Исследования процесса зарождения трещин коррозионной усталости в малоуглеродистых трубных сталях

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

Физика старения конструкционных сталей Вестник Нижегородского университета им. Н. И. Лобачевского, 2010, № 5 (2), с. 181−185
УДК 539. 4- 669. 3
ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССА ЗАРОЖДЕНИЯ ТРЕЩИН КОРРОЗИОННОЙ УСТАЛОСТИ В МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЯХ
© 2010 г. Е. Н. Бутусова, А. В. Нохрин, В. Н. Чувильдеев, Д. Н. Котков,
М. С. Болдин, С. П. Степанов, М. К. Чегуров, НА. Козлова, А. С. Михайлов, H.H. Вирясова
Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского
nokhm@mm. umi. ru
Поступила в редакцию 19. 05. 2010
Описаны результаты исследований влияния процесса старения на параметры коррозионноусталостной прочности малоуглеродистых трубных сталей. Установлена экспоненциальная зависимость числа циклов до зарождения трещины от амплитуды прикладываемого напряжения и показано, что параметры этой зависимости определяются структурой стали и в значительной степени зависят от выделения частиц карбидов на границах зерен. Предложена модель зарождения усталостной трещины, на основе которой проведен анализ влияния параметров структуры сталей на их склонность к коррози-онно-усталостному разрушению. Результаты расчетов сопоставлены с экспериментальными данными.
Ключевые слова: сталь, структура, цементит, граница зерна, коррозионная усталость, трещина, пластическая деформация.
Как известно, коррозионная усталость — это процесс разрушения материала за счет образования и распространения трещин под действием переменных механических напряжений и кор-розионно-активной среды [1].
Традиционно вопрос о склонности металла к зарождению и распространению коррозионно-усталостных трещин рассматривался с позиций либо механики сплошных сред [2, 3], либо химии твердого тела и электрохимии [4]. В механике склонность стали к коррозионноусталостному разрушению связывается, главным образом, с параметрами трещиностойко-сти и стандартными механическими свойствами материала, а химия основное внимание уделяет составу стали и электрохимическим условиям испытаний. Указанные подходы продемонстрировали высокую эффективность при оценке влияния напряженно-деформированного состояния, режимов электрохимической защиты, состава грунтовых вод на параметры коррозионно-усталостной прочности сталей. Вместе с тем следует отметить, что при указанных традиционных подходах не уделяется достаточного внимания влиянию структуры металла на его коррозионно-усталостную прочность. Это приводит к тому, что металлы и сплавы, эквивалентные с точки зрения стандартных механических свойств и условий проведения эксперимента, но обладающие разной
структурой, разрушаются по различным механизмам (транскристаллитное, межкристаллит-ное разрушение) и с принципиально различной скоростью [5].
Большое влияние на склонность сталей к разрушению оказывает процесс старения, заключающийся в диффузионном движении атомов углерода, растворенных в ферритной матрице, к границам зерен и выделении на них частиц карбидов [5]. Старение сталей обусловлено термодинамической неравновесностъю исходного состояния и постепенным приближением структуры к равновесному состоянию в условиях достаточной диффузионной подвижности атомов углерода [5]. В результате старения повышается склонность сталей к зарождению и росту хрупких трещин [5].
Таким образом, в связи с повышением требований к надежности магистральных нефте- и газопроводов и обеспечению требований к их ресурсу, необходима разработка и внедрение новых подходов и методик оценки состояния металла, позволяющих учитывать влияние процессов старения на склонность сталей к зарождению и распространению коррозионно-уста-лостных трещин.
Целью настоящей работы является исследование влияния параметров структуры малоуглеродистых трубных сталей на зарождение корро-зионно-усталостных трещин.
Таблица 1
Химический состав и механические свойства сталей
Номер серии Концентрация легирующих элементов, вес.% Стандартные механические свойства Результаты релаксационных испытаний
С Мп Si Ті Nb V МПа & lt-^0. 2>- МПа § 5, % сг0, МПа (Ут, МПа
Армко- железо 0. 09 0. 51 0. 26 — - - 260 150 30.0 60 120
Ст. 10Г2ФБ (состояние ?1) 0. 098 1. 59 0. 44 0. 020 0. 051 0. 003 640 510 22.5 310 530
Ст. 10Г2ФБ (состояние 52) 0. 14 1. 45 0. 33 — - 0. 06 615 475 — 245 485
Ст. 17Г1С (состояние 1?1) 0. 16 1. 34 0. 47 0. 020 0. 007 0. 006 600 435 24.5 270 400
Ст. 17Г1С (состояние Б2) 0. 18 1. 42 0. 50 — - - 600 425 — 155 370
Таблица 2
Значения количества циклов до зарождения коррозионно-усталостной трещины в зависимости от амплитуды приложенного напряжения
Армко-железо (о0=60 МПа) Ст. 10Г2ФБ Ст. 17Г1С
состояние Si (о0=ЗЮ МПа) состояние S2 (о0=245 МПа) состояние Si (а0=270 МПа) состояние S2 (ао=155 МПа)
оа, No, No, No, No, No,
МПа цикл МПа цикл МПа цикл МПа цикл МПа цикл
145 55 000 325 496 800 300 280 800 305 538 200 245 662 400
150 27 500 345 110 400 325 110 400 325 138 000 270 220 800
155 7500 360 27 500 335 55 200 340 110 400 300 165 600
160 2750 370 13 800 350 27 500 375 55 200 310 110 400
— - - - - - - - 325 55 200
В качестве объектов исследования выступали образцы малоуглеродистых низколегированных трубных сталей различного химического и фазового состава в состоянии после нормализации и контролируемой прокатки, а также образцы армко-железа в нормализованном состоянии. Образцы сталей отбирались из основного металла труб в состоянии поставки (состояние 50, а также из основного металла труб в состоянии после длительной эксплуатации (состояние ^г). Состав и механические свойства сталей представлены в табл. 1.
Проведенные структурные исследования показали, что в состаренном состоянии (^г) наблюдается интенсивное выделение карбидов по границам зерна феррита. Объемная доля выделившихся частиц карбидов составляет ~1%.
Для исследования коррозионно-усталостных свойств сталей использовался лаборатор-
ный автоматизированный комплекс, позволяющий проводить испытания образцов по схеме «консольный изгиб» в электролитах различной агрессивности. Испытания образцов 7. 5×10×60 мм с U-образным надрезом глубиной 0.5 мм (с радиусом закругления 0. 25 мм) проводились в 3%-ном водном растворе NaCl (рН=5. 5) в интервале амплитуд напряжений до предела прочности. Частота нагружения составляла 50 Гц.
Процесс зарождения коррозионно-усталостной трещины фиксировался при помощи металлографического микроскопа Leica IM DRM. В процессе эксперимента фиксировалось число циклов до зарождения трещины (N0) при различных значениях амплитуды приложенного напряжения. Расчет напряжения (о) в вершине концентратора производилось с помощью стандартных соотношений линейной механики разрушения [6].
Рис. 1. Зависимость числа циклов до зарождения трещины от амплитуды прикладываемого напряжения для трубных сталей: а — ст. 10Г2ФБ, б — ст. 17Г1С и армко-железо
Рис. 2. Влияние старения на число циклов нагружения до зарождения трещины и до разрушения образца сталей 17Г1С (а)иХ70 (б)
На рис. 1 представлены зависимости числа циклов до зарождения трещины от амплитуды приложенного напряжения N (?(6) для трубных сталей различного химического и фазового состава. В табл. 2 представлены значения N0 для различных амплитуд нагружения образцов сталей, находящихся в различных структурных состояниях.
Обобщение представленных экспериментальных результатов показывает, что зависимость Nо (о) имеет экспоненциальный характер — зависимость числа циклов до зарождения трещины от амплитуды приложенного напряжения в полулогарифмических координатах 1п (Д^о) — о может
быть интерполирована прямой линией, угол наклона которой зависит от структурного состояния материала (концентрации легирующих элементов, среднего размера зерна и, что особенно важно, от объемной доли и размера частиц карбидов).
Следует отметить, что увеличение объемной доли частиц карбидов, выделяющихся по границам зерен феррита в процессе эксплуатации (увеличение уровня старения и уменьшение предела макроупругости), приводит к снижению числа циклов до зарождения коррозионноусталостной трещины (рис. 2а, б), а также к уменьшению угла наклона зависимости 1п (А0) -о (см. рис. 1).
Таблица 3
Значение параметров, используемых при расчетах
N Параметр Обозначение Значение
1 Предекспоненциальный множитель ё 0 10"6 с"1
2 Постоянная Больцмана к 1. 38−10'-2J Дж/К
3 Температура плавления Тт т 1810 К
4 Абсолютная температура испытаний Т 293 К
5 Свободная энергия АF 0. 07−0.2 G6j
6 Коэффициент однородности пластической деформации 0−1 10'-j
7 Частота нагружения V 50 Гц
8 Модуль сдвига G 64 ГПа
9 Вектор Бюргерса Ъ 2. 48Т0−1″ м
10 Критическая степень деформации 8 1%
11 Пороговое напряжение (ст. 10Г2ФБ, состояние G 310 МПа
12 Пороговое напряжение (ст. 17Г1С, состояние 5^) G 270 МПа
11 Пороговое напряжение (армко-железо) О 60 МПа
Проведем анализ полученных экспериментальных результатов.
В соответствии с [7, 8], необходимым условием зарождения трещины в металле является накопление критической степени микропласти-ческой деформации, которую обозначим е. По разным оценкам [9, 10], величина е может составлять ~1%.
Оценка величины накопленной микропла-стической деформации е, соответствующая числу циклов до зарождения усталостной трещины, в первом приближении может быть проведена с помощью простого соотношения:
в* =80, (1)
где ?] - микропластическая деформация, накопленная за 1 цикл усталостного нагружения.
Величина ?1 в области микропластичности может быть рассчитана с помощью уравнения: е1 =а (са-с0)/?, (2)
где Е — модуль Юнга, а — коэффициент, характеризующий геометрию цикла, оа — приложенное напряжение, оо — предел макроупругости стали.
Из (1) и (2) следует, что число циклов N0 может быть представлено в виде:
#0 =а1е'Ч'-/е", (3)
где (XI — коэффициент однородности пластической деформации (~103), V — частота нагружения, — скорость пластической деформации.
Уравнение для скорости пластической деформации в случае движения дислокаций в поле равномерно распределенных точечных препятствий может быть представлено в виде [11]:
sv = s0exp

1-
(4)
где 8 0 — предекспоненциальный множитель, о* - напряжение течения при 7=0 К, ДF — общая свободная энергия (энергия активации), необходимая для того, чтобы преодолеть препятствие без приложения внешнего напряжения, к — постоянная Больцмана, Т- температура испытания. Значения параметров, используемые при расчетах, приведены в таблице 3.
Воспользовавшись соотношениями (1)-(4), проведем оценку свободной энергии АР.
В соответствии с (4), величина АР может быть оценена как угол наклона зависимости
N0(0) в координатах 1п (2Уо)-(1-(ста -а0)/а*).
Анализ показывает, что увеличение степени старения приводит к уменьшению свободной энергии А/7: доя стали 10Г2ФБ в исходном состоянии (?1) величина Л/7≠0.2 ОЬъ~Ъ-ОкТт, для стали 10Г2ФБ в состаренном состоянии А2=0. 07 ОЬъ~2-ЪкТт. Таким образом, процесс старения стали приводит к уменьшению свободной энергии А/
Анализ полученных результатов и их сопоставление с данными [11] показывает, что скорость пластической деформации в сталях в исходном состоянии (й) определяется, главным образом, скоростью движения дислокаций через препятствия в виде равномерно распределенных атомов углерода, вызывающих существенные искажения кристаллической решетки феррита [12]. В процессе старения атомы углерода диффундируют к гра-
Рис. 3. Сопоставление теоретических расчетов (__)
и экспериментальных данных. Сталь в исходном состоянии (состояние ЗД
нице зерна [5], что приводит к уменьшению концентрации углерода в кристаллической решетке феррита и, как следствие, к уменьшению свободной энергии до значений, соответствующих сопротивлению движения дислокаций со стороны кристалллической решетки [11].
Уменьшение энергии ЛF в соответствии с (3) и (4) приводит к увеличению скорости внутри-зеренной деформации и, в соответствии с (3), к уменьшению числа циклов до зарождения трещины Ы0 ~1/еу.
На рис. 3 представлены теоретические и экспериментальные зависимости числа циклов N от амплитуды приложенного напряжения для сталей различного химического и фазового состава.
Как видно из представленных данных, предложенная модель дает хорошее соответствие результатов расчетов и экспериментальных данных.
Работа выполнена при поддержке Федеральной целевой программы «Научные и научно-педа-
гогические кадры инновационной России» на 2009- 2013 гг., а также Фонда содействия развитию малыьх форм предприятий в научно-технической сфере (программа «У.М.Н.И.К. «).
Список литературы
1. Форрест П. Усталость металлов. М.: Машиностроение, 1968. 352 с.
2. Разрушение. Т. 3. Инженерные основы и воздействие внешней среды. М.: Мир, 1976. 800 с.
3. Стеклов О. И. Стойкость материалов и конструкций к коррозии под напряжением. М.: Машиностроение, 1990. 380 с.
4. Эванс Ю. Р. Коррозия, пассивность и защита металлов. М.: Металлургиздат, 1941. 885 с.
5. Чувильдеев В. Н. Влияние старения на эксплуатационные свойства сталей магистральных газопроводов // Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов. Н. Новгород: Университетская книга, 2006. С. 18−68.
6. Griffith A.A. The phenomena of rupture and flow in solids // Philos. Trans. Roy. Soc. 1920. Ser. A. V. 221. P. 163−198.
7. Серенсен С. В., Махутов Н. А. Условия инициирования и распространения трещин малоциклового разрушения в зонах концентрации напряжений. В кн.: Механика деформируемых тел и конструкций. М.: Машиностроение, 1975. 443 с.
8. Судзуки Т., Ёсинага Х., Такеути С. Динамика дислокаций и прочность. М.: Мир, 1989. 294 с.
9. Калиниченко Х. Б., Пистун И. П., Ткачев В. И. и др. О связи характера разрушения стали при малоцикловой усталости с процессами упрочнения и разупрочнения металла // Физика металлов и металловедение, 1975. Т. 40, № 5. С. 1115−1118.
10. Дурягин В. А., Куслицкий А. Б., Пистун И. П. Развитие полос скольжения при малоцикловой усталости в среднеуглеродистой стали // Физика металлов и металловедение, 1980. Т. 50, № 5. С. 1114−1117.
11. Фрост Г. Дж., Эшби М. Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск: Металлургия, 1989. 328 с.
12. Гуляев А. П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. 544 с.
INVESTIGATION OF CORROSION-FATIGUE CRACK ORIGIN IN LOW-CARBON PIPE STEELS
E.N. Butusova, A. V. Nokhrin, V.N. Chuvil’deev, D.N. Kotkov, M.S. Boldin,
S.P. Stepanov, M.K. Chegurov, N.A. Kozlova, A.S. Mikhaylov, N.N. Viryasova
The influence of the ageing process on the parameters of corrosion-fatigue strength of low-carbon steels is investigated. An exponential dependence has been found of the number of cycles before the crack origin on the applied pressure amplitude. The parameters of this dependence are defined by the steel structure and to a large degree depend on the release of carbide particles at grain boundaries. A model of corrosion-fatigue crack origin is proposed on the basis of which the analysis is carried out of the influence of steel structure parameters on their susceptibility to corrosion-fatigue destruction. Calculation results are compared with experimental data.
Keywords: steel, structure, cementite, grain boundary, corrosion fatigue, crack, plastic deformation.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой