К вопросу об усталостных свойствах трубных сталей в различных структурных состояниях Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 621

К ВОПРОСУ ОБ УСТАЛОСТНЫХ СВОЙСТВАХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ В РАЗЛИЧНЫХ СТРУКТУРНЫХ СОСТОЯНИЯХ

© 2016 Д. В. Колмыков1, Т. И. Романова2, Е. А. Рябцовская3

1канд. техн. наук, доцент кафедры БЖД и СТС e-mail: kodan@mail.ru 2 3аспирант ЮЗГУ

Курский государственный университет

Установлены зависимости предела выносливости и предела текучести, усталостных свойств основных сталей, применяемых для изготовления труб различного назначения.

Ключевые слова: трубные стали, усталостные свойства сталей, структура стали

Основное требование, которое предъявляется к сталям, предназначенным для изготовления трубопроводов, - это определенное (заранее заданное) сочетание прочностных и пластических свойств, высокие показатели ударной вязкости, сопротивления усталости и коррозионной стойкости. Кроме того, трубные стали должны обладать хорошей свариваемостью, а также иметь низкую температуру перехода в хрупкое состояние. Низколегированные трубные (строительные) стали широко применяются в горячекатаном состоянии или после термической обработки для изготовления трубопроводов различного назначения и сварных конструкций. Эти стали, как правило, содержат не менее 0,2 % С и до 2...3 % легирующих элементов и ненамного дороже углеродистых сталей, однако обладают рядом важных преимуществ: более высокими пределами текучести и прочности, пониженной склонностью к механическому старению, повышенной хладноломкостью, лучшей коррозионной стойкостью и износостойкостью. Свойства низколегированных сталей (предел прочности, ударную вязкость и др.) можно существенно повысить термической обработкой.

Наиболее существенным недостатком низколегированных сталей, по сравнению с однотипными углеродистыми, является повышенная чувствительность к концентраторам напряжений. Такими концентраторами, влияющими прежде всего на предел выносливости стали, могут являться элементы и дефекты структуры.

Структурный фактор является одним из основных, влияющих на процесс зарождения усталостных повреждений, а также на процессы образования и роста усталостных трещин [Терентьев 2002].

Одним из основных факторов, влияющих на закономерности образования и роста усталостных трещин, является структурно-фазовый состав поликристаллических металлов, то есть совокупность имеющихся в сталях фаз с учётом их объёмной доли, распределения, морфологии.

Статистический характер процесса усталости, связанный с естественной неоднородностью свойств металлов, приводит к необходимости испытания группы однотипных образцов (обычно 5-7), отличающихся распределением и объёмной долей фазовых составляющих структуры, что снижает достоверность результатов испытаний по установлению взаимосвязи параметров циклической трещиностойкости с фазовым составом сталей [Там же].

Ускоренный неразрушающий метод [Шаповалова и соавт. 2009] позволяет измерить предел выносливости 0.1, одного образца с высокой точностью (до 5%) и далее провести испытание того же образца с тем же структурно-фазовым составом на определение предела текучести о0,2.

Соотношение о-1/о0,2 связано с параметрами кинетической диаграммы усталостного разрушения (КДУР) сталей [Иванова и соавт. 1986]. Взаимосвязь между фундаментальными механическими свойствами и силовым критерием Кю -коэффициентом интенсивности напряжений, характеризующим локальные свойства торможения трещины при отрыве, позволила обосновать использование только одного критерия подобия при автомодельности зоны предразрушения у кончика трещины -размаха коэффициента интенсивности напряжения ДК [Иванова 1989].

Пороговыми значениями ДК на диаграмме КДУР являются ДК^ - размах коэффициента интенсивности напряжений (КИН), ниже которого усталостная трещина не распространяется и ДКцс, при котором происходит автомодельное усталостное разрушение образца.

Наиболее важным с практической точки зрения является определение значения ДК^. Характеристика ДК^ является структурночувствительной и зависит не только от среднего размера зерна, но в большой степени от фазового состава структуры металла. Между тем этот вопрос остаётся наименее изученным [Терентьев 2002].

Исследование взаимосвязи ДК^, ДК^с и Кю с объёмной долей фазовых составляющих структуры проведено на низколегированных низкоуглеродистых сталях 09Г2С и 10Х2ГНМ, широко применяемых в конструкциях, подверженных повторно-силовому нагружению. Химический состав исследуемых сталей приведен в таблице 1.

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей_

Марка Легирующие элементы, %

стали C Si Mn P S Cr Ni Cu

09Г2С 0,09 - 0,74 - 1,55 - 0,010 - 0,002 - 0,085 - 0,070 - 0,16 -

0,11 0,77 1,57 0,015 0,022 0,18 0,090 0,19

10Х2ГНМ 0,09 - 0,30 - 1,03 - Мо 0,006 - 2,34 - 0,20 - As

0,12 0,41 1,07 0,49 0,032 2,38 0,26 0,014

Образцы для металлографических исследований и механических испытаний выполнялись из фрагментов металла труб до эксплуатации диаметром 1020 мм и толщиной стенки 12 мм.

С целью получения гаммы фазовых составляющих структур металлов предварительной термической обработкой в сталях формировали различный исходный структурный состав. Режимы термической обработки и структурный состав, полученный в результате такой обработки, представлен в таблице 2.

Далее образцы каждой группы подвергались термическому циклу с максимальной температурой нагрева (Ттах) 1350 °С. Скорость охлаждения изменялась в интервале температур диффузионного превращения аустенита 800...500 °С/с. Таким образом, обеспечивался контролируемый структурно-фазовый состав исследуемых сталей.

Таблица 2

Варианты термической обработки и обеспеченный структурный состав

Сталь Вариант терм. обработки Режим термической обработки Структурный состав

1 Нагрев до 920-930 °С, выдержка 25 мин, охлаждение в воде со скоростью 80-100 °С/с 5% феррита, 45% бейнита, 50% мартенсита (Б-М)

09Г2С 2 Обработка по варианту 1+отпуск при температуре 670 °С, 2 часа, охлаждение на воздухе сорбит отпуска

3 Нагрев до 920-930 °С, выдержка 25 мин, охлаждение на воздухе со скоростью 2-3 °С/с 20% перлита пластинчатого, 80% феррита (Ф-Пп)

4 Нагрев 680 °С, выдержка 9 часов, охлаждение на воздухе со скоростью 2-3 °С/с 20% перлита зернистого, 80% феррита (Ф-Пз)

§ 1 Нагрев до 930-950 °С, выдержка 3,5 часа, охлаждение со скоростью 0,12-0,15 °С/с 50% феррита, 50% бейнита

и 2 X о 2 Нагрев до 930-950 °С, выдержка 3,5 часа, охлаждение со скоростью 0,8-0,9 °С/с 5% феррита, 80% бейнита, 15% мартенсита

Структурные диаграммы сталей представлены на рисунке 1. Микроструктура стали 09Г2С для двух исходных структурных состояний при различной скорости охлаждения металла \V8.5 показана на рисунке 2. 100

э

2

С о

2

х

о.

р

£

а)

з =

г

2 В п.

с

б)

Рис. 1. Структурная диаграмма стали 09Г2С (а) и стали 10Х2ГНМ (б): а) исходная структура Б-М; исходная структура Ф-Пз; б) исходная структура Ф-Б; исходная структура Б-М

Как следует из рисунков 1а и 2, при одинаковых условиях термического воздействия содержание в структурах полигонального феррита разное. Так, при W8.5 = 10 °С/с в сталях 09Г2С с исходной Ф-П структурой присутствует около 25% феррита, а с исходной Б-М структурой выделение структурно-свободного феррита практически предотвращается. Для усталостных испытаний из металла, прошедшего охлаждение при различных скоростях W8.5, были изготовлены образцы. Ускоренным

неразрушающим методом измерены пределы выносливости о_1 и текучести о0,2. По соотношению о.1/о0,2 и методике (см.: [Иванова и соавт. 198]) были рассчитаны значения ЛКь, ЛК^ и К1С образцов с различным содержанием объёмной доли феррита в структуре стали 09Г2С и мартенсита в структуре стали 10Х2ГНМ. Результаты для параметра ДК^ приведены на рисунке 3.

^Штт

ты

Л V-.':

а)

жщ

Ш»

••Л. аМ Vi- -J

б)

0,5 °С/с

3,0 °С/с

10,0 °С/с

30,0 °С/с

Рис. 2. Микроструктура стали 09Г2С в зависимости от скорости охлаждения (^8.5) при разном исходном структурном состоянии: а) Ф-Пз; б) Б-М (*250)

На рисунке 3 а показаны зависимости параметра ЛКь для исходных структур Ф-Пз (1) и Б-М (2) стали 09Г2С от доли феррита в структуре металла. С уменьшением доли Ф величина АКь возрастает и достигает максимума при '^.5=20 и 30 °С/с для исходных состояний 1 и 2 соответственно и 0,06 и 0,20 долей феррита в структуре металла. Характер кривых полностью совпадает с зависимостью ударной вязкости стали 09Г2С от исходного состава и объемной доли ферритной фазы.

ЛК,„ МПам"

10.0

6.0

0.2 0.4 0.6 0.8 а) объёмная доля феррита

ДКо,, МПам-"2 10.0

6.0

1.0

0 0.2 0.4 0.6 0.8 б) объёмная доля мартенсита

Рис. 3. Зависимость ЛКь от объёмной доли феррита в стали 09Г2С (а) и объёмной доли мартенсита в стали 10Х2ГНМ (б): а) 1 - Ф-Пз; 2 - Б-М исходные структуры; б) 1 - Ф-Б; 2 - Б-М исходные структуры

На рисунке 3б представлены зависимости параметра AKth от объемной доли мартенсита в исходных Ф-Б (1) и преимущественно Б (2) структурах металла. Максимальное значение AKth для исходной Б-М структуры на 14% выше, чем для исходной Ф-Б структуры. Характер зависимостей полностью совпадает с зависимостью AKth от доли мартенситной фазы для низколегированной дуплексной стали [Терентьев 2002]. Для указанных исходных структур максимальное значение размаха порогового коэффициента интенсивности напряжений AKth достигается при 30-40% объемной доли мартенсита в структуре металла.

В то же время экспериментально показано, что с увеличением объёмной доли мартенсита в структуре стали 10Х2ГНМ пределы выносливости сщ и текучести о0,2 монотонно возрастают.

Для порогового параметра КДУР AKIfc, который отвечает автомодельному распространению трещины, получены зависимости, характер которых совершенно аналогичен зависимостям AKth от структурного состояния исследуемых сталей.

Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что для достижения максимальной трещиностойкости сталей не обязательно стремиться к получению максимальных прочностных свойств, можно обеспечить их путем термической обработки сталей 35-45% объёмной доли мартенсита или до 20% феррита.

Библиографический список

Терентьев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. М.: Интернет-Инжиниринг, 2002. 228 с.

Шаповалова Ю.Д. Ускоренное определение усталостных свойств сталей вихретоковым методом / Ю.Д. Шаповалова, С.Г. Емельянов, Д.И. Якиревич. Курск: Изд-во КГТУ, 2009. 134 с.

Иванова B.C. О связи KIC с пределом усталости / B.C. Иванова, Л.К. Борзова, А Д. Зотов // Завлаб. 1986. №10. С. 65-68.

Иванова B.C. Синергетика разрушения и механические свойства // Синергетика и усталостное разрушение металлов. М.: Наука, 1989. С. 6-29.