Podmínky vzniku trhlin LMAC při žárovém zinkování svařovaných ocelových konstrukcí Ing. Vlastimil Kuklík, Ph.D., Fakulta strojní ČVUT v Praze 1.
Abstrakt
Současný stav techniky, jak byl vydáním směrnice DASt-022 v roce 2010 deklarován, vychází z hypotézy, že při ponoření oceli do zinkové taveniny, v okamžiku, kdy dochází k pnutí a k plastickým deformacím v materiálu, může v důsledku difúze atomů kovů, které jsou obsaženy v zinkové tavenině, po hranicích zrn oceli dojít ke vzniku mezikrystalových trhlinek a to vede ke snížení tažnosti oceli proti hodnotám obvyklým při pokojové teplotě (zkřehnutí). Spolupůsobícími negativními vlivy jsou např. vodíková křehkost nebo precipitační vytvrzení. Podrobná analýza problému ukazuje, že trhliny na ocelových konstrukcích při jejich zinkování vznikají z několika různých příčin, popř. při jejich kombinaci, a že k jejich nukleaci dochází za okolností odlišných od výše uvedeného obecně akceptovaného mechanismu. Fenomén praskání za asistence tekutého kovu (LMAC) nelze podceňovat, rizika je zapotřebí posuzovat komplexně. 2.
Úvod
Již od počátku minulého století je známý a v literatuře popisovaný jev zkřehnutí oceli v důsledku jejího kontaktu s jiným, zpravidla roztaveným, kovem. Pro tento jev byl zaveden pojem Metal Induced Embrittlement (MIE). V podstatě se jedná o korozní praskání pod napětím. Zkřehnutí vyvolávají atomy cizího kovu substitučně pronikající do oceli podél hranic zrn, kde narušují krystalickou mřížku a způsobují dekohezi. Od 80. let minulého století jsou pozorovány případy, kdy k postižení trhlinami došlo u žárově pozinkovaných ocelových konstrukcí. Pro tyto nehody byl v Evropě zaveden pojem Liquid Metal Assisted Cracking (LMAC). V odborných kruzích převládá názor, že trhliny postihující žárově zinkované dílce mají původ v korozním praskání pod napětím. Při výzkumu, který byl podkladem pro vypracování směrnice DASt-022, byl od této teorie odvozen model, podle něhož při zinkování v lázni legované cínem dochází ke zvýšení náchylnosti ke křehkému lomu při dosažení kritické míry místní plastické deformace na úrovni εpl ≥ 2,0 %. Postuláty, o něž se směrnice DASt-022 opírá, však vyvolávají pochybnosti. Z praxe víme, že zinkované součásti zpravidla bez úhony snášejí velká plastická přetvoření (obr. 1), naproti tomu však v jiném případě vzniku trhliny v postiženém místě relevantní poměrná deformace nepředcházela (obr. 2).
Obr. 1: Plastické přetvoření
Obr. 2: Trhlina LMAC
Je nesporné, že rozhodující příčinou vzniku trhlin LMAC je proměnné teplotní napětí působící na součást. Není to pouze bimetalický efekt vyvolaný proměnnou teplotní napjatostí
při postupném ponořování dílců do tekutého kovu a jejich nerovnoměrném ohřívání. Významnou roli sehrává i teplotní gradient při prohřívání od povrchu konstrukčního prvku k jeho jádru. Při kontaktu ocelového tělesa s tekutým kovem je charakter jeho prohřívání odlišný od ohřevu v peci. S výrazným teplotním gradientem souvisí nerovnoměrné rozložení napětí v prvku namáhaném tahem. Prohřáté povrchové vrstvy se pěchují, zatímco jádro je vystaveno tahovému napětí, jehož průměrná hodnota se rovná součtu napětí od vnějších účinků a teplotního napětí vyvolaného teplotním gradientem (obr. 3). Nosný průřez prvku je pak snížený o vnější pěchované vrstvy jeho průřezu. Z tohoto pohledu se nabízí otázka, zda příčinu poklesu materiálových charakteristik přisuzovat právě chemickému spolupůsobení obou kovů.
