Старение сталей труб магистральных газопроводов

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

ФИЗИКА СТАРЕНИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
УДК 539. 4- 669. 3
СТАРЕНИЕ СТАЛЕЙ ТРУБ МАГИСТРАЛЬНЫХ ГАЗОПРОВОДОВ
© 2010 г. А. В. Нохрин, В.Н. Чувильдеев
Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского
nokhrin@nifti. unn. ru
Поступила в редакцию 19. 05. 2010
Описаны механизмы процесса старения малоуглеродистых низколегированных сталей труб магистральных газопроводов. Показано, что процесс старения трубных сталей обусловлен диффузионноконтролируемым движением атомов углерода к дефектам решетки и образованием частиц карбидов по границам зерен феррита. Показано, что процесс старения стали приводит к снижению величины предела макроупругости.
Ключевые слова: трубные стали, старение, углерод, феррит, граница зерна, предел макроупругости, коррозионное растрескивание под напряжением.
Введение
При изучении явления старения трубных сталей возникает целый ряд проблем экспериментального, методического и теоретического плана, каждая из которых требует специального подробного рассмотрения.
Одной из ключевых проблем является отсутствие значимых изменений стандартных механических свойств металла труб в состоянии после длительной эксплуатации [1, 2]. Как отмечается в [1, 2], стандартные механические свойства металла практически не отличаются от нормативных значений не только в «старых» трубах длительно эксплуатирующихся магистральных газопроводов (МГ), но также и в металле, взятом вблизи очагов аварийных разрушений и «рядом» со стресс-коррозионными трещинами. Эта проблема тесно связана с проблемой отсутствия «эталонов для сравнения», обусловленной отсутствием «образцов-свиде-телей» и «разбросом» механических свойств трубных сталей.
Как известно, в МГ применяются трубы различных марок сталей, разных заводов-постав-щиков, изготовленные в разные периоды времени и по разным технологиям. Стали одного класса прочности и даже одной марки вследствие различных технологий изготовления заметно
отличаются друг от друга даже в исходном состоянии и, тем более, в состоянии после длительной эксплуатации. Этот «естественный» разброс свойств столь значителен, что на его фоне трудно уловить и доказать изменение во времени стандартных свойств (см. рис. 1).
Указанная проблема столь существенна, что эмпирический подход, основанный лишь на анализе экспериментальных данных о механических свойствах труб (даже и в том случае, если использовать весьма значительный объем этих данных), не дает достаточных оснований для строгого доказательства наличия (или отсутствия) старения металла.
Для того чтобы построить картину этого явления, необходимо, как это принято в физике при анализе сложных и «затуманенных» влиянием многих факторов явлений, построить модель процесса и в свете этой модели проанализировать максимально возможный объем экспериментальных данных. Очевидно достоверность такой модели может быть доказана специально организованным (с учетом проблемы разброса свойств) системным экспериментальным исследованием.
Еще одна важная проблема связана с выбором измеряемых параметров. Поскольку стандартные механические свойства не изменяются при старении или их изменение находится в
700
500
300 —
ст, МПа
(а)
л
100
а
о ° о 0 о
СТо, 2
@ 8
-1-
10
-I-
20
•экспл? -I---------
30
40 1 КС, кгс-м/см
КСи+2о
лет -----1
40
(в)
30
4
4
20 -10 —
V
(r)#вЛ'-4'-й
?• & quot-Ч
КСУ.
20
• •
•- к А* Ц, А •
1 к
Тэкспл, лет
-1-
10
-I-
20
-I-
30
-I
40
40
30
20
10
КС, кгом/см2
(г)
кси
КСУо
+20
тэкспл,
ет
10 20 30 40
50
в
0
0
0
0
0
Рис. 1 Зависимость стандартных механических свойств трубных сталей классов прочности К60 (а, в) и К52 (б, г) от времени эксплуатации: а, б — предел прочности (ав) и условный предел текучести (а02) — в, г — ударная вязкость КСи и КСУ
пределах «естественного разброса свойств», то следует найти и использовать какие-либо другие параметры, более чувствительные к возможным изменениям структуры сталей при эксплуатации. Заметим, что вопрос о физической обоснованности выбора новых параметров напрямую связан с моделью процесса, и очевидно из модели и должно вытекать указание на то, какие именно параметры следует измерять.
