou adici tuhostních matic jednotlivých

elementů, což je v programu TKCV 1 (viz 'li] ) provedeno podle elgoritmu, zalo-

ženáho r.n parmutaci indexů. Tento program řeší napjatost a přetvoření obecných

- 132 -

rovinných částí se stabilní trhlinou na středním počítači IBM 7C4O a rovněž sta-

novuje Kj. z vypočtených posuvů stykových bodů umístěných na povrchu trhliny.

Programem R1CZ, navazujícím na program 1'HCV 1, ae určuji numericky hodnoty J. ze

složek tenzoru deformace, vypočtených v těžištích elementů, jir.iž prochází zvo-

lená integrační cesta.

(C)

CA)

CE)

(C)

LÍÍU. Č. 6

V C 3ři. Č. 7 jsou vypočtené hodnoty

a l.odncuimi ^Ľ

CoN l^Jlj, viz [b] ). V oblasti I z CHU. £. i tak dos-i.vume dobrou shcdu

s hodnotami J určenými podle vztahu (5).

. yneseny i:;>r,:ov;mě. Jsou totožné

Pro dimenzovaní konstrukčních celků pjípadně pro stonovení píípustné

velikosti defektů bude v oblasti III z Cbi>. Č. J rozhudující posouzení materiálů

z hledisko fyzikálně nelineární mechaniky kor.tinua. Ve iitatnlm vjzkuamém ústavu

pro stavbu strojů jsou rozpracovaný přístupy hodnotící vliv plastické zóny na

čele trhliny na základě hy..otézy izotropního i kinematického zpevnění. Pii i e-

Ľení el.-plast, probléniů se využíva matice plasticity L pl

'misto matice li'0 1'

u těch ele:-.enti., v nichž nnatalo plastické tečení v posloupnosti piírůstků za-

, vyjadřující přírůstkové vztahytížení. Lxplicitní tvnr matice J)'p 1'

obdržel

tečení.

invertováním Irandtl-hcussovjch rovnic tecrie plas ickúho

beataveni [jrcpranu vycházejícího z rovnic inkrementální plasticity nam

perspektívnu umožní odnad životnosti součásti a defeKten na základě íenomenolo-

- 133 -

gického vztahu mezi přírůstkem A K a rychlostí šíření trhliny da/dN a aoučaaně

vytvoří podklad pro teoretickou predikci efektivního faktoru intenzity napětí

s ohledem na relativní rozevření trhliny v průbčhu cyklu zatíženi.

28

24

20

16

12

o J B = 35• G

J B = 15"

J = —ŠM—B(W-a)

Kt = 65C tSP

\

f^3A metoda koneí- ~*^.«o\ n -ch elemenitůJ

H .-200 -160

( 6C )

-120 -80 -40 40

OBH. Č. 7 Teplotní závislost J

- 134 -

LITERATURA

[lj J. tOKOUriL: Experimentální rozbor metody měření kritického rozevření

trhliny c£ jako kriteria pro hodnocení houževnatosti

konstrukčních ocelí. Zpráva SVÚto, Z-74-3197

[2] J.A. BEGLEľ., J.D. LANDĽS: The J Integral as a Fracture Criterion.

ASTM STP 514, 1971

[3] J.R. RICE: Mathematical Analysis in the Mechanics of fracture. Fracture

an Advanced Treatise, edited by U. Liebowitz, Vol. 2,

str. 192-308

[4] 3.P.ČĽHI1-AÍ10V: 0 rasprostranenii teščin v splošnoj aredé. Prikladnaja

matematika i mechanika, Jl, 1967

[5] J.H. RICE, P.Ľ. PARIS, J.G. MLKKLh: Some Further Hesults of J-Integral

Analysis and Lstimates. ASTK STP 536, 1973, pp. 231-245

[6] B. &JTENSSON: Some Information from Load Reflection Curves, Useful in

lra:ture Toughness Testing. L'ndineering Fracture Mechanics,

1974, Vol. 6, pp. 473-4B3

[7] Zkoušení lomové houževnatosti ií,„ pi i rovinné defornaci. Návrh ČiiN 42OJ47

[8] V. KCUIA: Ověi eni J ™ kriteria k hodnocení lomové houževnatosti.

Zpráva SVDíii, Z-75-3272

f9] J.i. I.NOl'T: I'ur.damentnls of Iracture Mechanics. London, Butterworths, 1973

[lcj D.to. TRACE);: Finite Elements íor determination of Cracks Tip Llastic

Stress Intensity Fac'.oi-s. Engineering Fracture Mechanics,

1971, Vol. J, str. 255-2Ú5

[li} I. PLUNLHCVÁ: Užití metody konečných elementů při řešení napjatosti

a přetvoření rovinných častí se stabilní trhlinou. Zpráva

iiVÚSS - 73 - C1C27

1. iAKAEA: Plastic Stress - Strain Matrix and Its Application. Int. J.

Mech. Sci. vol 1C (1968) str. 343 - 354.

- 135 -

KORELACE MEZI PARAMETRY LpMOVÍ 2IECHANIKI K I C , K I C ( J

A VRUBOVOU HOUŽEVNATOSTÍ RV V TRANZITNÍ

OBLASTI PRO SVAŽITELNÉ OCELI

J.MAN

M.HOLZMANN

ÚSTAV F l í i l K Í L N Í METALURGIE ČSAV

BRNO, ČSSR

ĎVOD

Hodnoceni odolnosti ocelí proti křehkému poruäenl se obvykle prová-

dí buä podle tranzitních teplot (tzv. koncepce tranzitní teploty), nebo podle

veličin zavedených mechanikou lonu (koncepte mechaniky lomu).

ZkouSka vrubové houževnatosti, pttří ke koncepci tranzitních teplot.

Výhodou této zkouSky je dostupnost zkušebního zařízení pro každou zkuSebnu,

snadnost jejího provádění, použití malých vzorků a nízké náklady na provádění

zkoužky. Nevýhodou zkouSky je, že kriteria spolehlivosti konstrukce, odvozená

na základě provozní zkušenosti (jako bylo kriterium 2,6 kpm/cm , stanovené na

podkladě havárií lodí za druhé světové války), nemají platnost pro jiné typy

oceli a Jiné typy konstrukcí, než pro které byla stanovena.

Rozbor havárií ukázal, že vznik křehkého lomu konstrukcí Je vždy spo-

jen a existencí defektů a trhlin (nejčestěji ve svaru nebo jeho okolí) D že je

tedy nutno při posuzování provozní spolehlivosti vycházet ze zkouSek těles s

trhlinami.

Koncepce mechaniky lomu umožňuje kvantitativná vyjádřit únosnost

konstrukce s defektem v závislosti na vnějSím napětí, tvaru a velikosti defek-

tu a určit aíru bezpe£nosti konstrukce proti křehkému porušení. Nejčastg.ii po-

užívanou veličinu k těiito (ÍCelura je hodnota součinitele intenzity napatí při

rovinné deformaci - lomová houževnatost KJQ, jejíž určování je stanoveno v nor-

mách [l,2]. Nevýhodou zkouäky lomové houževnatosti je, že pro běžné sveřitel-

né oceli lze naměřit platné hodnoty K jC až při nízkých teplotách, v oblasti

teplot, kde konstrukce v provozu obvykle nepracuje. Tuto nevýhodu odstraňuje

do Jirté míry v poslpdiií době rozpracovávaná metoda kritické hodnoty JI C - in-

tegrálu, yter-í •iiožňuje přímo rozSlření aplikace lomové mechaniky do oblastí

Štěpných lomů po plastické deformaci, tedy do oblasti vyäaích teplot.

Je známo, že hodnoty Kw, i J-^ závisí, zejména u ocelí s nižSÍ mezí

kluzu, na rychlosti zatěžování, s rostoucí rychlostí hodnoty K~, klesají.Pro-

to konstrukce zatěžované dynaaicky nelze posuzovat podle hodnot K~, určených

při statickém zatěžování. Ani mnohé konstrukce zatěžované pouze staticky nelze

podle takto stanovených hodnot posuzovat, nebot například v oblastech nehoaose-

nit, v oblastech deformeaně stárnutých v okolí svaru, v oblastech zbytkových

- 136 -

pnutí může dojít k náhlému Síření existujících vad [3>4l. Šíření takové trhli-

ny vyžaduje kontrolu podle hodnot dynamické lomovou houževnatosti, s to i u

konstrukcí zatěžovaných staticky.

Zkouäky lomové houževnatosti statické i dynamické jsou zkouSky

pracné a nákladné, vyžadují náročnou přípravu vzorků. ZkouSení dynamické lomo-

vé houževnatosti vyžaduje stavbu zařízení umožňujícího zjiSÍování závislosti

síla-čas (síla-průhyb) při rázovém zatěžování, přináSí také mnoho obtíží s mč-

řenlra sil i vyhodnocováním záznamů.

Yäechny tyto okolnosti vedly k tomu, že se začala hledat souvislost

mezi vrubovou houževnatostí RV a lomovou houževnatostí Kj^, KJCJ- Znfclost kore-

lačních vztahů by byla užitečná jak pro metalurgy, nebot by bylo možno urdit

hodnoty KI C, K

I G < J z hodnot KV, tak i pro konstruktéry, kteří by mohli při na-

vrhování konstrukce použít lomové mechaniky, určit přípustnou hodnotu K~,, ^jcji

pak použitím relace oezi KJ C, Kj

C ( J a RV určit potřebnou hodnotu RV a podle ní

provést volbu materiálu. Hledaly se také souvislosti mezi hodnotami dynamické

lomové houževnatosti KI c d

a statické KI C, závislosti K

I C d a teplotou nulové taž-

nosti NET, mezi tranzitními teplotoni a hodnotami lomové houževnatosti Kj„ atd.

Cílem předložené práce je ověřit apl'.kovatelnost publikovaných kore-

lačních vztahů mezi hodnotami lomové houževnatosti KjC, K

i c d a hodnotami vru-

bové houževnatosti PV v tranzitní oblasti pro vybrané typy čs.konstrukčních oce-

li, pokusit se ověřit i některé dalSÍ uváděné souvislosti raezi veličinami určo-

vanými podle koncepcí tranzitních teplot a mechaniky lomu, popřípadě ukázat no-

vé souvislosti. Sledovali rozSířil i na hodnoty KjC, K

IC(j určené z metody J

I C-

integrálu.

MATERIÁL A PROVÁDĚNÉ ZKOUŠKY

Ke zkouškám bylo vybráno 7 typů konstrukčních svařitelných ccelí, 5

běžně vyráběných a 2 vývojové tyny oikrolegovaných ocelí. Druhy oceli spolu se

základními mechanickými charakteristikami jsou uvedeny v tab.č.l.

TABULKA č . l

MECHANICKÉ VLASTNOSTI VYŠETŘOVAřííCH OCELÍ

Ocel

11373

11523.1

11483.1

C-Mn-Mo-Nbx)

13220.1

C-Mn-Mo-řib-V*2

15222.5

tJif2

302345399410428479570

«PtNmm"2

455

542

549

62?

582

760

678

r

66,468,669,170,070,264,669,9

RV

Jem"2

143127105175

64102

60

x) Vývojové o c e l i mikroleíované

1

- 137 -

Z dodaných plechu o tlouätee 30-50 mni byly vyrobeny zkušební vzorky,

Jejichž orientace byla volena tak, aby se lom Sířil kolmo na směr válcování.

Prováděly se následující zkoušky:

a. statická zkouška tahem:

b. zkouška vrubové houževnatosti na vzorcích s V-vrubem podle ÍSN 42 0381.5;

c . s tat ická ohybová zkouška vzorků pro zkoušku vrubové houževnatosti. Zjiš ío-

vala ae spotřebovaná práce do okamžiku vzniku nestabilního lomu AVg a z ní

hodnota "statické vrubové houževnatosti" RVg;

d. Zkouäka lomové houževnatosti tříbodovém ohybem p ř i statickém zatěžování (K*

70 ta""V ) na vzorcích o tlouäice 25 mm, vySce 50 m:: a vzdálenosti podpor

200 mm. Zkouäka i příprava vzorků probíhala podle návrhu ÍSN f l ] . Při zkouS-

ce se kromě závislosti s í la - otevření trhliny snímala závislost s í la- prů-

hyb vzorku. Tato závislost sloužila k urSení hodnoty J j^-inteirálu u vzorku,

které vykazovaly ví tal plastickou deformaci než připouští norma pro stanove-

ní K1 C.