Obr. 3: Teplotní gradient a napětí v prutu ponořeném do tekutého kovu (v náhodném okamžiku)
Praktické zkušenosti ukazují, že vyšší náchylnost k LMAC vykazují ocelové konstrukce provedené z ocelí vyšších jakostních tříd, zejména podle značek S420 a vyšších. Tato skutečnost je obecně přisuzována vyšší náchylností vysokopevnostních ocelí k LMAC. Faktem ovšem zůstává, že konstrukce provedené z vysokopevnostních ocelí jsou při žárovém zinkování vystaveny podstatně vyššímu namáhání. Porovnáme-li bimetalické napětí vyvolané částečným ponořením do tekutého kovu ve dvou geometricky stejných součástech, ale provedených z ocelí s velkým rozdílem jejich meze kluzu, je zřejmé, že stav napjatosti a míra akumulované energie je v obou případech rozdílná. Zatímco ocel obvyklé jakosti při dosažení meze kluzu relaxuje, míra přetvoření a tomu odpovídající úroveň vztažného bimetalického napětí (σref) u dílce z vysokopevnostní oceli dále narůstá (obr. 4).
Obr. 4: V dílci z vysokopevnostní oceli napětí narůstá, zatímco ocel s nízkou mezí kluzu relaxuje.
Trhlina LMAC vychází zpravidla z vrubu v TOO svaru. Základní materiál je zde v důsledku smršťování svarového kovu vždy postižen nespočtem dislokací a mikrotrhlin, které představují vodíkové pasti podporující vodíkovou křehkost. 3.
Experimenty s „V“ vzorky
Zajímalo nás, jaký vliv na nukleaci trhliny má skutečnost, zda kritické plastické deformace bylo dosaženo krátce před kontaktem vzorku s tekutým kovem, či zda je větší náchylnost v případě, že plastická deformace probíhá za současného kontaktu vzorku s tekutým kovem. Experimenty na „V“ vzorcích (obr. 5) byly prováděny s pomocí zkušební stolice (obr. 6), která pro docílení potřebného přetvoření využívala energii od teplotní roztažnosti oceli. Opěrná ramena jha byla opatřena trny, na které byly nasazeny „V“ vzorky a rozpěrné tyče. Vzorky „V“ byly vyrobeny z profilů 30 x 5 mm vyválcovaných z ocelí podle značek S235JR a S355J2. Ohyb s vnitřním poloměrem 5 mm byl proveden za studena na ohraňovacím lisu. Některé vzorky byly na vnější straně doplněny o navařenou svarovou housenku (technologický vrub).
Obr. 5: Provedení „V“ vzorků s vrubem
Obr. 6: Jho k provedení experimentů se vzorky „V“
Pro malé poloměry ohybu je neutrální osa přibližně ve vzdálenosti ρ = R + ⅓ t od středu ohybu (obr. 7). Je-li R = t, pak poměrná deformace na vnějším povrchu vzorku je rovna poměru délky vnějšího oblouku k délce příslušného oblouku na neutrální ose: ε = (2R − 4R/3)/(4R/3) = (2R/3)/(4R/3) = ½
(1)
Lokální poměrná deformace vnějšího krajního vlákna na vzorku „V“ je tedy ≈ 50 %. Obr. 7: Poměrná deformace vnějšího krajního vlákna
Při experimentech bylo jho používáno tak, že jeho hlavní nosník zůstal nad hladinou a do tekutého kovu byly částečně ponořeny pouze opěry s rozpěrnými trubkami a vzorky „V“. Tak mohla být k vyvolání potřebné deformace vzorku „V“ využita energie dodávaná rozpěrnou
trubkou, která se vlivem působení zvýšené teploty prodloužila. Prodloužení trubky při její délce 2 m, rozdílu teplot 430 K a součiniteli tepelné roztažnosti 1,2.10-5 K-1 je ∆ L = L0 . α. ∆T = 2 .1,2 . 10−5 . 430 ≅ 0,01m
(2)
Sevření ramen vzorku o 10 mm je dostatečné k dosažení plastické deformace (překročení meze kluzu) pro obě jakostní třídy použité oceli. Vzorky byly pro experimenty obvyklým způsobem předupraveny odmaštěním, mořením, nanesením tavidla a usušením. 3.1.
Experiment k ověření náchylnosti k LMAC u součásti plasticky deformované těsně před jejím kontaktem s tekutým kovem
Sestava zkušební stolice byla nejprve ponořena do tekutého kovu tak, aby podstatná část rozpěrné trubky byla pod hladinou a vzorek těsně nad hladinou (obr. 8). Po prodlení 1 min bylo dosaženo dostatečného prodloužení rozpěrné trubky a do tekutého kovu byl ponořen i vzorek „V“. Cílem zkoušky bylo ověřit, zda u vzorku „V“, u něhož probíhá plastická deformace, vyvolá náhlý kontakt s roztaveným kovem křehký lom.
Obr. 8: Úvod experimentu s plastickou deformací předcházející kontaktu s tekutým kovem
3.2.
Experiment k ověření náchylnosti k LMAC u součásti s probíhající plastickou deformací v době jejího kontaktu s tekutým kovem
Účelem dalšího experimentu bylo ověřit, zda na zvýšení rizika lomu má vliv skutečnost, že plastická deformace vzorku probíhá za jeho současného kontaktu s tekutým kovem. Vzorek „V“ byl nejprve ponořen do roztaveného zinku na dobu 1 min a po jeho prohřátí byla do zinkové lázně ponořena i rozpěrná trubka, jejíž teplotní rozpínání vedlo ke stlačení vzorku „V“ (obr. 9).
Obr. 9: Úvod experimentu s plastickou deformací probíhající při kontaktu s tekutým kovem
3.3.
Výsledek experimentů s „V“ vzorky
U žádného ze vzorků se v této sérii experimentů se nepodařilo dosáhnout lomu (obr. 10 a 11), přestože míra poměrné deformace v krajním vláknu dosáhla 50 % a vzorky byly prokazatelně namáhány napětím dosahujícím meze kluzu.
Obr. 10: Vzorky „V“ bez vrubu po ukončení experimentu
3.4.
Obr. 11: Pozinkovaný vzorek „V“ s vrubem
Ověření vlivu cínu na zvýšení rizika LMAC
Za účelem ověření vlivu cínu na zvýšení rizika LMAC byly provedeny zkoušky na vzorcích „V“ staticky předepnutých (obr. 12) do úrovně plastické deformace a jejich zinkováním v lázni s obsahem cínu 2,0 % (obr. 13 a 14).
Obr. 12: Předepnutý vzorek „V“
Obr. 13: Pozinkovaný vzorek „V“
Obr. 14: Metalografie Zn-Sn povlaku
Výsledek SEM analýzy provedené na elektronovém mikroskopu JEOL JSM-7600F s rozlišovací schopností 0,8 nm a zvětšením 1000000 potvrzuje, že po prodlení vzorku v lázni 7 min (odpovídajícím obvyklé době ponoru při žárovém zinkování) je v povrchové vrstvě substrátu do hloubky 1 μm koncentrace Sn v oceli (zjišťováno na hranicích zrn) na mezi rozlišitelnosti použité aparatury. V hloubce větší než 1 μm je obsah cínu neměřitelný. 4.
Proměnná historie namáhání předcházející lomu
Základem pro další výzkum byl případ, kdy trhlinami LMAC byla postižena celá vsázka (obr. 15 a 16). Nosníky popraskaly, ačkoliv lze výpočtem snadno ověřit, že poměrná deformace na postižených prvcích konstrukce dosáhla cca 0,05 %. Podrobná analýza podmínek, za nichž pravděpodobně ke vzniku trhlin došlo, přinesla zajímavý poznatek pro formulaci třífázového modelu nukleace trhlin LMAC při žárovém zinkování.
Obr. 15: Sada příhradových nosníků 4.1.
Obr. 16: Trhliny LMAC na celé vsázce
Hypotéza třífázového modelu nukleace trhlin LMAC
Ukazuje se, že dosažení meze kluzu oceli ani plastická deformace, probíhající u kritického prvku v době prodlení v zinkové lázni, nevyvolá křehký lom LMAC. Je tedy zřejmé, že způsob namáhání materiálu v okamžiku nukleace trhliny a krátce před tímto okamžikem musí být drastičtější. Při bližším zkoumání charakteru konstrukce postižené trhlinou LMAC a místa na konstrukci, kde se vada objevuje, lze dospět k poznatku, že v řadě případů jsou postižené vruby situovány na spodní straně horního podélníku a k nukleaci trhliny LMAC dochází při dosažení mezního stavu podle třífázového modelu (obr. 17). Proměnná historie namáhání oceli se střídáním tahového a tlakového napětí je příčinou vzniku dislokací a jejich pohybů. Důležitým spolupůsobícím negativním faktorem je škodlivý vliv vodíku, který do oceli intersticiálně difundoval při moření a v místech imperfekcí rekombinuje. Kombinace materiálů se značně rozdílnou tloušťkou stěny v takovém uspořádání, kdy masivním materiálem je ten, který se na dané konstrukci prohřívá jako poslední, významně zvyšuje náchylnost k nukleaci trhlin LMAC. Hypotéza 3F-modelu poskytuje rovněž vysvětlení, proč trhliny LMAC mají charakter zbrzděného lomu, neboť k němu dochází až ve třetí fázi, kdy horní prvek vlastně trhá sám sebe, lom tedy nemůže zasáhnout celý průřez horního podélníku. I. FÁZE
II. FÁZE
III. FÁZE
Obr. 17: Třífázový model nukleace trhliny LMAC – kritický koncentrátor napětí je nejprve namáhán významným tahovým napětím (popř. + ohybové), které je vystřídáno pěchováním materiálu a následuje opět namáhání v tahu.
4.2.
Klasifikace trhlin vznikajících při žárovém zinkování
Pro křehké lomy je charakteristická nízká spotřeba energie. Při nestabilním porušování roste trhlina náhle, nekontrolovaně, a to účinkem nahromaděné elastické energie. K iniciaci trhliny zpravidla dochází z vad metalurgického nebo technologického původu nebo z konstrukčních či technologických vrubů. Náhlý křehký lom vzniká při napětích nižších, než je nominální mez kluzu, a to za podmínek nestabilního růstu lomové trhliny, který probíhá přibližně rychlostí šíření zvuku v daném materiálu. Trhliny vzniklé při žárovém zinkování mívají různý charakter a podle identifikovatelných příčin jejich vzniku je možné klasifikovat je do základních skupin: - trhliny LMAC typu A (obr. 18), k jejichž nukleaci dochází v důsledku vystřídání tahu, pěchování a opětovného tahu v postiženém prvku (pro vznik trhliny může být postačující pouze pěchování a následné namáhání tahem); - trhliny LMAC typu B (obr. 19), k jejichž nukleaci dochází až v okamžiku ochlazování pozinkované součásti provedené z materiálů o velmi rozdílné tloušťce stěny, když ochlazování masivního prvku probíhá se zpožděním a to vyvolá tahové napětí ve spřaženém subtilním napěchovaném prvku; - trhliny s příčinou v materiálu zinkované součásti (obr. 20 a obr. 21); - trhliny s příčinou ve svaru (obr. 22); - trhliny ostatní.