Статья посвящена описанию физической природы процесса старения трубных сталей, описанию модели старения, а также анализу влияния различных факторов на его интенсивность. Проведено обоснование выбора нового параметра — предела макроупругости, а также приведены данные экспериментальных исследований, свидетельствующих о высокой «чув-
ствительности» нового параметра к процессам старения трубных сталей.
Модель старения трубных сталей
Согласно классическому определению [3], «Старение металлов — изменение механических, физических и химических свойств металлов и сплавов в процессе вылеживания. Старение обусловлено термодинамической неравновес-ностью исходного состояния и постепенным приближением структуры к равновесному состоянию в условиях достаточной диффузионной подвижности атомов».
Таким образом, если в процессе изготовления материала была создана неравновесность структуры, то эта неравновесность с течением времени будет устранена путем протекания
процесса старения — структура перейдет к равновесному состоянию.
Очевидно, что при комнатной температуре основные структурные составляющие сталей -перлит, частицы карбонитридов, зерна феррита -достаточно стабильны.
Единственным неравновесным элементом в структуре трубной стали является неравновесный (пересыщенный) твердый раствор углерода в кристаллической решетке а-железа (феррита). Степень пересыщения твердого раствора зависит от технологии изготовления листа (скорости охлаждения, температуры конца прокатки, степени деформации на различных стадиях прокатки и др.).
Заметим, что при некоторых режимах термомеханической обработки в стали можно создать весьма значительное пересыщение углерода. (Как известно, равновесная концентрация углерода в решетке феррита при комнатной температуре чрезвычайно мала, однако еще в классической монографии А. П. Гуляева [4] отмечалось, что неравновесная концентрация углерода в феррите при некоторых условиях обработки может существенно превышать равновесную и достигать -0. 15 вес.%. Последние исследования показывают, что в условиях интенсивной пластической деформации неравновесная концентрация углерода в железе может достигать 0.5 вес.% [5].)
Пересыщенный твердый раствор углерода в а-железе, сформировавшийся в результате использования существенно неравновесных режимов термомеханической обработки, с течением времени распадается с выделением частиц карбидов. Этот процесс ухода углерода из решетки с образованием карбидов называется процессом старения сталей. В трубных (мелкозернистых) сталях углерод уходит на границы зерен и в металле труб образуются зернограничные карбиды [6].
Процесс старения трубной стали является двухэтапным: I этап — диффузия атомов углерода к границам зерен- II этап — образование и рост частиц карбидов на границах зерен.
Оценим характерные времена диффузионных процессов на каждом этапе старения.
Этап I. Для оценки характерного времени протекания I этапа (этапа диффузии атомов углерода к границам зерен) будем использовать простейшую связь между временем протекания процесса т1 и величиной эффективного коэффициента диффузии Афф:
Т1 = ?2/Афф, (1)
где Ь — характерный диффузионный путь (Ь-й/2), Афф = А + арУА + (8/й)А, А, А, А —
коэффициенты диффузии углерода в объеме зерна, по ядрам дислокаций и по границам зерен соответственно, а — ширина ядра дислокации, 8=2Ь — ширина границы зерна, d — размер зерна, pv — плотность решеточных дислокаций.
Подставляя в (1) характерные для сталей контролируемой прокатки значения параметров структуры (pv=10−10 см-2, d=10 мкм) и значения диффузионных параметров (А=5. 5−10~17 см2/с, А~А=2. 5−10−12 см2/с) [6, 7], получим значение т1 = 24 года. Следует подчеркнуть, что для расчета т1 здесь используется самая простая формула. Если же использовать более сложные модели, то в формулу расчета величины т1 войдет, в частности, степень пересыщения решетки углеродом — чем больше степень пересыщения, тем быстрее происходит диффузия атомов углерода к границам и, следовательно, тем быстрее идет процесс старения.
Этап II. Для расчета характерного времени диффузионного образования и роста частиц карбидов на границах зерен можно использовать следующий элементарный подход.
Для оценки объемной доли выделяющихся карбидов fv может быть использовано уравнение Аврами [8]:
fv = fv0 ^rapH^nL (2)
где fv0 — максимальная объемная доля частиц, n -показатель скорости распада твердого раствора.
Характерное время выделения частиц т2 определяется по формуле:
Т2 = Т0 exp (-Q/kT), (3)
где Q — энергия активации, k — постоянная Больцмана, T — абсолютная температура, т0 -предэкспоненциальный множитель.
Предполагая, что выделение карбидов происходит вблизи границ зерен, используем следующие значения параметров: n = 1. 5, т0 = =X2/(AC)1/3Av, Q=Qv [9]. Предполагая, что X -размер области, из которой частица «собирает» атомы углерода, связан с плотностью решеточ-
Л -½
ных дислокаций pv соотношением: X = pv
(~10−5 см), при степени пересыщения феррита
-2
углеродом АС = 3−10% [6], получим, что характерное время т2 выделения частиц на границе зерна составляет ~ 1 год.
Из проведенного анализа следует очевидный вывод: углерод довольно долго и медленно двигается к границам («инкубационный период»), а затем довольно быстро «выделяется» и образует частицы карбидов на границах зерен.
Во избежание недоразумений в интерпретации полученных результатов следует отметить два обстоятельства.
1. Приведенные здесь расчеты характерного времени старения представляют собой лишь оценки «по порядку величины». Их цель — продемонстрировать временной масштаб и характер структурных изменений в стали при комнатной температуре.
2. Процесс старения «сам по себе» не приводит к разрушению трубной стали — он приводит к изменению структуры и связанных с ней свойств металла, влияющих на эксплуатационную надежность и, в конечном счете, на ресурс. Переход от оценок времени старения к оценке ресурса — специальная задача.
Рассмотрим теперь, как влияют на процесс старения различные факторы — размер зерна, температура эксплуатации и величина напряжений.
Из квадратичной зависимости т1 от размера зерна следует, что чем мельче зерно, тем быстрее идет процесс старения. Если для горячекатанных сталей, нормализованных сталей и сталей контролируемой прокатки принять для оценок размер зерна 20, 15 и 10 мкм [6, 10] соответственно, то характерное время старения для сталей контролируемой прокатки оказывается в 4 раза меньше, чем для горячекатанных сталей, и в 2. 25 раза меньше, чем для нормализованных сталей.
Время старения экспоненциально зависит от температуры эксплуатации. Если труба эксплуатируется при повышенной температуре (на выходе компрессорной станции, например), то она будет стареть заметно быстрее. В частности, повышение температуры эксплуатации с 20 до 40оС приводит к уменьшению характерного времени старения в 10 раз.
Вопрос об оценке влияния напряжения на характерное время старения является самым сложным и в данной работе для этого принята простая модель. Из формулы т (а)=т1ехр (-а^/^Т) (здесь ^ - атомный объем) следует, что при рабочих напряжениях в стенке трубы (уровень которых составляет с=10-^, где G — модуль сдвига) характерное время старения по сравнению с временем старения ненагруженной трубы уменьшается более чем в 3 раза.
В соответствии с изложенной моделью уровень старения определяется концентрацией неравновесного углерода в решетке феррита. Чем меньше углерода в твердом растворе, тем выше уровень старения
5© = Сисх ~ С (?зкспл) • 100%, (4)
АСшах
где Сисх — концентрация углерода в кристаллической решетке в начальный момент времени (в состоянии поставки), АСшах — изменение концен-
трации углерода в процессе старения, С (^кспл) -текущая концентрация углерода в кристаллической решетке, 4кспл — время эксплуатации.
Величина текущей концентрации углерода С (^кспл), в свою очередь, в силу экспоненциальной зависимости концентрации углерода в твердом раствора от времени может быть представлена в виде (при ^& gt->-т2)
С (tзкспл) = Сисх АСшах (1 — еХРНэкспл / Т1}). (5)
Подставляя выражение для С (^кспл) в уравнение для 5(^кспп), получим:
5© = (1 — ехрНэкспл /Т1& gt-) • 100%. (6)
Как видно из (6), с учетом (1) при заданном времени эксплуатации уровень старения 5© существенно зависит от структурных параметров материала и их диффузионных свойств. Если в начальной структуре неравновесная концентрация углерода равна нулю, то описанное старение невозможно. Если же при изготовлении листа пересыщение феррита углеродом создано, то интенсивность его ухода зависит от сочетания многих факторов. Например, более крупнозернистая (горячекатаная) сталь 1960-х годов изготовления будет стареть медленнее, чем мелкозернистая сталь контролируемой прокатки, изготовленная в 1980-е годы. То есть более «старая» с точки зрения времени эксплуатации сталь с равновесной исходной структурой может оказаться гораздо менее физически состарена, чем недавно поставленная (с малым временем эксплуатации) сталь с существенно неравновесной исходной структурой.
