<<
>>

Кинетическая диаграмма усталостного разрушения

В последние годы получило широкое распространение прогнозирование усталостной долговечности с помощью представлений меха

ники разрушения. В основе этого подхода положена связь скорости роста усталостной трещины da/dN в условиях одноосного растяжения с максимальным коэффициентом интенсивности напряжений К1тах.

Аналогичным образом связывают da/dN с размахом (амплитудой) коэффициента интенсивности напряжений АК.

При испытании на усталость широкой пластины, содержащей центральную сквозную трещину длиной 2а или боковую трещину длиной а, соотношение между размахом приложенных напря- Рис. 5.31. Кинетическая диаграмма жений До и величиной ДК опреде-              усталостного разрушения

ляется выражением ДК lt; Дo^fna.

В рамках подобного подхода развитие усталостных трещин представляется в виде кинетических диаграмм усталостного разрушения, изображающих зависимость скорости роста трещины от наибольшего коэффициента интенсивности напряжений К1тах или его размаха (амплитуды) ДК при постоянном коэффициенте асимметрии цикла нагружения R (рис. 5.31).

Полные кинетические диаграммы усталостного разрушения заключены между пороговым коэффициентом интенсивности напряжений Kth, ниже которого трещина не растет (растет с бесконечно малой скоростью), и критическим К{с(циклической вязкостью разрушения), при достижении которого наступает долом образца. Обычно средний участок начинается при скорости, близкой к 5 нм/цикл, а оканчивается примерно при 1 мкм/цикл. Часто Kth и ДKth определяют из условия, что скорость роста трещины составляет 1 нм/цикл.

Если по оси абсцисс отложено ДК, то асимметрия цикла нагружения обычно мало сказывается на среднем участке, однако сильно влияет на нижний участок. Верхний участок, где пластические деформации около вершины трещины максимальны, наиболее чувствителен к геометрическим размерам образца, особенно к толщине, но благодаря высоким скоростям роста трещины наименее подвержен влиянию среды.

Для срединного участка диаграммы усталостного разрушения наблюдается зависимость, получившая название уравнения Пэриса1:

da/dN = С{АК)п,              (5.4)

где da/dN - скорость роста трещины, С - постоянная материала, п - показатель степени.

Для большой группы материалов п варьируется от 2 до 6, но чаще п = 3 -5- 4.

В общем случае на кинетической диаграмме усталостного разрушения выделяют три участка (см. рис. 5.31). В стадии стабильного роста трещины II различают подстадии Ila, 116 и Пв (см. рис. 5.28). Подстадия 116 совпадает с участком 116 на кинетической диаграмме усталостного разрушения, где применимо уравнение Пэриса.

На рис. 5.32 приведены результаты испытаний на усталость сталей 10ХСНД и 09Г2С. Компактные образцы с краевой трещиной для определения скорости роста усталостной трещины вырезали из листа толщиной 20 и 36 мм для сталей 10ХСНД и 09Г2С соответственно. Форма, соотношение размеров и размеры образцов выбраны в соответствии с рекомендациями РД 50-345-82.

В интервале da/dN = 2 • (10'4-г-10'2) мм/цикл связь da/dN с ДК для обеих сталей с феррито-перлитной структурой описывается соотношением (5.4) (рис. 5.32). Применимость этого соотношения подтверждается для исследуемых сталей при R= 0,11 -^0,50. Значения п в соотношении Пэриса для сталей 10ХСНД и 09Г2С колеблются в узком интервале от 3,02 до 3,3.


В усталостной зоне изломов сталей 10ХСНД и 09Г2С видны отдельные участки с усталостными бороздками и фасетками межзеренного разрушения (рис. 5.33). Остальная поверхность разрушения образована бесструктурным рельефом. Ширина усталостных бороздок А несколько возрастает с увеличением А К (см. рис. 5.32). Однако значения А варьируются в довольно узком интервале значений: от 0,15 до 0,40 мкм. В целом не обнаруживается полного совпадения значений da/dN с А для сталей 10ХСНД и 09Г2С при значениях А, практически на два порядка меньших, чем размер зерна феррита d.

Ситуация совпадения значений da/dN и А установлена нами для сталей 10ХСНД и 09Г2С при испытании на усталость с R — 0,22 + 0,23.

Совпадение значений da/dN и А при А К = 22 -=- 29 МПа • л/м - для Fe и А К = 36 -г- 37 МПа • Vm для стали 12ГН2МФАЮ наблюдается в железе и термоулучшенной стали 12ГН2МФАЮ (рис. 5.34). Испытания проводили на плоских образцах с краевым надрезом толщиной 10 мм (/ — 10 Гц, R = 0,10). Для Fe со структурой полиэдрических зерен о-феррита при А К lt;22 МПа • Ум величина А практически не зависит

от Ai?, достигая 0,35 мкм (см. рис. 5.34). Существование некоторого порогового значения AKth = 36 МПа • л/м, ниже которого Д = const, выявляется и для стали 12ГН2МФАЮ. Независимость Д от ДК для стали 12ГН2МФАЮ наблюдается также при AiC gt; 47 МПа* Vni (см. рис. 5.34). В стали 15Х2МФА также существует область значений ДК, где Д постоянно и при температурах испытания -5 и -40 °С составляет 0,16-0,20 мкм.

Анализ фрактограмм Fe и сталей 12ГН2МФАЮ, 10ХСНД и 09Г2С показывает, что участку линейной зависимости \g(da/dN) от IgAFf, где совпадают значения da/dN = Д, соответствует появление на поверхности разрушения только усталостных бороздок. Так, для Fe при ДК lt; 22 МПа • Vm на поверхности разрушения видны фасетки кристаллографического сдвига типа представленных на рис. 2.45, б.

В стали 12ГН2МФАЮ при ДК lt; 36 МПа* Vm в изломе присутствуют фасетки межзеренного разрушения. При ДК = 36 МПа*д/м доля фасеток /м = 20%. При ДК gt;47 МПа • ~\[m усталостные трещины распространяются по механизму не только образования усталостных бороздок, но и зарождения, роста и коалесценции пор. Наличие развитых зон пластической деформации в пределах участка Пв на кинетической диаграмме усталостного разрушения обусловливает влияние неметаллических включений на фрактографические особенности разрушения конструкционных сталей.

Так, повышение в стали

08Г2ФБ (феррит + перлит) содержания сульфидов MnS приводит к росту не только доли ямочного разрушения на поверхности излома (подстадия Пв) (рис.

5. 35), но и А (рис. 5.36). Размер сульфидов MnS в плавках Б и В стали 08Г2ФБ составляет соответственно 3,2 ± 0,8 и 4,0 ± 0,6 мкм [162]. Однако эти плавки различаются объемной долей /н в частиц сульфидов. Повышение в плавке В по сравнению с плавкой Б содержания серы от 0,015 до 0,032% приводит к повышению fHB от 1,13x10 3 до 5,25x103 мкм3.

Ямки в зоне стабильного роста усталостной трещины по-

Рис. 5.35. Ямочный рельеф в зоне Нв усталостного излома стали 08Г2ФБ.

СЭМ. х 1200

являются в стали с повышенным содержанием сульфидов при меньшей длине стабильной трещины аст (см. рис. 5.36). При аст = 1 мм доля ямок в изломе плавки В в 6,5 раза больше, чем в плавке Б. Различие в доле ямочной составляющей сохраняется по всей поверхности излома в пределах Нв участка кинетической диаграммы усталостного разрушения. В пределах аст lt; 1 мм значения Д в сравниваемых плавках стали 08Г2ФБ одинаковы. С дальнейшим ростом аст gt; 1 мм разница в величинах Д возрастает.

Наличие в структуре стали повышенного количества MnS, инициирующих пластическую пору вокруг сульфидов, обусловливает увеличение в усталостной зоне доли ямочной составляющей. Если размер пластической зоны у вершины трещины 2гр lt; Л'в - среднего пространственного расстояния между неметаллическими включениями, то /н в сульфидов не влияет на Д. Согласно проведенным оценкам, Л'в = 32 и 24 мкм для плавок Б и В соответственно. Согласно [163], 2гр lt; 32 и 24 мкм для плавок Б и В соответственно при аст lt; 0,8 мм, что способствует независимости Д при aCT s$ 1 мм от содержания сульфидов в стали 08Г2ФБ. При дальнейшем распространении усталостной трещины (acT gt; 1 мкм), когда 2гр ~ Л'в, дополнительное введение сульфидов, увеличивая 2гр, вызывает повышение Д.

Как отмечалось, в стали 10ХСНД с феррито перлитной структурой отдельные фасетки межзеренного разрушения наблюдаются при ДК ^13 МПа • Vm (см.

рис. 5.33, а). Последнее указывает на распространение усталостных трещин на отдельных участках фронта трещины по

Д, мкм              Гя,              %

Рис. 5.36. Изменение ширины усталостных бороздок Д(1, 2) и доли ямочного разрушения FH (3, 4) в зависимости от длины усталостной трещины а в стали 08Г2ФБ: 1,3- плавка Б; 2, 4 - плавка В (• - испытания на усталость при о = 550 МПа; о, д, ?, х - при 510 МПа)

границам зерен. Для сталей 10ХСНД и 09Г2С во всем исследованном интервале значений ДК (см. рис. 5.32) не наблюдается появления участков, на 100% занятых усталостными бороздками. Таким образом, несовпадение значений da/dN и Д на линейной зависимости \g(da/dN) от IgAK для Fe и конструкционных сталей обусловлено распространением усталостных трещин не только по механизму образования усталостных бороздок, но и по другим механизмам: ямочному, хрупкому транскристаллитному сколу, межкристаллитному и кристаллографическому сдвигу. Несовпадение значений da/dN и Д в пределах пэрисо- ва участка циклической трещиностойкости неоднократно отмечалось в литературе [29, 164].

Имеются сведения об изменении значения п в выражении (5.4) от 2 до 6. При условии, что рост усталостных трещин происходит только по механизму образования бороздок, величина п в выражении Пэриса варьируется слабо - от 2 до 4 [29]. Такая ситуация выявляется в сталях с феррито-перлитной, ферритной, мартенситной и бейнитной структурами. Подобный характер влияния структуры на da/dN на стадии II предполагает действие фактора, устраняющего влияние структуры.

D^, мкм              р,              х109см              2

Рис. 5.37. Изменение размера ячеек Вя(1, 3, 5) и плотности дислокаций р (2, 4, 6) в отожженном Fe в зависимости от расстояния от вершины усталостной трещины I (вдоль направления роста трещины); оя = 205 МПа,

N = 5х106 циклов (3, 4); оа = 210 МПа, N = 6,3х106 циклов (5, 6);

1= 1,3(1, 2), 0,8 (3, 4) и 0,3 мм (5, 6)

Таким фактором является интенсивная пластическая деформация у вершины трещины, где, в том числе в условиях плоской деформации, развивается ячеистая или субзереная структура [29, 163].

Образование подобной структуры у вершины усталостной трещины — процесс в достаточной степени общий для многих материалов особенно с высокой энергией дефектов упаковки [29].

На рис. 5.37 представлено изменение плотности дислокаций р и размера дислокационных ячеек в отожженном Fe в зависимости от расстояния до вершины усталостной трещины. Испытания на усталость выполнены в условиях повторного растяжения (oInin = 0^ 10 МПа). У вершины трещины на расстоянии 1СТ = 10-20 мкм р повышается по сравнению с основным металлом в пять-шесть раз. Размер ячеек на Удалении от вершины трещины (вдоль направления роста трещины) ^ст =7-10 мкм уменьшается в 4,5 раза по сравнению с основным металлом. При оа = 205-210 МПа и N = (5-6,3) • 106 циклов в основном металле вне зоны влияния трещины образуются сгущения дислокаций (см. рис. 5.38, а).

Рис. 5.38. Дислокационная структура железа вне зоны влияния трещины (а) и на расстоянии 16 мкм от ее вершины (б) после циклического (omin = 0-=-1 МПа) нагружения, х 32000

В пластической зоне у вершины трещины формируется ячеистая субструктура (рис. 5.38, б). При экстраполяции кривой зависимости Da = f(l) к значениям JCT = 0,5-1,0 мкм возможно Д, = 0,15-^0,25 мкм. Тогда диаметр ячеек у вершины трещины будет составлять = 0,24^-0,40 мкм. В этом случае единичный скачок усталостной трещины в зоне стабильного роста усталостной трещины тесно связан с Вя вторичной субструктуры у вершины трещины. Стабильный рост трещины с минимальной скоростью сохраняется до тех пор, пока величина микроскачка трещины близка или равна Dn вторичной субструктуры, образующейся в пластической зоне у вершины трещины. Этим объясняется наличие довольно широкого интервала значений А К, в котором А = const. Несовпадение значений da/dN и А в этом интервале А К связано с формированием в течение нескольких циклов нагружения в пластической зоне при данных значениях ой ячеек (субзерен) с критической разориентацией смежных ячеек [165].

Поскольку во многих особенно пластичных, металлах минимальные размеры субзерен D™in близки, то естественно совпадение величин скачков трещин на стадии стабильного роста усталостной трещины в области Нб (рис. 5.32 и 5.34) диаграммы усталостного разрушения. Постоянство значений А или их слабая зависимость от А К обусловлены тем, что в тех участках фронта трещины, где реализуется механизм образования усталостных бороздок, величина скачка трещины контролируется _DHmin вторичной субструктуры у вершины трещины.

Таким образом, развитие вторичной субструктуры у вершины усталостной трещины существенно влияет на механизм и кинетику

роста последней. В интервале ДК, где реализуется условие 2гр gt; величина скачка трещины связана с ?gt;я у вершины трещины.

Несовпадение значений da/dN с Д обусловлено тем, что при АК, соответствующих области II на кинетической диаграмме усталостного разрушения, скачок трещины происходит не за каждый цикл и обусловлен вкладом других механизмов роста трещины: межкристаллит- ным разрушением и кристаллографическим сдвигом. В случае, когда рост усталостной трещины происходит по образцу, в котором на предшествующих стадиях возникла развитая субструктура, в том числе полосовая дислокационная структура, Д определяется расстоянием между стенками дислокационной структуры [166]. Согласно [167], минимальное расстояние между стенками в Fe не зависит от амплитуды циклического нагружения и составляет 0,3-0,4 мкм. Эти значения близки к значениям Д, часто выявляемым в зоне стабильного роста трещины. К такому же выводу о совпадении значений Д с расстоянием между дислокационными стенками полосовой структуры пришли и авторы [168].

Широкий спектр действующих механизмов распространения усталостных трещин выявляется в сварных соединениях. Это обусловлено как вариацией в большом диапазоне типа структурных составляющих, их количественных параметров, так и наличием высокого уровня остаточных сварочных напряжений. В работе [169] исследовали особенности распространения усталостных трещин в сварных соединениях стали 12ХГДАФ, поставляемой по ТУ 14-1-2881-80.

В соответствии с технологией, применяемой на Бакинском заводе стационарных глубоководных оснований, сварку наиболее нагруженных элементов трубчатых узлов проводили вручную. При этом для стали 12ХГДАФ применяли электроды марки ОЗС-18. Режим отпуска: нагрев от 300 до 600°С со скоростью 110 С/ч, 2-ч выдержка в печи при 600 + 20°С, затем охлаждение до 300°С со скоростью 110°С/ч, далее - на воздухе.

Скорость роста усталостных трещин исследовали при внецент- ренном растяжении плоских компактных образцов, вырезанных из стыковых сварных соединений толщиной 50 мм, прошедших и непрошедших отпуск по указанному режиму. Односторонний боковой надрез в образце, от которого инициировалась усталостная трещина, наносили в основном металле, металле шва или околошовной зоне (по границе шва с основным металлом), выявляемых травлением. Испытытывали образцы при коэффициенте асимметрии цикла R = 0,1 и частоте нагружения f = 10 Гц.

Рис. 5. 39. Зависимость скорости роста усталостной трещины в металле шва (1,2), околошовной зоны (3, 4) сварного соединения и основного металла (5, 6) стали 12ХГДАФ от размаха коэффициента интенсивности напряжений ДК без (1, 3, 5) и после (2, 4, 6) отпуска

Установлено (рис. 5.39), что отпуск сварного соединения при 600±20 °С приводит к существенному изменению скорости роста усталостных трещин da/dN как в околошовной зоне, так и в сварном шве. Для неотпущенных сварных соединений различие в скорости роста трещин в металле шва и околошовной зоне несущественно. В области раз- махов коэффициента интенсивности напряжений АК lt; 35 МПа • л/м наибольшее значение da/dN соответствует металлу шва. Это различие в значениях da/dN возрастает с уменьшением АК. При АК lt; 30 МПа • л/м в сварном шве после отпуска da/dN почти в два раза больше, чем до отпуска. Таким образом, в области малых da/dN наименьшей циклической трещиностойкостью обладает металл сварного шва.

В табл. 5.4 приведены характеристики циклической трещг- ностойкости материала отдельных зон сварных соединений стали

12ХГДАФ. Видно, что изменение значений коэффициентов Сип соотношения Пэриса после отпуска для основного металла существенно меньше, чем для околошовной зоны и сварного шва.

Таблица 5.4. Параметры циклической трещиностойкости сварного соединения стали 12ХГДАФ до отпуска (знаменатель) и после (числитель)

Зона сварного соединения

С, л/м/(цикл • МПа)

п

Металл шва (электроды ОЗС-18)

2,38 • 1015/4,90 • 1012

5,24/3,12

Околошовная зона

2,05 • 10 16/6,14 • 10 13

5,83/3,42

Основной металл

1,54 • 1012/1,69 • 1011

3,22/2,86

Основной металл и зона термического влияния сварных соединений имеют феррито-перлитную структуру. Более сложная структура металла сварного шва представляет собой, в основном, крупные первичные кристаллы размером 80-90 мкм со структурой псевдоэв- тектоида во внутренних объемах (рис. 5.40, а). Нередко эти крупные кристаллы окружены мелкими (d = 5 -г-10 мкм) зернами феррита. Кроме того, наблюдаются участки мелкозернистой структуры, характерные для зон сварного шва, испытавших термический цикл сварки при последующих проходах (рис. 5.40, б). В отдельных участках шва обнаружены крупные зерна с видманштеттовой структурой, отороченные цепочкой зерен феррита (объемная зона 24%) (рис. 5.40, в). Отпуск практически не изменяет структуру сварных соединений. В участках отпущенного сварного шва (рис. 5.40, г) с вытянутыми в плоскости шлифа кристаллитами твердость соответствует Нр 244-254, а в участках шлифа с мелкозернистой структурой - Нр 234-254.

Согласно [170], в низкоуглеродистых и низколегированных сталях с ферритной, феррито-перлитной, мартенситной (бейнитной) и смешанной структурами размер фасетки хрупкого транскристаллитного скола с1ф пропорционален d, а именно с?ф = 0,6 d. Для сварного шва с?ф = 5,57 ± 0,83 и 3,26 ± 0,42 мкм до и после отпуска соответственно. Следовательно, размер эффективных зерен феррита уменьшается после отпуска по выбранному режиму.

Как видно из табл. 5.5, средняя ширина усталостных бороздок (типа представленных на рис. 2.44, а, б) практически постоянна как в пределах стабильного роста трещины (зоны II), так и ускоренного Роста трещины (зоны III). Отпуск также не влияет на ширину усталостных бороздок. Таким образом, скачок трещины, развивающейся по усталостному механизму, не зависит от длины трещины и от вели- />


Таблица 5.5. Влияние размера трещины и отпуска на строение изломов сварного шва стали 12ХГДАФ

Рис. 5.40. Микроструктура сварного шва до (а - в) и после (г) отпуска, х 200

чины размаха коэффициента интенсивности напряжений АК. Следовательно, макроскопическая скорость роста усталостной трещины не всегда совпадает со скоростью распространения трещины в локальных объемах сварного шва.

Отпуск существенно влияет на строение усталостных изломов в пределах зоны II (табл. 5.5). Во-первых, уменьшается (на порядок) площадь поверхности разрушения, занятая усталостными бороздками. Во-вторых, возрастает (более, чем на порядок) площадь излома, занимаемая фасетками межкристаллитного разрушения. По данным выборки из 225 фасеток, их средний размер составляет 4,84+0,25 мкм. Этот размер фасетки межкристаллитного разрушения близок к размеру эффективных зерен феррита в металле сварного шва после отпуска. Можно предположить, что отпуск сварного соединения ослабляет границы кристаллитов (зерен). С этим предположением согласуется заметное увеличение в хрупких участках долома (зона IV) Доли межкристаллитного разрушения. Химический анализ содержания вредных примесей в сварном шве до и после отпуска не показал

их существенного различия (0,015 и 0,006% S, 0,023 и 0,022% Р соответственно).

Доля других видов разрушения в изломе в пределах зоны II (кристаллографический сдвиг, ямочный) после проведения отпуска изменяется незначительно. В зоне III после отпуска доля участков поверхности разрушения сварного шва, покрытых усталостными бороздками, резко возрастает (на порядок) и приближается к доле межкристаллитного разрушения для неотпущенного металла (табл. 5.5). По данным проведенных исследований можно сделать вывод, что несовпадение макро- и микроскопической скоростей роста трещины в сварном шве обусловлено распространением трещины не только по усталостному, но и по межкристаллитному механизму разрушения. Признаков хрупкого транскристаллитного скола в зонах II и III изломов не обнаружено.

Необходимо отметить, что в сварном шве после отпуска доля межкристаллитного разрушения уменьшается в два раза при переходе из зоны II к зоне III. Это, вероятно, связано с увеличением у вершины трещины размера пластической области, устраняющей ослабление границ кристаллитов. С этим согласуется то, что бороздки становятся более глубокими, формируя отчетливо выраженный бороздчатый рельеф.

Ослабление границ кристаллитов возникает при отпуске в результате сегрегации фосфора и его химических аналогов по этим границам и происходит по типу обратимой отпускной хрупкости, развитию которой способствует замедленное охлаждение сварных соединений. Обратимая отпускная хрупкость в основном развивается в диапазоне 400-550 °С. Для снижения степени ослабления границ кристаллитов целесообразно увеличить скорость охлаждения сварных соединений в интервале 600-350 °С. Действительно после охлаждения со скоростью 160 °С/ч доля межкристаллитного разрушения в металле шва (0,9-1,2%) в 2-4 раза меньше, чем после охлаждения со скоростью 110 °С/ч (1,7-5,6%).

Наиболее часто усталостное разрушение возникает в элементах конструкций, примыкающих к насосам, компрессорам и другому оборудованию с подвижными частями. Опасность развития усталостных трещин часто не учитывается при диагностировании технического состояния трубопроводов. При изучении технической документации, в том числе технического паспорта, не всегда эксперт в состоянии предположить опасность усталостного происхождения. Во многих случаях компрессоры и другое нагнетательное оборудование работает в условиях недогрузки, когда возникают условия для его нестабильной работы.

Типичным примером такого явления выступает случай зарождения и развития усталостной трещины в сварном секторе отвода линии нагнетания II ступени турбокомпрессора пирогаза М-1 нефтехимического завода. Трещина была выявлена в кольцевом сварном соединении между секторами отвода (рис. 5.41) Отвод соединяет катушку выхода со ступени II компрессора М-1 с прямолинейным участком П-образ- ного компрессора температурных деформаций. Этот отвод состоит из четырех секторов 630x8 мм. Сварной секторный отвод эксплуатировался 14 лет при 600 кПа и 96°С. Рабочая среда - пирогаз.

На внешней поверхности сварного секторного отвода с правой стороны по ходу газа от корпуса компрессора выявлена трещина общей длиной -310 мм с раскрытием трещины 0,5-0,8 мм (рис. 5.41, а). Она распространяется по линии сплавления основного металла сектора № 2 и кольцевого сварного шва. В дальнейшем трещина распространилась по кольцевому шву, пересекла его и вышла под углом 30° в основной металл сектора № 3, пересекая продольный сварной шов сектора и «прорастая» на глубину 86 мм от продольного сварного соединения.

При внешнем осмотре кольцевого сварного соединения установлено, что форма и размеры его не соответствуют требованиям ГОСТ 16037-80. Поверхность шва грубочешуйчатая, наблюдаются наплывы и подрезы в зоне перехода от основного металла к наплавленному.

Рис. 5.41. Общий вид сварного секторного отвода с трещиной в месте стыка секторов № 2 и № 3: а - наружная, б - внутренняя поверхности, х 0,5

Внутренняя поверхность покрыта плотным слоем отложений черного цвета хорошо сцепленным с металлом. После удаления слоя отложений с поверхности было выявлено, что трещина по всей ее длине сквозная.

Согласно данным химического анализа, сварной секторный отвод изготовлен из стали 10 (ГОСТ 1050-88). Механические свойства сварного соединения удовлетворяют требованиям РД 38.13.004-86. Загрязненность металла неметаллическими включениями соответс твует баллам 2-3 шкалы ГОСТ 1778-70, что допустимо при выплав ке углеродистой стали.

С целью изучения причин зарождения трещины исследовали шлифы, вырезанные поперек кольцевого шва в пределах траектории трещины и у ее вершины (рис. 5.42). Не останавливаясь на подробном описании стыковых соединений следует отметить, что ширина и усиление сварных швов не соответствуют требованиям ГОСТ 16037-80, типичными дефектами являются подрезы (глубиной до 1,6 мм), смещения кромок (до 3-4 мм) и непровары в корне шва (до 20% от толщины листа). Выявленные дефекты (геометрия шва, трещина, пора, подрезы, недопустимое смещение кромок) свидетельствуют о нарушении технологии сварки при изготовлении секторного отвода.

Микроструктура основного металла состоит из феррита и перлита (рис. 5.43, а). Зона термического влияния образована зернами феррита и перлита, карбидами, расположенными преимущественно по границам зерен (рис. 5.43, б, в). Металл сварного шва имеет столбчатое строение со структурой верхнего бейнита и видманштеттова фер-

Рис. 5.43. Микроструктура кольцевого сварного соединения: а - основной металл; б, в ~ зона термического влияния; г - шов. х 200

Рис. 5.44. Поверхность разрушения в зоне стабильного роста трещины в сварном шве. ПЭМ (угольная реплика), х 2600

рита, окаймленного ферритными прослойками (рис. 5.43, в). В целом аномалий в микроструктуре исследованных сварных соединений не обнаружено.

Судя по топографии поверхности разрушения зарождение усталостной трещины произошло на внутренней стороне отвода в зоне сплавления кольцевого сварного соединения секторов № 2 и № 3, где выявлены смещение кромок и подрезы, которые являются концентраторами напряжений. В зоне стабильного роста трещины, пересекающей сварной шов, видны отдельные участки с бороздчатым рельефом, характерным для усталостного разрушения (рис. 5.44). Наряду с отпечатками продуктов коррозии на поверхности разрушения хорошо выявляются неметаллические включения, свойственные металлу сварного шва. Циклические механические напряжения, направленные перпендикулярно линии сплавления кольцевого шва, вызвали зарождение и развитие трещины многоцикловой усталости. Высокий уровень механических напряжений, действующих в стенках отвода, вызван неустойчивым характером работы турбокомпрессора. 

<< | >>
Источник: Горицкий В.М. Диагностика металлов. 2004

Еще по теме Кинетическая диаграмма усталостного разрушения:

  1. Механизм сдвига
  2. Кинетическая диаграмма усталостного разрушения
  3. Коррозионно-усталостное разрушение (растрескивание)
  4. Водородное растрескивание