Obr. 18: Trhlina LMAC typu A
Obr. 21: Důsledek precipitačního vytvrzení
Obr. 19: Trhlina LMAC typu B
Obr. 20: Popouštěcí křehkost
Obr. 22: Trhlina s původem ve svaru
V závislosti na možných okolnostech a příčině vzniku trhliny pak je nutné volit různá odpovídající opatření pro snížení rizika vzniku trhliny. Pokud jde o trhliny LMAC typu B, trhliny s příčinou ve svaru nebo v materiálu zinkované součásti, opatření na straně zinkovny jsou již obvykle málo účinná.
5.
Tepelná roztažnost a úroveň teplotního napětí
Empirickou zkušenost, že trhlinami LMAC zpravidla nejsou postihovány dílce provedené z konstrukčních ocelí obvyklé jakosti (do S235), je možné využít pro snížení rizika vzniku trhlin LMAC typu A. Na dílce provedené z jakostních jemnozrnných ocelí s vysokou mezí kluzu při jejich nerovnoměrném ohřevu nepochybně působí vyšší bimetalické teplotní napětí než na dílce provedené z ocelí obvyklé jakosti (s nízkou nominální mezí kluzu). Úroveň teplotního napětí vyvolaného v zinkované součásti je přímo úměrná rozdílu teplot při postupném ponořování dílce do zinkové taveniny. Menšímu rozdílu teplot odpovídá nižší úroveň teplotního napětí v součásti. Toho je možné dosáhnout zkrácením časového intervalu průchodu průřezu dílce hladinou zinkové lázně. K využití tohoto poznatku je zapotřebí znát rychlost prohřívání ocelových prvků ponořených do tekutého kovu. Tenkostěnné profily se prohřívají rychleji než profily tlustostěnné. 5.1.
Křivka průběhu teplotní dilatace
K získání informace o průběhu teplotní dilatace prismatu ponořeného do zinkovací lázně jsme připravili další experiment s přípravkem podle obr. 23, který probíhal tak, že měřený nosník s průřezem I200 byl ponořen do poloviny výšky své stojiny. Rozdílné působení tepla na spodní ponořenou pásnici a na horní část nosníku vyvolalo jeho průhyb. Změna geometrie nosníku byla kontinuálně snímána prostřednictvím posuvů bodů na ramenech uchycených na nosník ve svislé rovině kolmo k jeho podélné ose.
Obr. 23: Přípravek k měření časového průběhu dilatace prismatu ponořeného do tekutého kovu
Obr. 24: Časový průběh poměrného prodloužení spodní pásnice nosníku ponořeného do poloviny výšky stojiny
Zjištěný časový průběh poměrné deformace spodní pásnice nosníku je na obr. 24. Z průběhu křivky je zřejmé, že v první fázi jsou přírůstky délky tyče poměrně nízké. Po dostatečném prohřátí rychlost prodlužování vzrůstá a má přibližně lineární průběh. V závěru se opět zpomaluje. Po dosažení maxima délky došlo k pěchování materiálu spodní pásnice nosníku, která se zkrátila. 5.2.
Kontrola úrovně vztažné bimetalické teplotní napjatosti
Vhodně nastavenými podmínkami zinkování (poloha dílce, rychlost ponořování) je možné v řadě případů zajistit, aby maximum proměnné teplotní napjatosti nepřekročilo její bezpečnou úroveň. Velikost vztažného bimetalického napětí pro rámový nosník je možné graficky znázornit diagramem se dvěma křivkami podle obr. 25, kdy křivka vpravo popisuje časový průběh velikosti poměrné deformace (a odpovídající vztažné teploty) spodního podélníku a křivka vlevo platí pro horní podélník rámu. Obě křivky jsou vzájemně posunuty o časový interval průchodu průřezu rámu hladinou zinkové lázně. Pro předem stanovenou mezní úroveň vztažné bimetalické napjatosti v dílci je možné ověřit, zda lze ponor uskutečnit v potřebném časovém intervalu.
Obr. 25: Graf průchodu rámu hladinou Zn lázně
Obr. 26: Nástroj pro kontrolu náchylnosti k LMAC
Změna vztažné teploty je takový rozdíl teplot, který v homogenním teplotním poli v prutu vyvolá stejné poměrné prodloužení, jakého je dosaženo v teplotním poli s gradientem. Každé změně vztažné teploty odpovídá příslušný přírůstek vztažné bimetalické napjatosti v dílci. Stanovíme-li například hodnotu 235 MPa jako bezpečnou velikost vztažné bimetalické napjatosti, je možné výpočtem ověřit, že tato hodnota bude dosažena při změně vztažné teploty o cca 186 K. V příslušném diagramu (podle tloušťky stěny použitého materiálu součásti) odečteme čas, během kterého musí být ponor uskutečněn, aby mezní rozdíl teplot mezi chladnou a prohřátou částí dílce nebyl překročen. Předehřev dílce před ponořením do zinkové lázně snižuje rozdíl vztažných teplot, a tedy i riziko LMAC. Míru náchylnosti k LMAC je možné graficky posuzovat pomocí aplikace založené na popsaných závislostech. Na obrázku 26 je znázorněna závěrečná fáze posouzení rizika s využitím takové aplikace. Poznámka: Bimetalická vztažná napjatost nevypovídá nic o špičkách napětí v koncentrátorech součásti. Je to veličina, která slouží k porovnání stavu napjatosti (akumulované vnitřní energie).
6.
Závěr
Provedený výzkum ukázal, že hladké zkušební vzorky z ocelí obvyklé jakosti i z jakostních jemnozrnných ocelí s vysokou hodnotou nominální meze kluzu, ponořené do tekutého kovu, je možné při ustáleném působení síly zatěžovat až do meze pevnosti aniž by byly ohroženy náhlým křehkým lomem. Rozbor průběhu proměnné teplotní napjatosti prokazuje, že
konstrukční dílce provedené z jakostních ocelí jsou při žárovém zinkování vystaveny vyšší úrovni namáhání. Pro riziko vzniku trhlin LMAC se úroveň zbytkového napětí vneseného do dílce v předchozích operacích před žárovým pozinkováním, jakost povrchu zinkovaných dílců či příměsi legur v zinkovací lázni jeví jako málo významné. Ocelové dílce jsou při žárovém zinkování namáhány extrémně velkým napětím dosahujícím meze kluzu použité konstrukční oceli. Při tom charakter namáhání je odlišný od provozního namáhání dílce při plnění projektované funkce. Základní povinností projektanta je navrhnout součást tak, aby spolehlivě odolala účinkům, kterým bude vystavena. Součástí projektu musí být i povrchová úprava. Při navrhování a dimenzování dílce určeného k žárovému pozinkování tedy musí projektant zohlednit i charakter namáhání součásti proměnným teplotním napětím při zinkování. Zinkovna musí při provádění povrchové úpravy postupovat s náležitou odbornou péčí, aby riziko LMAC bylo v maximální možné míře eliminováno. U dílce náchylného k LMAC by po pozinkování měla být provedena nedestruktivní diagnostika na přítomnost relevantních trhlin. Alternativou NTD zkoušek po pozinkování by mohlo být snímání akustických emisí v průběhu zinkování. Hypotéza třífázového modelu nabízí k dosud neprokázané hypotéze o korozním praskání pod napětím alternativní pohled na danou problematiku. Časový průběh prohřívání a rozpínání jednotlivých prizmatických prvků konstrukce je parametr, kterým je možné popsat proměnný stav napjatosti ocelového dílce ponořeného do zinkové taveniny i hromadění elastické energie v součásti, a tak posuzovat náchylnost dílce k LMAC. Výsledky provedeného výzkumu nejsou konečným řešením problematiky LMAC. Nabízejí alternativní pohled na zkoumaný fenomén a mohou posloužit jako podklad pro další výzkum.