Подчеркнем еще раз, что время эксплуатации является лишь одним из факторов, определяющих уровень старения, но (как мы видим) есть и другие, иногда даже более «сильные» факторы, и поэтому не всегда труба с большим сроком службы сильнее состарена, чем труба с меньшим сроком эксплуатации.
Обоснование выбора параметра, «чувствительного» к процессу старения
Физико-механические свойства, чувствительные к развитию процессов старения
В настоящее время для исследований поведения атомов углерода в решетке феррита наиболее часто используют методы внутреннего трения [11, 12], методики исследований магнитных свойств [12], а также методы механических испытаний [12]. Другие методы (например, методы рентгеноструктурных исследований [13] и пр.) распространены существенно меньше.
Рис. 2. Изменение механических свойств основного металла труб магистральных газопроводов в процессе длительной эксплуатации
По нашему мнению, весьма перспективным для исследований процесса старения трубных сталей представляется использование механических свойств трубных сталей и, в первую очередь, величины предела макроупругости (а0).
С физической точки зрения предел макроупругости представляет собой напряжение, необходимое для преодоления дислокацией дефектов (препятствий), расположенных внутри зерна [14]. Таким образом, эта величина может быть вычислена как сумма вкладов от различных внутризеренных препятствий — дислокаций, атомов легирующих элементов, частиц второй фазы и др. Важно отметить, что в соответствии с известными экспериментальными данными [15, 16] вклад углерода в твердорастворное упрочнение а-железа на два порядка превосходит вклад всех остальных примесей и легирующих элементов (при одной и той же концентрации) и составляет ~40−50% от общей величины предела макроупругости трубной стали [6]. Таким образом, изменение концентрации углерода в решетке, связанное с процессом старения металла, будет вызывать существенные изменения этого параметра.
Другим немаловажным обстоятельством является и то, что предел макроупругости, по сути, может выступать в качестве одной из ключевых эксплуатационных характеристик металла труб МГ, определяя уровень допустимых рабочих напряжений в стенке трубы (араб). Действительно, для обеспечения длительной эксплуатации необходимо, чтобы уровень нагрузок адоп в металле не превышал предел макроупругости Go (адоп& lt-ао) (рис. 2).
В настоящее время для определения величины Gj,^ сложилась практика использования упрощенных методик на базе стандартных механических испытаний. В частности, для оценки уровня допустимых напряжений вместо величины предела макроупругости G0 при лабораторных испытаниях измеряют g1. (или g^ и, используя коэффициенты запаса пт и пв, определяют GдOп=Gт/nт (или GдOп = G^n^ согласно СНиП 2. 05. 06−85. При этом способе значения коэффициентов запаса априори принимаются постоянными (пт, пв = const) и предполагается, что они не зависят от структурных изменений материала в процессе эксплуатации.
На самом деле процессы, контролирующие изменение предела макроупругости а0 и предела текучести ат в процессе эксплуатации металла, различны. Предел макроупругости отражает особенности развития внутризеренной деформации, в то время как предел текучести отражает также и особенности «перехода» деформации через границы зерен. В общем случае а0 и ат изменяются со временем по-разному. Это означает, что величина пт, связывающая а0 и ат (а0 = ат/ят), не является постоянной и при использовании зависимости ат/пт для оценки текущего значения адоп получается величина, не всегда отвечающая условию адоп& lt-а0 (см. рис. 2).
Расчет предела макроупругости и предела текучести в трубных сталях
Как известно, предел текучести ат складывается из сопротивления движению дислокаций в зерне (а0) и сопротивлению «перехода» дефектов через границы зерен (а^) [15, 16].
Предел макроупругости а0 соответствует минимальному напряжению, при котором начинается микропластическая деформация внутри изолированных зерен поликристалла. Для осуществления микропластической деформации необходимо приложить внешнее напряжение а, равное суммарному полю внутренних напряжений или превосходящее это поле, создаваемое препятствиями, расположенными внутри зерен поликристалла [15, 16]:
а — а0 = апн + атр + ад + аду, (7)
где апн — вклад напряжения трения решетки феррита, атр — напряжение, связанное с растворенными в феррите легирующими элементами, ад -напряжение, создаваемое дислокациями, аду -вклад, связанный с дисперсными частицами.
Физический предел текучести. Для осуществления пластической деформации металла необходимо приложить напряжение, обеспечивающее «передачу» элементарного «акта» пластической деформации через границы зерен. Это напряжение называется «физическим пределом текучести» ат. Его величина может быть вычислена по формуле [15]: ат = а0 + ап + агз, где ап — вклад, вносимый перлитом- агз — вклад, связанный с границами зерен.
Расчет величин вклада сопротивления решетки движению свободных дислокаций (напряжение Пайерлса — Набарро) (апн), вклада дислокаций (ад) или субзеренного упрочнения (асубз), дисперсного упрочнения металла за счет частиц карбидов, нитридов и карбонитридов (аду) и вклада перлита (ап) может быть прове-
ден на основе известных соотношений [15, 16]. Формулы для расчета указанных вкладов представлены в табл. 1.
Расчет вкладов твердорастворного упрочнения (атр) и вклада границ зерен (агз) в случае развития процессов старения является менее простой задачей.
Упрочнение твердого раствора при легировании обусловлено разницей диаметров атомов матрицы и растворенных легирующих элементов. Количественная оценка упрочнения феррита при легировании производится по формуле [15, 16]:
П
атр =1 кС, (8)
1=1
где к^ - коэффициент упрочнения феррита, представляющий собой прирост предела макроупругости при растворении в нем 1% (по массе) г-го легирующего элемента- Сг — концентрация г-го легирующего элемента, растворенного в феррите.
Важно отметить, что значение коэффициента упрочнения феррита углеродом (кс = 4670 МПа/%) существенно выше, чем вклад остальных легирующих элементов — коэффициенты упрочнения стали кремнием и марганцем, например, составляют к§- = 86 МПа/% и кМп = 33 МПа/% соответственно [15, 16].
Таким образом, для стали 17Г1С в исходном состоянии величина атр, связанная с углеродом, составляет 140 МПа (см. табл. 1).
Повышение прочности за счет границ зерен, являющихся барьерами для продвижения дислокаций из одного зерна в другое, описывается соотношением Холла-Петча [15]:
агз = ку /^, (9)
где ку — коэффициент зернограничного упрочнения феррита (ку ~ 0.4 МПа-м12), С — средний размер зерна феррита. Величина ку зависит от состояния границ зерен, при выделении на границах карбидов меняется [6, 16]. При характерных для стали 17Г1С размерах зерен ~ 16 мкм вклад границ зерен в упрочнение составляет 100 МПа.
В табл. 1 представлены результаты расчета величины предела макроупругости и физического предела текучести для нормализованного проката из ст. 17Г1С и ст. Х70 контролируемой прокатки в состоянии поставки (до эксплуатации).
В соответствии с описанной картиной старения часть параметров, контролирующих величину прочностных характеристик сталей, не должна изменяться в процессе эксплуата-
Таблица 1
Расчет величины предела макроупругости и предела текучести сталей 17Г1С и Х70 в состоянии поставки (нормализованный прокат — ст. 17Г1С и контролируемая прокатка — ст. Х70) и после старения
№ Вклад Формула [15, 16] Ст. 17Г1С Ст. Х70
Исходное состояние Состаренное состояние Исходное состояние Состаренное состояние
1 Напряжение Пайерлса ары = 2−10 4 в 10 МПа 10 МПа
2 Вклад дислокаций ад = 0. 33вЪрут асубз = 0. 33/'-1 53 МПа (р" =109 см-2) 110 МПа (1 = 0.9 мкм)
3 Легирование марганцем амп = кмп-Мп (кмп = 33 МПа/%) 25 МПа (Мп~0. 7%, половина связана в МпБ) 25 МПа (Мп~0. 7%, половина связана в МпБ)
4 Легирование кремнием аБі = (к8і = 86 МПа/%) 25 МПа (Б1~0. 2%, половина легирует Ре3С) 25 МПа (Б1~0. 2%, половина легирует Бе3С) —
5 Легирование углеродом ас кс-С (кс=4670 МПа/%) 141 МПа (С~ 0. 03%) & gt-10 МПа (С=0.0%) 140 МПа (С=0. 03%) & gt-10 МПа (С=0.0%)
6 Дисперсное упрочнение аду — 75 МПа (/=0. 042%, Я=30 нм)
Предел макроупругости Расчет 254 МПа 113 МПа 385 МПа 225 МПа
Эксперимент [6] 250280 МПа 100120 МПа 360380 МПа 200230 МПа
7 Вклад перлита ап = 2.4 П 35 МПа (П = 15%) 12 МПа (П = 5%)
8 Зернограничное упрочнение агз = ½ 100 МПа (^=16 мкм, ку=0.4 МПа-м½) 250 МПа (^=16 мкм, Ку = 1.0 МПа-м½) 106 МПа (^=14 мкм, ку = 0.4 МПа-м½) 265 МПа (^=14 мкм, ку = 1.0 МПа-м½)
Предел текучести Расчет 389 МПа 398 МПа 503 МПа 502 МПа
Эксперимент [6] 380420 МПа 370400 МПа 460520 МПа 460510 МПа
ГОСТ 19 281−89 & gt- 370 МПа & gt- 450 МПа
ции, а часть параметров — существенно изменяется.
В процессе эксплуатации изменяются следующие параметры:
а) атр — вклад, связанный с твердорастворным упрочнением. Его изменение обусловлено уменьшением концентрации атомов углерода в решетке феррита вследствие ухода углерода из твердого раствора на границы зерен-
б) агз — вклад, связанный с границами зерен. Его изменение обусловлено упрочнением границ, связанным с образованием на них стеки карбидов.
Оценим максимальный масштаб изменений указанных параметров при старении.
Предположим, что в процессе старения весь избыточный Сизб углерод «уходит» из феррита на границы зерен, и в феррите остается только равновесная концентрация углерода (Сравн-& gt-0%).
Для стали типа 17Г1С величина Сизб~0. 03% [6] и при кс=4670 МПа/% [15, 16] максимальное уменьшение величины предела макроупругости составляет ~ 140 МПа. Таким образом, уход углерода из феррита приводит к существенному разупрочнению.
Предположим, что в полностью состаренной стали все границы зерен полностью заняты структурно-свободным цементитом. В этом случае величина ку может составить 1. 87 МПа-м12 [17], т. е. стать в 34 раза выше, чем в стали с «чистыми» границами. Таким образом, при выделении цементита на границах зерен, в соответствии с соотношением Холла-Петча, максимальное повышение вклада границ зерен агз при С=16 мкм составляет 250 МПа (от 125 до 467 МПа). Следовательно, выделение карбидов по границам зерен является причиной весьма сильного изменения вклада границ зерен агз.
Таблица 2
Механические свойства сталей 17Г1С и Х70 в исходном состоянии и после длительной вылежки в аварийном запасе (АЗ)
Сталь Срок эксплуатации Сталь 17Г1С Сталь Х70
Оо, МПа От, МПа Оо, МПа От, МПа
1 год — - 315±30 460±20
3 года — - 325±15 500±25
9 лет 250±20 395±25 — -
20 лет 245±15 375±25 325±15 455±40
23 года 305±20 475±35
24 лет 270±15 455±35
34 года 255±25 390±30
35 лет 240±25 395±35
Таким образом, в результате старения величина предела макроупругости а0 уменьшается вследствие «ухода» атомов углерода из решетки феррита, а процесс образования карбидов на границах зерен феррита приводит к увеличению коэффициента зернограничного упрочнения ку и, как следствие, к увеличению вклада границ зерен агз. Такое одновременное разнонаправленное изменение вкладов агз и а0 является причиной слабого изменения их суммы -предела текучести ат — при существенном изменении предела макроупругости.
Связь предела макроупругости и уровня старения
В соответствии с приведенной моделью металл, имеющий уровень старения 5=0%, обладает пределом макроупругости, величина которого соответствует стандартной (расчетной)
исх
величине а0 и, как следствие, в структуре
которой не наблюдается выделений карбидов.
Полностью состаренный металл, имеющий уровень старения 5=100%, обладает пределом макроупругости, равным минимальному значе-
ШШ г
нию а0, обусловленного полным уходом уг-
лерода из феррита. В такой стали на границах зерен будут наблюдаться выделения карбидов.
Величина степени старения 5(а0) металла трубы оценивается как:
_исх _тіп
Оо -О0
измер ґ 0------(-) 100%,
(10)
где аизмер (1) — величина предела макроупруго-
исх
сти металла после 1 лет эксплуатации, а0 —
величина предела макроупругости стали в ис-
шт
ходном состоянии, а0 — минимальная величи-
на предела макроупругости стали в полностью состаренном состоянии.
С увеличением времени эксплуатации 1 величина а0(1) уменьшается, стремясь к своему
шт
минимальному значению а0, что приводит к
увеличению степени старения 5 от 0% (в начальный момент времени) до 100%, когда концентрация избыточного углерода в феррите уменьшится до равновесной.
Величина степени старения 5(а0) может быть использована для оценки склонности металла труб к стресс-коррозии — с увеличением степени старения увеличивается склонность металла к коррозионному растрескиванию под напряжением [6].
Таким образом, введенное ранее значение 5© и легко измеряемая величина 5(а0) описывают один и тот же процесс ухода углерода из решетки феррита, и в силу возможности простого измерения величины а0 далее мы будем использовать ее.
Результаты экспериментальных исследований
Для доказательства более высокой чувствительности нового параметра — предела макроупругости (а0) — к развитию процессов старения были исследованы фрагменты основного металла труб аварийного запаса МГ после различных времен вылежки и этих же труб после различных сроков эксплуатации. Измерения предела макроупругости сталей проводилось с использованием методики релаксационных испытаний микрообразцов на сжатие [6].
В табл. 2 представлены результаты измерений величины предела текучести и предела макроупругости для стали Х70 и стали 17Г1С в состоянии поставки и в состоянии после длительной вылежки без эксплуатации (аварийный
исх Ол — О
0
запас). Как видно из данных, представленных в табл. 2, длительная вылежка в аварийном запасе не приводит к существенным изменениям величины предела макроупругости и предела текучести стали — значения а0 и ат стали изменяются в пределах естественного 10%-го разброса.
Сравнение величины предела макроупругости сталей в металле труб аварийного запаса и в аналогичных трубах (той же поставки) после эксплуатации показывает, что величина предела макроупругости эксплуатировавшихся труб существенно меньше, чем для труб аварийного запаса (рис. 3). Важно также отметить, что с увеличением времени эксплуатации разница в значениях предела макроупругости металла труб аварийного запаса и металла эксплуатировавшихся труб непрерывно увеличивается (рис. 3).
Заметим, что после ~30 лет эксплуатации разница в величине изменения предела макроупругости между металлом труб аварийного запаса и металлом эксплуатировавшихся труб составляет ~100 МПа для сталей 17Г1С и ~120 МПа для сталей Х70, что хорошо соответствует оценкам, приведенным в табл. 1.
Изменение величины предела макроупругости на ~150 МПа для стали Х70 и на ~100 МПа для стали 17Г1С при соответствующих им исходных значениях предела макроупругости ~320 МПа и ~250 МПа, соответствует 40−50% масштабу изменения свойств, что превышает как естественный разброс свойств по сечению исследуемых труб, так и погрешность измерения.
Сравнение стандартных механических свойств сталей труб аварийного запаса и экс-
Рис. 3. Сравнение значений предела макроупругости для труб аварийного запаса и «рабочих» труб с трассы из сталей 17Г1С и Х70
плуатировавшихся труб показывает, что значения предела текучести (о0. 2), предела прочности (ов), пластичности (85) при комнатной температуре, а также ударной вязкости (КСи, КСУ) при комнатной и пониженной температурах лежат «внутри» естественного 10%-го разброса свойств, не изменяются с течением времени и соответствуют требованиям нормативной документации на основной металл труб с классом прочности К52 и К60.
Таким образом, новый параметр — предел макроупругости — оказывается более чувствительным к развитию процессов старения, чем стандартные механические свойства.
Заключение
Рассмотрена модель старения трубных сталей при комнатной температуре. Показано, что процесс старения связан с диффузионным «уходом» атомов углерода из пересыщенного твердого раствора феррита на границы зерен и образованием частиц карбидов. Предложена модель расчета величины предела макроупругости трубных сталей в исходном и состаренном состоянии. Показано, что старение трубных сталей приводит к снижению предела макроупругости.
Авторы выражают признательность за поддержку НОЦ «Физика твердотельных наноструктур» ННГУ и НОЦ «Нанотехнологии» ННГУ, ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009−2013 годы», а также Фонду содействия развитию малых форм предпринимательства в научно-технической сфере.
Список литературы
1. Филиппов Г. А., Ливанова О. В. Деградацион-ные процессы и их влияние на трещиностойкость трубных сталей после длительной эксплуатации // Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов. Н. Новгород: Университетская книга, 2006. С. 196−211.
2. Сагарадзе В. В., Филиппов Ю. И., Матвиенко А. Ф. и др. Коррозионное растрескивание аустенит-
ных и феррито-перлитных сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2004. 228 с.
3. Скаков Ю. А. Старение металлических сплавов // Металловедение (материалы симпозиума). М.: Металлургия, 1971. С. 118−132.
4. Гуляев А. П. Металловедение. М.: Металлургия, 1978. 647 с.
5. Шабашов В. А., Коршунов Л. Г., Мукосеев А. Г. и др. Разовые превращения в стали У13 при сильной холодной деформации // Проблемы нанокри-сталлических материалов: Сб. трудов. Екатеринбург: УрО РАН, 2002. С. 111−133.
6. Чувильдеев В. Н. Влияние старения на эксплуатационные свойства сталей магистральных газопроводов // Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов. Н. Новгород: Университетская книга, 2006. С. 18−67.
7. Фрост Г. Дж., Эшби М. Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск: Металлургия, 1989. 328 с.
8. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Ч. 1. Термодинамика и общая кинетическая теория: Пер. с англ. / Под ред. А. Л. Ройтбурда. М.: Мир, 1978. 806 с.
9. Чувильдеев В. Н., Смирнова Е. С. Модель распада твердого раствора при образовании когерентных частиц второй фазы // Металлы. 2011, № 5. (В печати).
10. Матросов Ю. И., Литвиненко Д. А, Голованен-ко С. А. Сталь для магистральных трубопроводов. М.: Металлургия, 1989. 288 с.
11. Блантер М. С., Пигузов Ю. В., Ашмарин Г. М. и др. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях: Справ. изд. М.: Металлургия, 1991. 248 с.
12. Бабич В. К., Гуль Ю. П., Долженков И. Е. Деформационное старение стали. М.: Металлургия, 1972. 320 с.
13. Кузьбожев А. С. Материаловедические критерии оценки надежности металла, методы прогнозирования ресурса газотранспортных систем: Автореф. дисс. д-ра техн. наук. М.: МГВМИ, 2008. 46 с.
14. Микропластичность. Сб. статей: Пер. с англ. М.: Металлургия, 1972. 340 с.
15. Гольдштейн М. И., Литвинов В. С., Бронфин Б. М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 312 с.
16. Пиккеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. 184 с.
17. Долженков И. Е., Долженков И. И. Сфероидиза-ция карбидов в стали. М.: Металлургия, 1984. 144 с.
pipe steel ageing of gas-main pipelines
A. V. Nokhrin, V.N. Chuvil’deev
Ageing mechanisms of gas-main pipeline low-carbon, low-alloy steels have been described. Pipe steel ageing has been shown to be caused by diffusion-controlled motion of carbon atoms towards lattice defects, as well as by precipitation of carbide particles on ferrite grain boundaries. It has also been shown that steel ageing process leads to a decrease of macroelastic limit.
Keywords: pipeline steel, ageing, carbon, ferrite, grain boundary, macroelastic limit, stress corrosion cracking.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой