CC BY
106
Физика старения конструкционных сталей Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского, 2010, № 5 (2), с. 186-189
УДК 539.4; 669.3
ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ЗАРОЖДЕНИЯ ТРЕЩИН КОРРОЗИОННОГО РАСТРЕСКИВАНИЯ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ В МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ
© 2010 г. М.С. Болдин, А.В. Нохрип, В.Н. Чувильдеев, М.К. Чегуров,
Е.Н. Бутусова, С.П. Степанов, Н.А. Козлова, Ю.Г. Лопатин, Д.Н. Котков
Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского
nokhrm@mfti.unn.ru
Поступила в редакцию 19.05.2010
Описана модель процесса зарождения трещин коррозионного растрескивания под напряжением (КРН) в малоуглеродистых низколегированных сталях различного химического и фазового состава. Установлено, что предел макроупругости стали является пороговым напряжением для процесса КРН. Показано, что старение стали в процессе длительной эксплуатации приводит к уменьшению времени инкубационного периода КРН и снижению порогового разрушающего напряжения КРН.
Ключевые слова: коррозионное растрескивание под напряжением, сталь, инкубационный период, пороговое напряжение, микропластическая деформация, предел макроупругости, граница зерна, старение.
Коррозионное растрескивание под напряжением (КРН) металлов и сплавов — процесс разрушения материала, находящегося в особом структурном состоянии, за счет образования трещин под действием нагрузки и коррозионной среды [1]. Экспериментальным и теоретическим исследованиям этого явления посвящено большое число работ [1—5]. Однако известные в настоящий момент экспериментальные данные носят весьма противоречивый характер: в [2] отмечено отсутствие выраженного силового порога коррозионной стойкости для сталей контролируемой прокатки, в то время как в [3] показано, что пороговое напряжение КРН современных трубных сталей превышает половину предела текучести. Наблюдаются противоречия и в понимании влияния параметров структуры, химического и фазового состава трубных сталей на их склонность к КРН. Рядом исследователей [2—4] показано, что КРН подвержены, в основном, высокопрочные мелкозернистые стали контролируемой прокатки. Однако авторами [5] указывается, что при испытании в сероводородсодержащих средах стали контролируемой прокатки и термоулучшенные стали обладают повышенной стойкостью к зарождению трещин КРН.
Целью настоящей работы является исследование механизмов зарождения трещин КРН в малоуглеродистых трубных сталях.
В [6] предложена модель образования трещин КРН в трубных сталях, в соответствии с которой предполагается, что время инкубационного пе-
риода (тинк) КРН сталей определяется скоростью накопления дефектов на границах зерен феррита в процессе микропластической деформации и может быть оценено с помощью простого соотношения:
Хинк = , (!)
* V,
где 6 - критическая степень локальной мик-ропластической деформации, накопление которой необходимо для зарождения микротрещины (е ~ 1+10% [7, 8]), е„ - скорость пластической деформации.
Скорость пластической деформации в соответствии с [9] лимитируется скоростью движения дислокаций в поле равномерно распределенных точечных препятствий и экспоненциально зависит от величины приложенного напряжения (о):
е„ = е0ехр
кТ
1-
ст-стп
(2)
где оо - предел макроупругости стали, АПкТ -свободная энергия преодоления препятствий,
V. *
е0 - предэкспоненциальныи множитель, о -напряжение течения материала при Т= О К [9].
Наиболее важным следствием из предложенной модели является вывод о том, что КРН трубных сталей происходит лишь при напряжениях, превышающих величину предела макроупругости стали (о >оо) - в области микропластической деформации. При превышении рабочими напряжениями (ораб) величины предела макроупруго-
а, МПа
Рис. 1. Зависимость времени инкубационного периода КРН от напряжения: а - армко-железо, б - сталь 19Г, в - сталь 10Г2ФБ. Пунктирной линией на графике отмечены пороговые напряжении КРН сталей
Таблищ 1
Химический состав и механические свойства объектов исследования
а-Бе 19Г 10Г2ФБ (исходное сост.) 10Г2ФБ (состаренное сост.)
С, % вес 0.09 0.17 0.09 0.12
81, % вес 0.261 0.201 0.27 0.52
1 А1, % вес 0.02 - 0.022 -
и Мп, %вес 0.511 1.187 1.665 1.60
и Р, % вес - 0.021 0.004 0.020
1 Сг, % вес 0.27 0.112 0.054 -
№, % вес 0.179 - - -
1 Си, % вес 0.169 0.137 0.041 -
я П, % вес - - 0.015 -
№), % вес - - 0.047 -
V, % вес - - 0.081 0.10
1 -II а Предел макроупругости а0, МПа 50 170 370 235
Физический предел текучести от, МПа 150 310 475 453
Условный предел текучести а0 2, МПа 170 285 510 475
Я о Я « !§ ° Предел прочности ов, МПа 260 500 605 620
сти стали (оо) возникает поток дислокаций на границы зерен феррита, интенсивность которого (Т), пропорциональна скорости внутризеренной деформации ву:
1 = &у!Ъ, (3)
где ^ — геометрический коэффициент, зависящий от степени однородности потока решеточных дислокаций, Ъ - вектор Бюргерса.
«Бомбардировка» границы зерна потоком решеточных дислокаций приводит к накоплению дефектов и при достижении некоторой критической плотности накопленных дислокаций (достижения критической степени микро-
пластической деформации в*) - к образованию микротрещины в стыке зерен и ее дальнейшему распространению по границе зерна.
На рис. 1 представлены зависимости времени инкубационного периода КРН для образцов трубных сталей различного химического и фазового состава в состоянии поставки (до эксплуатации), а также образцов армко-железа. Химический состав и механические свойства сталей приведены в табл. 1.
Из рис. 1 видно, что для всех сталей наблюдается пороговое напряжение (акрн ), ниже которого (о < Окрн) разрушения сталей не происходит.
1п(тин„), мин
Рис. 2. Зависимость Тщ^а) в полулогарифмических координатах 1п т^ш - (1—(су - <з0)/а*): а - армко-железо, б - сталь 19Г, в - сталь 10Г2ФБ
Сопоставление значений ОкрН с параметрами механических свойств показывает, что пороговое напряжение Окрн с хорошей точностью соответствует величине предела макроупругости о0, а стресс-коррозионное разрушение трубных сталей развивается лишь в области микропласти-ческой деформации.
Вторым важным следствием, вытекающим из рассматриваемой модели, является характер зависимости времени инкубационного периода КРН от величины приложенного напряжения
Тинк(о).
В соответствии с (1) и (2) увеличение приложенного напряжения (о) должно приводить к экспоненциальному уменьшению времени инкубационного периода КРН, причем угол наклона зависимости тинк(а) в полулогарифмических координатах 1п тинк - (1-(о - оо)/о ) соответствует величине свободной энергии АР (рис. 2).
Сравнение определенных из рис. 2 значений АР = 0.013 - 0.03 ОЪъ с данными [9] показывает, что интенсивность процесса пластической деформации и зарождения трещин КРН в малоуглеродистых сталях контролируется «сопротивлением» движению решеточных дислокаций со стороны точечных препятствий: атомов легирующих элементов, в первую очередь атомов углерода, дающих наиболее существенный вклад в упрочнение [9].
Проанализируем в рамках предложенной модели влияние процесса старения сталей на их склонность к зарождению трещин КРН.
Как показано в [10], в процессе старения стали избыточный углерод, распределенный в
решетке феррита, диффундирует к границам зерен и образует на них карбиды. Этот процесс приводит к уменьшению величины предела макроупругости на 100-150 МПа [10]. В соответствии с (2) такое уменьшение предела макроупругости при рабочих напряжения араб>а0 должно приводить к существенному (в несколько раз) увеличению скорости внутризеренной деформации еу и, соответственно, к уменьшению времени инкубационного периода КРН.
Следует также отметить, что в процессе старения, вследствие диффузионного «ухода» атомов углерода из решетки феррита, свободная энергия взаимодействия дислокаций с препятствиями АР должна снижаться до значений, характерных для чистой кристаллической решетки феррита (А^< 0.2 ОЪъ) [9].
На рис. 3 представлены зависимости тИНк(о) для стали 10Г2ФБ в исходном и состаренном состоянии. Видно, что в состаренных сталях наблюдаются пониженные значения порогового разрушающего напряжения окрн (для стали 10Г2ФБ в исходном состоянии ОкрН иох = 390 МПа, в состаренном состоянии окрн ооотар = 230 МПа), а также существенно более низкие значения времени инкубационного периода КРН (при напряжении о = 330 МПа величина тинк для стали в состаренном состоянии составляет 45 мин).
Обобщение данных, представленных на рис. 4, показывает, что угол наклона зависимости Тинк(о) в полулогарифмических координатах 1п Тинк - (1-(о - Оо)/с ) для сталей в исходном и состаренном состоянии заметно отличается: оценки показывают, что величина сво-
200 250 300 350 400 450 500 550 600 650
Рис. 3. Зависимость ти!ж(а) для стали 10Г2ФБ в исходном (а) и состаренном (б) состояниях
MO, МИН
Рис. 4. Зависимость тинк(а) в полулогарифмических координатах 1п - (1-(а - ао)/а ) для стали 10Г2ФБ в исходном (а) и состаренном (б) состояниях
бодной энергии для состаренной стали составляет 0.02 ОЬ3, что соответствует данным [9] о величине Д^, обусловленной взаимодействием дислокаций с рельефом Пайерлса и с атомами марганца и кремния, растворенными в решетке феррита.
Работа выполнена при поддержке Федеральной целевой программы «Научные и научнопедагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 гг., а также Фонда содействия развитию малых форм предприятий в научнотехнической сфере (программа «У.М.Н.И.К.»).
Список литературы
1. Стеклов О.И. Стойкость материалов и конструкций к коррозии под напряжением. М.: Машиностроение, 1990. 384 с.
2. Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И., Матвиенко А.Ф. и др. Коррозионное растрескивание аустенит-ных и фериттоперлитных сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2004. 226 с.
3. Сергеева Т.К., Турковская Е.П., Михайлов Н.П., Чистяков А.И. Состояние проблемы стресс-коррозии в странах СНГ и за рубежом. М.: ИРЦ Газпром, 1997. 101 с.
4. Конаков М.А., Теплицкий Ю.А. Коррозионное растрескивание под напряжением трубных сталей. СПб.: Инфо-да, 2004. 358 с.
5. Филиппов Г.А., Морозов Ю.Д., Чевская О.Н. Факторы, влияющие на склонность трубных сталей к коррозионному растрескиванию под напряжением // Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов. Н. Новгород: Университетская книга, 2006. С. 164-177.
6. Мирошниченко Б.И., Нохрин А.В., Лопатин Ю.Г. Металлургические и эксплуатационные аспекты образования дефектов стресс-коррозии в магистральных трубопроводах // Технология металлов, 2010 (в печати).
7. Калиниченко Х.Б., Пистун И.П., Ткачев В.И. и др. // Физика металлов и металловедение. 1975. Т. 40. № 5. С. 1115-1118.
8. Дурягин В.А., Куслицкий А.Б., Пистун И.П. // Физика металлов и металловедение. 1980. Т. 50, № 5. С.1114-1117.
9. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. Челябинск: Металлургия, 1989. 328 с.
10. Чувильдеев В. Н. Влияние старения на эксплуатационные свойства сталей магистральных газопроводов // Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов: Н. Новгород: Университетская книга, 2006. С. 18-61.
INVESTIGATION OF STRESS-CORROSION CRACK ORIGIN IN LOW-CARBON, LOW-ALLOY STEELS
M.S. Boldin, A. V. Nokhrin, V.N. Chuvil’deev, M.K. Chegurov, E.N. Butusova,
S.P. Stepanov, N.A. Kozlova, Yu. G. Lopatin, D.N. Kotkov
A model has been described of stress-corrosion crack (SCC) origin in low-carbon, low-alloy steels of different chemical and phase content. The steel macroelastic limit has been found to be a threshold stress for the SCC process. Steel ageing in the process of prolonged service has also been found to lead to a decrease in the SCC incubation period and the destructive stress threshold.
Keywords: stress-corrosion cracking, steel, incubation period, threshold stress, microplastic deformation, macroelastic limit, grain boundary, ageing.