K určeni hodnot J-_ - ze závis lost i s í la - průhyb jsme použili upruvené Rice-

ovy metody [5]j

e. zkouäka dynamické lomové houževnatosti se prováděla na 30 kpm kyvadlovém

kladivu, upraveném pro zkoušení vzorlrú o rozměrech 15 x 15 x 75, při vzdále-

nost i podpor 60 mm a vybaveném zařízení pro snímání závislosti s í la - průhyb

běhe.n rázu. 2 vyhodnocených záznamů s í la - průhyb se pak určovaly hodnoty

lomové houževnatosti KIC(J a pro vzorky, které vykazovaly deformaci před lomem

hodnoty J I C ( J integrálu. Vzhledem k obtížím spojeným s přesným určováním l o -

mových s i l při rázovém zatěžování [6j, se kladivo spouštělo jen z malé vý5-

ky tak, že rychlost nárazu Sir.ile 1,5 m/s. Této rychlosti odpovídala rychlost

zatěžování K = B.106Nmm"3/'2s"1"

Zkoušky podle bodu a,c,d,e se prováděly v teplotním intervalu od nomál-

oty -196°C, zkoušky vrubové houževnatosti

tervalu potřebném pro určení celé přechodové křivky.

ní do teploty -196°C, zkoušky vrubové houževnatosti se prováděly v teplotnia in-

K ověřování platnosti KIC, KjC[3 podle norem, ke korekci hodnot KIC na

velikost plastické deformace je zapotřebí znát meze kluzu S"„t při teplotě a

rycŕlosti deformace, při které se provádí zkouška lomové houževnatosti. K těmto

'Sčelům jsme užili pro statické hodnoty KT„ hodnoty *•„. uríené při zkouäce ta-

hem př i &B - 1,5 . 10 . Hodnoty dynamické meze kluzu Sj , jsne stanovili po-

mocí tzv. "rate - parametru" I ln | , za předpokladu, že f™ i <£_a , jsou

jednoznačnou funkcí tohoto p&rametru [7] .

( D

kde T - je absolutní teplota,8 sA - frekvenční faktor, mající číselnou hodnotu 10 8 s .

Rychlost deformace př i dynamických zkouškách i^ jsme u r č i l i podle

Tato rychlost je ve velmi dobré shodě s rychlostí deformace v plastické zóně u

fi»la trhl iny při dynamických zkouSkách Jak uvádějí COBTEN, SHOEÍAKES 8 A SCHMIDT-

MAITO, SCHKRBER [ 9 ] .

- 138 -

určit hodnotyPomocí parametru I l n | jsme pak mohli ze statických hodnot &„.

d až do -140°C."kt

VÝSLEDKY ZKOUŠEK

Na obr.í.la a lb .faou vyneseny zjiStínr závislosti statické a dyna-mické meze kluzu, vrubové houževnatosti RV a "statické" vrubové houievnetostiRVS ne teplotě pro oceli 11433 a 15222. Stejné zóvisloeti byly sestrojeny provSechny typy ocelí.

5000

4000 -

3000 -

2000 -

1000 _

-200 -150 -100 - 5 0

teplota(°C)03R.6.1BTEPLOTNÍ ZÁVISLOST STATICKÉ ÍIEZE :XUZU <?"K t l KNAiJICKŽ .V.EZE KLUZU

ť T . t

d , VRUBOVÉ HOUŽEVNATOSTI RV, A "STATICirf: VRUBOVÉ HOUŽEVNATOSTI" HVS

(fa obr.č.2a-2g jsou pro vyäetŕované ocele vynesen;- závislosti sta-tické a dynamické lomové houževnatosti KIC, KICíj« Vyneseny jsou jednak hod-noty KjC uríené výpočtem podle norem (u těchto hodnot byla provedena prvníkorekce na plastickou deformaci), jednak hodnoty KIC uríené prepo£tem z J I C .Tyto hodnoty jsou v grafu odliSeny.

Uvedené výsledky byly podkleden pro ověřování a hledání korelacímezi různými materiálovými charakteristikami vyjadřujícími odolnost protikřehkému poruSenl.

- 139 -

1000

500

-150 -100

teplotat°C) _

- 5 0

O B R . í . l b

TEPLOTNÍ ZÁVISLOST STATICKÉ MEZE KLUZU S j ^ , DYNAMICKÉ KEZE KLUZUffKta» V R U B O V ^ HOUŽEVNATOSTI RV, A "STATICKÉ VRUBOVÉ HOUŽEVNATOSTI" RVS

5000

4000

3000 -

oM

2000 •

1000 -

-200 -150 -100 -50

teplotaCc.)

50

OBR.č.2a

TEPLOTNÍ ZÁVISLOSTI STATICKÉ A DYHAMICKÉ LOMOVÉ HOUŽEVNAŤ OSTÍ KT„, KrnA PRO

VÍSSTHOVANÉ OCELI

- 140 •

S

5000

4000 -

3000 .

2000 -

1000 e

oKT(, if*

•KICd V tÄ I C Z J IC ' /

^ICd z JICd /•

' / ° 70°C >

• / /

11523

-200 -150 -100 -50

teplota(°C)

50

OBR.S.2b

1000-

500-

100 -

-150 -100 -50 0

tepl ota( °C) ! * -

OBR.a.2c

TEPLOTNÍ ZÍVISLOSTI STATICKÉ A D1NAMICKŽ LOI!0'/Í HOUŽEVNATOSTI K I C , KJCI PRO

VYŠETŘOVÁN! OCELI

- 141 -

oj

5000

4000

3000

2000

1000

C-Mn-Mo-Ifb

NDT

-200 -150 -100

teplota (,°C)

- 5 0 50

0BB.6 .2aTEPLOTNÍ ZÁVISLOSTI STATICKÉ A DYNAMICKÉ LOMOVÉ HOUŽEVNATOSTIK IC» K I C d P R 0 OŠETŘOVANÉ OCELI

5000

4000 .

CM 3000 -

2000 -

1000

-200 -150 -100 -50

teplotaCC)

0 B P . £ . 2 eTEPLOTNÍ ZÁVISLOSTI STATICTCÉ A DMAÍ1ICEĽ LOMOVÉ HOUŽEVNATOSTI K,;,, K I 0 d PH0

VYŠETŘOVANÉ OCELI

- 142 -

oM

5000

4000

3 000

20J-0

1000 -

-200 - 5 0

MDT

teplote (°3)

TEPLffl'!;í ZÁVlbLOoľl oIA. 1C..É i-.

PRO VYĽKľri0V/uiÉ OCSLI

LC.O/Š I K I U S E W . T I C Ľ J I " J Q I Í - T

5000

3000 -

2 000 -

1000 .

-200 -150 -100

teplote (°C)

O B E . 5 . 2 ;

- 5 0

VÍSETHOVAÍJÉ OCELI

- 143 -

DISKUSE

Nejprve se budeme zabývat korelacemi mezi lomovou houževnatostí a vru-

bovju houževnatosti v tranzitní obl6Bti. Jan: hodnoty lomové houževnatosti, tak

hodnoty vrubové houževnatosti vjjadřují odolnost proti křehkému poruäení, mezi

podmínkami jejich určování jsou vBak podstatné rozdíly. Tak například mezi určo-

váním statické Kyj, a vrubové houževnatosti RV jsou tyto rozdíly:

a. rozdílná ostrost vrubu - únavová trhlina u vzorků pro KI C, vrub o poloměru

B = 0,25 mm u vzorků pro zkouSku vrubové houževnatosti;

b. rozdílná rychlost zatěžování, statická oproti djnamieké, u rázových zkoušek aai

105 krát vgtSí;

e. rozdílný rozsah plastické deformace před lomen, velká plastická deformace při

zkouäce vrubové houževnatosti, velmi malá u zkouäek K ™ (neplatí pro hodnoty

Kjf, určované z Jjc';

d. lomová houževnatost respektuje energetické pomery v okamžiku iniciace trhliny,

vrubová houževnatost zahrnuje jak energii pro iniciaci, tak pro Síření trhli-

ny.

Vzhledem ke značným rozdílům v podmínkách zkouSení byly dříve závislos-

ti cezi lomovou houževnatostí a vrubovou houževnatostí považováni' ze zcela empi-

rické. Vypracováni koncepce JIC-integrálu a i koncepce ekvivalentní energie väak

ukazuje, že tomu nemusí tak být, B 2e tyto korelace ...ajl i určité, i když ne zce-

la exaktní, teoretické opodstatnění.

Podle PICE et al [ÍO] je možno pro třídobov;? oh;b určit hodnotu JI C-in-

tegrálu ze závislosti sílo P - prihyb y. S jistou nepřesností, připouatřnou autorem,

platí

}

okde b=',V-a, W-výaka, a-dúlka trhliny; B-tlouStka vzorku.

Z rovnice (3) vyplývá, že z práce do lomu, k':eró je představována integrá-lem, lze určit hodnotu J I ( , . Podle experimentálních důkaz! BEQLEYHO, LANDEEE [ l i ]hodnoty KIC určená z J I C malého vzorku, který se porušil po plastické deformaci,jsou totožné a hodnotami IC™ určenýai na velkých vzorcích, porušených v oblastielastických defomací.

Lze teiíy z práce do lonu nelého vzorku určit hodnotu Ejg, kterou lze na-měřit na velkén vzorku, a to je právS transformace, která se provádí pří korp"1"-cíeh mezi lomovou houževnatostí a vrubovou houževnatostí. Ab.v tato korsloce bylaexaktní bylo by nutno při zkouäce vrubové houževnatosti:

a. používat vzorky s únavovou trhlinou do hloubky ™ = 0,5;

b. provádět zkoušky při rychlo3tl zatěžováni srovnatelné s rychlostí při zkouäcelomové houževnatosti;

- 144 -

o . spotřebovanou nírazovou prúci určovat pouze do okamíiku iniciace t r h l i n ; " ,

d. způsob porušení byl p ř i obou zkouSkóch stejný - t j . Stepný. 5ín více t í c h t opožadavků sa nám podař í s p l n i t , tím obecnější korelace bychen ;aí l i obdržet .Přitom bod a) by vyžadoval změnu vzorků, což j e prakticky neprovedi te lné, bol<3) můžeme považovat v t r a n z i t n í o b l a s t i v podsta tě zn aplnEný.

K o r e l a c e m e z i K I C a HV v t r a n z i t n í o b l o s t i

V l i t e r a t u ř e jaou publikovány dva vztehy mezi PY s s ta t ickou lojovouhouževnatost í .

BARSO.V! a HOLi'2 [12] n a l e z l i vztah

K I C = 1OO(RV)3/4 , ( r t a ~ 3 / 2 , J c m " 2 ) , U)

zatím co SAILORS a CORT3! [13] n a l e z l i vztah

KIG = 410 (HV) 1 / 2 (_Nm;ir3/2, J cm" 2) (5)

P ř i ověřování t ř e h t o vztahů jsme postupoval i tak, že js^e p r o l o ž i l ikřivku p ř i horní h r a n i c i rozptylového pí.ss.n hodnot HV o k hodnotám určenvn z t i -t o křivky jsme p ř i ř a z o v a l i hodnoty Kr^.

SAILOHS a COOTEK [ l 3 ] doporučují provádět korelace pouze v o b l a s t i hcí-not HV Í3,5 - 85 J cm" 2 . Pid n iž í ích hodnotúch HV se nutně IMISÍ projevovat ztrít;.-c n e r r i e (n&příklad k i n e t i c k á ener-;ie vzorku) vySSÍ hodnoty než 35 J c:.; n%uv=-jovat proto, sbychoa se nedos ta l i do o b l a s t i prahových hodnot, 1-ie Ion. .jo ZCPIÍhouževnatý.

Hodnoty K-*n v z í v i s l o s t i na RV jsou v lo;aritn.ick,vch souřr.dnicíc! vyne-

seny na o b r . č . 3 . Je zře.iir.é, že ani rovnice (4) , a n i rovnice (53 n e . i ž e nopsat

z j i S t ř n é experimentální z á v i s l o s t i a vzhledem k rozptylu nelze ani vv.bec n( vrhnout

zi5vislosí iiezi K I C a HV«

7-.'nesene-li J á v i s l o 3 t i PCT.-, ne HV Evlúňt pro kradou ocel •z.ji3tl:..o, .":a

pro nčkteré oce l i l ze n a l é z t korelece nezi K I C o ř!V ve tvnru

XI C = A CHV)n (6)

hodnoty koeficientů A o n se v:"iok -.lni od o c e l i k oes i i (vis t f b . č . 2 ' .

ICorjlsčni z á v i s l o s t i není 3:ožno vi'bec s tanovi t pro ocel i 11373, 11523,

11483, u nichž doch.-Szí jen !c ^olé.-u p ř e k r j t í t r a n z i t n í ob las t i vrubovŕ lioulDvn."-to-

s t i T!V a intervalu t e p l o t , ve kter.Ji. b;l;, určen;., hoinot; K I C.

- 145 -

O

2 0

1 0

5

2

1

000

000

000

0QO

000

A

A

0

[ •

a

x

•

K I

C-Iín-ilb-Nb-V

C-Un-:.'.o-Nb

11373

11483

11523

13220

15222

A xA

c = 41O(HV^1/2[13]

o

• ° •

•r-v" ô • ť

•ž*w

C=12O(T!V)3/'4[12], . 1 . . . .

5 10 20

HV (<J c m " 2 ;

100

OER.č.3HODNOTY STATICKÉ LO.AJVÉ HOUŽEVNATOSTI K I C V

MA VBUBOVŠ HOUŽEVNATOSTI RV

TA2ULKfc £.2KOEFICIENTY S0VMI3E K I C = A(RV)n P3TNĚKTE3Í riG3TŠ0VANB OCELI

Ooel

1 3 2 2 0 . 1

15222-5 '

C-lIn-Mo-Nb

'j-:ín-;^D-Nb-v

A

275245234190

n

0,44

0,37

0,315

0,68

K o r e l a o a m e z i v t r a n z i t n í o b l a s t i

Pro závisloBt dynamické lomoví houževnetoati KIC(J na R7 s t o n o v i l i

SAILOHS a CORTEN ^13] vztah

(7)K i c d = 450 ( R V ) 0 ' 3 7 5 (!ímm" 3 / 2 , J cm"2.)

- 146 -

Hodnoty Xjpfl v z ú v i s l o t i na 3V pro vSech 7 mater iá lů v; neseno no o b r . í . 4 dobřes p l ň u j í t s n t o v tnh . Pi-izkc reprezentovaná rov . (7) prochází středem r D z p t j l o v t -ho pusu s představuje tedy s t ř e d n í hodnot;,' K I c ä . Pr<- xinia<ilní hodnot;, "j..,^(dol-ní hranice rozptylového pásu) lze psát rovnici

:<T-;f = 350 lav) ° ' 3 7 5 CNm,"372 , J c:n-2) ( 8 )

l a t o rovnice a-j .:. ID uiĹv^t .iSnis'.álnl hoJnotvn;. r o z p t y l ?.V i Kj„d o b i r J a t .

K T r , j , k teré je :co2no i a ohlede?.

KorelLoe ...ezi ilj-^ Ľ "V je po.lstutnt lepľ.í nei .:orel!.C3 .'ľjO vc ?V n ľ.1!obecn ' jS i p l a t n c c t . ..o-.niv;.t:.'.o ne, .? obecrj'.iSl p l c t n o s t i-iorolnca Ľpo2ív;j v ton,.:o byl vyloučen v l iv rc". ' . í ln^ r jChlcs t i ze ti' .'ovíní pi-i z!:ou.ri'.::';ch l o .ovc' o vrubov:'!iou.'.ivnt.toKti. VBIIIOU vr'hoicu t ' t o jorolaco jn t;.::.í t o , ;>:• ' i lzo nplii:ov;it provEechn;,1 v;. "ot.-ovĽní o c e l i , r)J:iot t ľ^r . i i tn í o t l t s t vrubov' houžovni-toati i oblost:.7-'"n,",'cl! Ko-Jnot Iľ, ,,, cr n'JCh.'i:;!;. VÍ ste,-'n-'::, teplotní::, i n t e r v i l u .

;: o r o 1 '- c e " 1 2 t ?V v t r a n z i t n í o b 1 t. Ľ t i

íic inot;. .TT„ v z ' v i s l c s t i p.'j ?7 jr.ou v n e s e n y n.- obr.č.5 pro vľ^echvj"etŕovon5 c c e l l . I I;-";; i: holr.ot; .:T„ leží v i o c t i 5iro>j-. rozptylov i.:, p 'ST.Ulze pro utřednl ho'.not: .;--, n o - ' z t vztLh

•: I C = 2 4 0 17=Y)3 J

a pro ..-.ini-i-.'-lni fco^not;,

• V I 3 " ''' v " G 'LS=..'."J/2 , J c : - ^

lomo

2 000

A z~.:si- ;o-!ib-v

o 11373

• 114S3

Q 11523

x 13220

• 1Š222

l . 11 o

oni.s..i

- 147 -

5000

2000

1000

500

ô C-Mn-Mo-Nb-V

t, C-Hn-lío-Nb

o 11373

• 11483o U523

x 13220• 15222

- KIC=45O(HV)0'375 ^O**£,

-

A

• A • o ^

10 20 50 100

RV(J

OBR.5.5KORELACE MEZI STATICKOU LOMOVOU HOUŽEVNATOSTÍ"STATICKOU VRU30V0U IIOUŽEVNASOSTÍ" HV_

Tato korelace není obvyklá, protoZe s t a t i c k á zkouäka chybem vzorkůpro zkouSku vrubové houževnatos t i není p ř í l i š r o z ä í r e n o u zl:ouäkou, má v5ako p r o t i k o r e l a c i mezi K I Q a RY t j t o výhoůy:

e. není zatížena rozůilnou rychlostí zatěžováníb. př i určování spotřebované práce ze statického záanamu síla-průhyb lze brát

práci pouze do okamžiku iniciace lomu.

Tyto skutečnosti vedou zřejmě k tomu, že také teto kirelace dáválepší výsledky než korelace mezi KIC a S i s lze j i aplikovat pro väechny vyšetřo-vané materiály.

S o u v i s l o s t m e z í s t a t i c k o u a d y n a m i c k o u l o m o -

v o u h o u ž e v n a t o s t í

Vzhledem Je obtížím s určovania dynamické lon>"vé houže-"natosti KjC(Jfby-lo by velmi užitečné znát způsob transformace teplotní závislosti KIC na teplot-ní závislost KIClj.

BARSOÍÍ a ROLFE [12] ukázali, že teplotní závislosti statické a dynamic-ké lomové houževnatosti jsou vůči sobě posunuty o teplotní rozdíl, o které jsouvůči sobě posunuty přechodové křivky "eéatieké" a "dynamické" vrubové houževnE-t o s t i v dolní oblasti přechodových křivek.

- 148 -

PředpovědSný průběh teplotní závislosti XI C Ů 1

na základě posunuti,

určeného pro hodnotu HV = 12,5 Jem" je vyznačen v obr £.2a-g. U vStíin;,' oce-

lí jsme obdrželi dosti dobrý souhlcs a experimentální křivkou KT M, pouze u

oceli 11523 je takto uríené posunutí nedostačující.

ZÄVÉRY

Pro vySetřovených 7 svořitelnýoh konstrukčních ocelí bylo zjir.tí-no,

1 . ne lze nalézt obecný kore lcční vztah mezi vrubovou houževnatosti !ÍV i. hodno-

tami s te t ickó lomoví houževnatosti KTQI n a p r o t i tomu lze odhalnout s po;:.řrně

dobrou přesnost í hodnot;1 XTQJ Z hodnot vrubov, houževnatosti RV i hodnoty

K I C z hodnot " : t e t l c k é vrubové houževnatost i " . Př í s lušné korelační vztahy

jsou v práci uvedeny;

2 . posunutím t e p l o t n í z á v i s l o s t i KJJ, ne ose t e p l o t o t e p l o t n í r o z d í l , o Irterý

Jsou vůči sobí posunuty ne ose tep lot kří.vkj s t a t i c k é a dynamické vruboví

houEevnatosti, l ze pro vPtainu ocelí zíslict p ř ib l i žnou předpovča t e p l o t n í

z á v i s l o s t i dyna:.iickr loxovó houževnatosti Kjn^.

LITE3ATUHA

flj ZkouSenl lomové houievnstosti K™ při rovinné dpforaaci.

Návrh CSU.

[2] ASTM Standard B 39S-72: Pl&ine strein frscture toughness of aetellic

xaterials

[3j C.S.TUnřJEH, C.J.RADON: Frecture 1969, Brighton, Proc.of the Sec.Int.

Conference on Frecture, Paper 4

[4] J.O.:.IKSKLE: Trsns.ASilS, J of Basic Engn£.93 (1571), 97

[jj] .'tokroskopická odolnost proti Síření t r h l i n p ř i eleato-plastickáa ne^.á-

hóní. Vj'zkuxná zpráva ÚFI.Í ČSAV, bude vjdínt v

roce 1975.

[6] J.MAN, J.HOLZilArfN: JISI 208(1970), 199

[7] P.E.BENHET, G..M.SINCLAIR: Třena.ASľiE, J .Bas ic Enen£.S8tl9ů6), 513

[S] H.T.CORTEN, A.K.SHOEÍAKEB: Trans.ASilE, J .Bas ic Engng.89 (19<57)|í?6

[gj E.SCřftlIDT.MNN, H.SCHERBEH: .Meterialprufung 15 (1973), 73

[Í0] J.B.RICE, P.C.PAHIS, J.G.11ERKLE: ASTI.Í STP 536, s.231

- 149 -

[ l i ] J.A.BEGLEY, J.D.Lanäsa: Fracture Toughness, ASTÍÚSTP 514, s . l

[12] J.a.BARSOH, S.T.ROLFE: Impact Testing of ..letela, ASTi! GTP 466, s .251

[13] R.H.SAILORS, H.T.CORTEIJ: F r t c t u r e TouĽhnesa, AST..! 3TP 514, 5.IÓ4

- 150 -

POUŽITÍ LINEÁRNÍ MECHANIKY LOMU ( K I o ) K HODNOCENÍ HOUŽEVNATOSTIVELÍCÍCH VÍKOVKu" Z OCELÍ STŘEDNÍ PEVNOSTI

J.DOKOUPIL

STÁTNÍ VÝZKUiiiNÍ ÚSTAV MATERIÁLU

PRAHA, ČSSR

ÚVOD

U s t ro j í renských výrobků, které se vyznačují velkou tlouSlkou a t ě -ny e někdy pracuj í za snížených provozních t e p l o t , jEko jsou nepřiklad oběž-ná kola turbin a kompresorů musíme p o í í t c t Be zvýSeným rizikem j e j i c h poruňe-n í křehkým loden.

Jedním z k r i t e r i í , které umožňuje experimentálně hodnotit odolnostkonstrukčních mater iá lů p r o t i rozvoj i křehkého porušeni je kriterium t z v . l o -mové houževnatosti K I o C 1 I 2 J 3 , 4 ] . Toto p o j e t í hodnocení houževnatosti vy-chází z předpokladu ex i s tence vod typu t r h l i n v materiálu a dovoluje kvant i-t a t i v n ě posoudit kombinovaný účinek napětí a v e l i k o s t i t rhl iny v konstrukci ,k t e r é mohou vést k r o z v o j i křehkého, bezdeformačního lomu [ 5 , 6 , 7 , 8 , 9 , 1 0 , 1 1 ] .

V příspěvku j e uveden příklad p o u ž i t í l i n e á r n í mechaniky loau (lomo-vé houževnatosti Kj ' k hodnocení houževnatosti dvou oce l í typu NiCrMoV ECrNiMo ve tvaru rozměrných výkovků určených k výrobě rotu j íc ích č á s t í pracu-j í c í c h za snížených provozních t e p l o t (v okolí - 30° C, případní t e p l o t n i ž -Cích) . Výkovky byly tepelně zpracovány na mez " 0 , 2 v tahu > 650 MPa,

CÍL A METODICKÝ POSTUP ZKOUŠEK

Cílem experimentálního programu bylo předevSín:

B . Vzájemně porovnat houževnatost výkovků na základě k r i t e r i a K I e . Hodnocení

Houževnatosti bylo provedeno výpočtem kr i t ických rozměrů vad typu povrcho-

vých t r h l i n schopných iniciovat rozvoj křehkého poruäení výkovků v místě,

kde je předpokládáno ne jvě t š í provozní napět í 6" t j . v o b l a s t i j e j i c h ná-

boje, v z á v i s l o s t i na poměru p. a předpokládané provozní t e p l o t ě

( A , - 3 5 ° C ) .

Houževnatostí v tomto případě rozumíme schopnost konstrukčního materiálu ome-

zit lokální maximální napětí v bezprostřední blízkosti čela trhliny plastic-

kou deformací.

- 151 -

b. Ověřit možnopoi rozšíření oboru platnosti l ineárni mechaniky lomu připoužití zkušebních těles o tlouStkéch menäich, než předepisuji doporu-čení a návrhy norem r i | 2 , 3 | 4 ] , t j . o tlouäíkách B < 2 , 5 ( KIfi ) .

V. 0,2 /

o. Ověřit možnosti korelace naměře-iých hodnot lomové houževnatosti KIo a hod-not vrubové houževnatosti RV zjištěních na tyčích s ostrém V- vrubem podleCHARPI.

Hodnoty lomové houževnatosti KIc byly zjiSÍovány na zkušebních tě le-sech tjipu CT tlouSÍky B = 40 mm (výkovek z oceli NiCrMoV) a B = 50 mm (výko-vek z oceli CrHiMo) 8 nncyklovanými únavovými trhlinami. Zkušební telesa CTa tyče pro zkouSku tahem a zkouSku vruboví houževnatosti Dyly odebrány prozkoufiku tahem a nJ-ouíku vrubové houževnatosti byly odebrány z oblasti nábojea věnce výkovku v tangenciálním směru a označeny NT a lít (N-náboj, V - věn^c,T-tangencirilní směr).

Výpočet hodnot lomové houževnatosti K l 0 byl proveden prostřednictvímrovnice Cl»2»3,4]:

P a 1/2 3/2 5/2 7/2 9/2

K / 2 9 ^ | f" i" ) " 1 8 5 » 5 ( -^->+655,7( -|-)-1017(-5j-)+638,9(-f->/ (1)

V rovnici (1) je: Kl - tzv. předběžná hodnota lomové houževnatosti,

P. - sila odpovídající zatížení v okamžiku rozvoje únavové trhliny ve zkuBeb-

ním tělese, B,W - tlouBÍka a Šířka zkuSebního tělesa, a - délka vrubu s trhli-

nou ve zkuSebním tělese.

V případě, že zjištěná hodnota fC vyhovuje podmínce:

kde 6*0,2 Je mez 0,2 v tahu zjištěná při odpovídající zkušební teplotě [1,2,3,4]je hodnota K označena Jako lomová houževnatost KI(J, t j . Kl = KI(;.

Kritické rozměry vad typu povrchových trhl in ve vztahu k předpokláda-nému provoznímu napěti 6* u provozní teplotě byly vypočteny podle rovnice na-přiklad[l2,13]:

K lc 2( >

respektive z rovnice:

akrit » T^Š [ Z F ^ T " ] U )

kde: a ^ ^ - kritická hloubka povrchové trhliny, Q - tzv. parametr tvaru t r h l i -ny, z - součinitel bezpečnosti x = '

- 152 -

VÍSLEDKY ZKOUŠEK

V tabulkách č . l a 2 Je uvedeno chemické aloženl sledovaných vý-kovků a jejich základní meehanieké hoánoty. Na obr.6.1,2,3 jsou vynesenynaměřené hodnoty RV, K-, ^"0,2 a (—Í2 ^ v závis lost i na zkufiební teplo-t ě a vyznačení oboru p la tnost i l ineární mechaniky lomu podle rovnice (2).

TABULKA £ . 1

Výkovek

NiCrMoV

CrNiMo

C

0,26

0,23

Mn

0,47

0,64

S i

0,16

0,23

P

0,015

0,016

S

0,024

0,008

ľíi

2,96

1,05

Cr

1.41

1,67

Mo

0,48

0,63

V

0,08

TABULKA 5.2 t = 20 C

Místoodebrání

H

V

Směr

odebrání

T

T

Výkovek

NiCrMoV

CrNiMo

NiCrMoV

Mez ffO,2

v tahu

(MPa)

800,0

665,0

820,0

Mez pevnosti

v tahu S"pi

(MPa)

924,0850,0

930,0

Tažnost

(%>

19,319,0

21,5

Kontrekce

y(%)

63,467,0

64,3

Příklad závislosti vypočtených kritických hloubek povrchových t rh l in \ r í t

C orientovaných ve směru radiélně-axiélním, t j . kolmo k tangenciálnímu nopětl 6"v oblas t i náboje výkovků) schopných iniciovat rozvoj křehkého poruSení p ř iprovozní teplotě -35°C na poměru fl-fa g J e znázorněn na obr.č.4. Na obr.č.5je vyneaena závislost hodnost KQ na výrazu g ( g ) g a vyznačením oborup l a t n o s t i l ineární mechaniky lomu podle vztahu ' ^ ( ^ 0 g ) 5 0,4 odvo-zeného transformací rovnice (2). 2

Korelace naměřených hodnot ( — Í S — ) a výsledků zkouSek vrubové houževna-t o s t i BV ze zkouSek zkuSebních těles a ty í í odebraných z oblasti náboje vý-kovků orientovaných v tangenciálním směru je na obr.S.6.

- 153 -

X 50

- 2 0 0 - 1 5 0 - 1 0 0 - 5 0

0BR.5.1

ZÁVISLOST VRUBOVÉ HOUŠEVHATOSTI RV NA ZKUŠEBNÍ TEPLOTĚ

- 1 5 0

OBR.8.2

ZÁVISLOST LOMOVÉ HOUŽEVNATOSTI IC, RESPEKTIVE Kj A MEZE «*0,2 V TAHU NAZKUŠEBNÍ TEPLOTÍ

- 154 -

I ( , C J

0BR.S.3 2

ZÁVISLOST ( = — RESPEKTIVE

NA ZKUŠEBNÍ TEPLOTĚ

- 155 -

120

0,25 0,50 0.75 1,00"5=072

O B R . S . 4

ZÁVISLOST KRITICKÍCH HLOUBEK VAD TÍPU POVBCHOVÝGH TBHLIN

a k r i t M A

0,2(T= -35°Cj ZKUŠEBNÍ TĚLESA NT)

- 156 -

150 —

100

0,2 0,4 0,£ 0,8

OBR.5.5

ZÁVISLOST K_ RESPEKTIVE KI e

NA HODNOTE

ROZBOR VÝSLEDKŮ ZKOUŠEK

Porovnáním průběhů hodnot vrubové h o u ž e v n a t o s t i RV a lomové houžsv-

n a t o s t i Kj ( o b r . S . l a 2) naměřených na zkušebních t ě l e s e c h odebraných v t a n -

genciá lním směru z o b l a s t i náboje výkovku (lede j e předpokládáno n e j v ě t a í provoz-

n í n o p ě t í (T v r o t u j í c í m výrobku) j e zřejmé, že v o b l a s t i předpokládaných provoz-

n í c h t e p l o t ( ~ -30°C) j e houževnatost o c e l i NiCrMoV podsts tně vySSí než houžev-

n a t o s t o c e l i CrNiMo. Zvýäená p ř í s a d a Ni z ~ 1% na rvj,% u o c e l i NiCrMoV zřejmě

p ř í z n i v ě o v l i v n i l a t a k t o hodnocenou houževnatost v okol í t e p l o t y -30 C. Podobný

markantní r o z d í l v h o u ž e v n a t o s t i sledovaných o c e l i j e v i d ě t na o b r . 2 . 3 , kde

hodnota/L—JSS í representuje nejen veličinu klasifikující rozměr plastickéV. 6*0,2 /

zeny, která se vytváří v bezprostřední blízkosti čela trhliny, ale má především

- 158 -

ZvýSením provozního nepčíí £T například na hodnotu <JQ o = 1 i ° zr,en?í se •

podstatne vypočtení kritické roznůry trhlin a Siní G

k r i t * 10 mír. u oceli NiCrCoV

a Sjjrit •' 5 a u oceli CrNi..io. Z tohoto porovnání vyplývaj ie k odpovčdriďr.u hod-

nocení houževnatosti ocoll podle •kriteria losové houževnatosti Kj ::neln'.e dobře

znát stav napjatosti v (rxponovanť.ii místř součásti běhpL-. jejího provozu. Je t ř e -

oa zdůreznlt, že takto vypočtené rozměry trhlin jsou roziěry kritické, tzn.

schopne1 iniciovat, rozvoj křehkého IOT.U ve výkovcích, "Přípustné" velikosti vaí

z j i r t íné například nedestruktivní kontroloi' buáou pochopitelní :..nohon:isobnC

nenSí. Je-jich "přípubtnrí" velikost bule zúleiet přeJeviim n» podnínkiách'provo-

zu součásti (možnosti Síření výchozích v:-J 'inovovýai proces;., korozívni r.i účin-

ky apod.).

1 K "Přímková zívislost nu;: zřených vclii in ;C- na n '• w^ ^~ l'tolvr.í ťi)

K> 2 • l ' i o i do h o d n o t h ( -nrr-z ) ě « O , ' j j u o c e l i NľírMoV n = <~> C.Ĺ2 u o c e l i Crľ.T'onís opravňuje předpokládat, io obor použi t í lo::.ové l.oulevnatosti K, k hodnoce-ní houževnatosti těchto o c e l i l ze r o z f í ř i t 5 př: p r i b i t í /'••.uiebnien t e l e n t l o i ; . t -ky U fel,3( gjQ 2 ) u o c e l i NiCrľ'oV a B š l , 6 ( ^ — ! ' ., oceli ľrl.'i o (jak vy-plývá z transformovaní rovnice ( 2 ) ) . Pololmý vztĽii í ^ i s.;iňtfn v pr/.ci [_l'ť] p í ; .hodnocení houževnatocti o c e l i s t ř e d n í pevnosti t,->,pu A 517. Obr.'.ií iolrazu.ie, .";ee x i s t u j e korelace sez i hodnotaui lo;.iové hou.:evnato.5ti Y.,n '< hadr.otL;.i vrjbovéhouževnatost i r!V podle CHARPY Ql5]• Grafická z á v i a l o s t těchto ve l ič in íno.ňuicpoí.adovat zýrukj mininýlnlcn hodnot vru'uové hou"evriotosti TI z . j i ' t 'í'ch' na t;,-áích podl= CiWťíPI V p ř i předpoYláďinr provuaní t e p l o t e ve v. tul,:: s ho n e t s ' :

Kle \ 2

7ÁVY3

Z v/'slsiltú experi:::ontilnlho pľo.,ra..u I Ľ Í i'or.-.ulovjt n '.alo Vi/ioí -.'v -

a. Hoinot; lo-ovi1 hoyievnůtost i -:T. a pfedov'-:í^ hoilnoti —sr j ?ao\i vl.oln1.'

k r i t e r l e n pro posuzování o i o l r o ^ t i ocel í s t ř e d n í pevnosti p r o t i póru:!" 1 ! !

křehkým lo;,:orj, zej.'.-'nti .je1n'i-li se o v.vroh'.- s v ! t r , í t loiiatíou stí ',• pronuj l-

oí za snt.enjch provozních t e p l o t , r'vy'.on í pžlsul i . Mi u oc-?li Iíiľr cV ve

srovnaní s ocel í CT'.'.Í.'.O pŕíznivô ovlivnil•' tt^kto hojnocínou Iio*.:evn!.':o3t v

okol í pŕedpoklĽ; i^n'' provozní toploty A/ - 3 " "•

b . U nĎktor,yih t;p-5 ocoi i s-tre'.ní pevnosti (pr í lev : í - zu'lechtŕn. 'ch c e l í t;;pu

ľ.'iCr-'.oV, CrMi.,:o «po>:>) je mo.'no nvi; ovt-t o ror . " i rení oboru p o n . i t í ; : r i t e r i '

lomové hon:"evnotosti K l c k hodnocení ;ej ich ho1: evnůtoatl i pri po-^.iti

zkuíebnich t M e s o tlo'ľ v tk' iei;, k te ř í vj.iovu.ií poäu.ínca:

fi. " : í i s t u : o kornlici; ::.ezi ho3no::.::.i lo-iovŕ hou.'evnatooti K. >• 'lo.not..- i vruto-

v-j hou.evnetost i =>V, k t e r J ve vzttrm k ..iez i ^ O , ' v t^iiu !pŕíp_jT? k -e^.

- 159 -

klusu * " « T tabu), k provocnlnu napěti 6" a p r o v o z n í t e p l o t S dovolujep o i a d o v a t záruky doatateoná odolnost i některých s t r o j í r e n s k ý c h výrobkůp r o t i r o z v o j i křehkého poruBsnl na t i k l á d ě výs ledků zkouSek provedenýchna o t a n d a r d n í c h t y í l c h (a tady 1 méně nákladných) p o d l e CHARPY. V.

LITERATURA

[1]

[2]

[3]

[4]

[5]

[6]

[7]

[8]

Standard Method of Teat for Plane-Strain Fracture Toughneas of Mate-

r i a l s . ASTU E 399 - 72, March 1973

Methods for Flana-Straia Fracture Toughness KI(J Teeting.Brit ish Štandarda Ins t i tu t ion DDj : 1971

OpredSleniJe vjazkosti razrusenija KI(J p r i atatlčeskom nagruženii.

Doporuíenl RVHP, -677.0263.3 - 70

Zkouäeni lomové houževnatosti K l c při rovinné deformaci.

Návrh 5SN 420347 (v tisku)

H.D.GREENBERG a .J.

D.V.THOHNTON:

F r a c t u r e Toughness of Turbine-Generator Rotor

F o r g i n g a . Engineering F r a c t u r e Mechanics, v o l . .

1 , 1970, pp.653-674

F r a c t u r e Toughness of Alloy S t e e l s Used In

T u r b o g e n e r a t o r Components". Engineering F r a c -

t u r e Mechanics, v o l . 2 , 1970, pp.125-143

G.S.VASILČENXO a J . : Pr lmeneni je t e o r i i l i n e j n o j mechaniky razru&e-

nije k ocenke proínosti turbinnych rotorov. Pro-

blémy Pro8noati, 1972, No.9, str.22-26

I.P.KBJANIN a j .

[9] I.L.MOGFORD:

[10] M.ORNA:

f l l ] J.DOKOUPIL:

Primenenije mechaniky razruSeni ja d l ja vybora

materiálov i ocenki tabotosposobnosti d e t a l e j

a defsktami. Přednáška na konferenci: Materiá-

lové vady ocelových výrobku. Mariánské Lázně,

1973

The Analysis of Catas t rophic F a i l u r e s . The

P r a c t i c a l Implications of Fracture Mechanice,

Spring Meeting, 1973, 27-29 March.

Hodnoceni výkovku koncového disku turbiny 50O4IW

z hlediska křehkého p o r u š e n i . Výzkumná zpráva

ŠKODA o . p . Plzeň, Tp VZ-55/72, 1972

Zprávy SVŮI S.5O13, 2105, 2588, 3913, 1972-74

- 160 -

[12]

[l3] E.T.WESSEL, T.R.MA3ER:

W.F.BRCWN, J.E.SRAWLEi: Plane Strain Crtck Toughness Testing of HighStrength Metallic Materials.ASTM STP 410

Fracture Mechanics Technology as Applied toThick-Walled Nuclear Pressure VesselsConference of Practical Application of Frac-ture Mechanics to Pressure-Vessels Technology,London, May 1971

[14] J.M.BARSOM, S.T.ROLFE: KI(, Transition-Temperature Behavior of A 517-FSteel. Engineering Fracture Mechanics, vol.2,1971, PP.341-357

[l5] J.M.BARSON, S.T.HOLFE: Correlation Between KI(, and Charpy V-NotchTest Results in the Transition-TemperatureRange. Impact Testing of Materials, ASTM STP466, 1970