CC BY
30
УДК 620.194.22:622.691.4.053:543.442
Механизмы коррозионного растрескивания под напряжением труб магистральных газопроводов по данным рентгеновского исследования их структурных особенностей
Ключевые слова:
кристаллографическая текстура, структура, коррозионное растрескивание под напряжением, стальные трубы, газопровод, послойная неоднородность, горячая прокатка, остаточные напряжения.
Ю.А. Перлович1*, М.Г. Исаенкова1, О.А. Крымская1, Н.С. Морозов1, П.С. Джумаев1, Р.А. Минушкин1
1 Национальный исследовательский ядерный университет «МИФИ» (НИЯУ МИФИ), Российская Федерация, 115409, г. Москва, Каширское ш., д. 31 * E-mail: yuperl@mail.ru
Тезисы. Цель написания данной статьи состоит в экспериментальном подтверждении и дальнейшем развитии концепции коррозионного растрескивания под напряжением (КРН) труб магистральных газопроводов (МГ), выдвинутой авторами ранее. На контроль и ремонт МГ расходуются очень большие средства, тем не менее по поводу основных причин образования КРН специалисты до сих пор придерживаются разных точек зрения. При этом общим является мнение, что КРН обусловлено совместным действием трех факторов: наличием коррозионно-активной среды, локальными растягивающими напряжениями и склонностью к КРН материала труб. Однако последнему из этих факторов в посвященных КРН исследованиях уделяется явно недостаточное внимание, что в конечном итоге не позволяет аргументированно ответить на вопрос о допустимости дальнейшей эксплуатации труб МГ, поверхность которых носит следы КРН.
Предлагаемая концепция коррозионного растрескивания под напряжением труб магистральных газопроводов
Авторы рассматривают склонность материала труб к коррозионному растрескиванию под напряжением (КРН) с позиции структурно-текстурного анализа труб, учитывающего особенности их зеренного строения и их текстурную неоднородность, состоящую в послойном статистически значимом различии кристаллографической ориентации зерен. Согласно развиваемой концепции [1, 2] действующие в трубе остаточные технологические и эксплуатационные напряжения являются движущей силой для распространения трещин, возникающих на ее внешней поверхности при наличии коррозионно-активной среды [3, 4]. При этом распространение КРН-трещин вглубь стенки трубы происходит под воздействием тангенциальных макронапряжений, возникающих при изгибе исходного листа и ослабевающих по мере удаления рассматриваемого слоя от поверхности трубы. Кроме того, вблизи границ между слоями трубы с разными текстурами могут возникать радиальные макронапряжения, связанные с различием тепловых объемных изменений этих слоев. Хотя металлическая матрица с кубической кристаллической решеткой не должна бы обнаруживать анизотропию тепловых объемных изменений, наличие в ней многочисленных анизотропно распределенных дефектов и границ зерен в случае текстурной неоднородности стенки трубы приводит к появлению анизотропии объемных изменений и возникновению радиальных макронапряжений. Послойная текстурная неоднородность труб магистрального газопровода (МГ) оказывается их структурной особенностью, способствующей торможению коррозионных трещин, хотя отнюдь и не устраняющей причины их возникновения. Если трещина является транскристаллитной, она движется по определенной кристаллографической плоскости через зерна стенки трубы и должна менять плоскость своего распространения при достижении границы слоя с иной текстурой и, следовательно, с иной кристаллографической ориентацией зерен, испытывая при этом торможение или вообще останавливаясь. В случае мелкозернистой структуры поверхностного слоя трубы коррозионная трещина оказывается интеркристаллитной,
и ее зарождение и распространение контролируются взаимной разориентацией соседних зерен так, что с увеличением этой разориентации продвижение КРН-трещины интенсифицируется. Вблизи границы слоев с разными текстурами и структурами интеркристаллитная трещина может разветвляться под воздействием радиальных макронапряжений и двигаться далее параллельно этой границе.
Для проверки справедливости изложенной концепции проведена обширная экспериментальная работа по изучению фрагментов МГ, находившихся в эксплуатации по 25-30 лет и в разной мере подверженных КРН. Изучена послойная текстурная неоднородность в стальных трубах МГ, и выявлены причины ее формирования. В процессе исследования выяснены важные дополнительные вопросы, касающиеся различий в поведении транскристал-литных и интеркристаллитных коррозионных трещин, влияния мелкозернистости структуры трубы на проявление КРН, а также причин ветвления исходных трещин.
Материалы и методики исследования
Изучены 24 фрагмента различных труб МГ, содержащие и не содержащие КРН-трещины на поверхности. Все полученные экспериментальные данные образуют сравнительно однородные массивы, являющиеся статистически значимым подтверждением справедливости изложенной выше концепции коррозионного растрескивания труб МГ, тогда как в более ранних работах [1, 2], опиравшихся на результаты
исследования единичных образцов, эта концепция носила, скорее, гипотетический характер. Ввиду принципиального сходства закономерностей, выявленных для всех исследованных образцов, приводимые в статье количественные характеристики в большинстве случаев являются результатом усреднения данных, полученных для отдельных аналогичных фрагментов труб.
В большинстве случаев в качестве образцов использовались фрагменты труб диаметром 1420 мм со стенкой толщиной 16,5 мм, изготовленных из стали класса прочности Х70 со стандартным содержанием химических добавок, % масс.: 0,08 С, 1,50 Мп, 0,04 №. Исходные стальные листы были получены контролируемой прокаткой [5], их конечная микроструктура представляла собой феррито-перлитную смесь. Большинство исследованных труб находились в эксплуатации с 1986 г. При проведении на МГ ремонтных работ методом вихретоковой дефектоскопии измерялась глубина образующихся КРН-трещин; по средней глубине КРН-трещин изучаемые фрагменты труб были условно отнесены к двум группам - А и Б: А - до 1,0 мм, Б - до 4 мм. На рис. 1 представлена схема вырезки образцов из трубы с указанием проводившихся на них исследований.
Экспериментальные исследования включали металлографическое изучение образцов труб МГ и их рентгеновский дифрактометри-ческий анализ. Применялись рентгеновские дифрактометры ДРОН-3 с автоматической
Трещины типа КРН
Остаточные напряжения
Послойное распределение текстурных компонент
Текстурный анализ
Локальная текстура
Рис. 1. Схема исследования образцов труб МГ.
Направления: НП - прокатки исходного листа; ПН - поперечное; НН - нормальное
текстурной приставкой и хромовым анодом и Bruker D8 DISCOVER с медным анодом. Использованы разные методы рентгеновского исследования: фазовый анализ с помощью программного обеспечения Bruker AXS DIFFRAC.EVA v4.2 и международной базы рентгенографических данных ICDD PDF-2 [6]; измерение остаточных макронапряжений, действующих в различных слоях по толщине стенки трубы, методом sin2y [6]; текстурный анализ с построением прямых полюсных фигур (ППФ) [7, 8] и сечений функции распределения зерен по ориентациям ( ФРО) [9]; анализ субструктуры образца по профилю рентгеновской линии [6, 10]. Применялся также метод дифракции обратно рассеянных электронов (англ. electron backscatter diffraction, EBSD) для анализа локальных текстур [11] при использовании сканирующего электронного микроскопа Zeiss EVO 50 XVP, укомплектованного детектором Oxford Instruments Nordlys. При этом все образцы исследовались послойно для оценки неоднородности характеристик по толщине стенки труб.
Полученные результаты
Фазовый анализ труб МГ. Фазовый анализ исследованных образцов из низкоуглеродистых сталей проводился по рентгеновским дифракционным спектрам. На рис. 2 представлены характерные примеры дифракционных спектров для внешней и внутренней поверхностей трубы. Совпадение угловых положений рентгеновских линий в обоих спектрах свидетельствует об одинаковости фазового состава металла труб с обеих сторон. Все зафиксированные
рентгеновские линии принадлежат феррит-ной фазе a-Fe. При этом на внешней поверхности трубы рентгеновские линии несколько шире, что свидетельствует о существовании там более искаженной или более дисперсной структуры, чем на внутренней поверхности. Рентгеновских линий цементита, входящего в состав перлита, в отснятых дифракционных спектрах зафиксировано не было, что свидетельствует об относительной малости его объемного содержания.
Измерение макронапряжений. Тангенциальные (окружные) остаточные макронапряжения (с), действующие в различных слоях по толщине стенки труб МГ, оказывают основное влияние на распространение КРН-трещин. Полученные данные для 24 образцов были усреднены по группам с различными глубинами КРН-трещин на поверхности труб (рис. 3). Поскольку образцы обеих групп вырезались из одних и тех же труб, технологические макронапряжения (с0), обусловленные изгибом листа при изготовлении трубы, в этих образцах одинаковы и, как правило, не испытывают заметной релаксации при дальнейшем образовании КРН-трещин в процессе эксплуатации. Оценка макронапряжений методом sin2y осуществлялась по рентгеновской линии феррита (310) под углом 20 = 116,3°. Съемка проводилась с помощью узкого пучка для последовательных слоев по сечению образцов, перпендикулярному оси трубы.
Полученные данные свидетельствуют, что значения с0 весьма велики, а по мере уда -ления исследуемого слоя от внешней поверхности трубы (расстояние t) они снижаются
20, град.
Рис. 2. Примеры дифракционных спектров исследованных образцов внешней и внутренней поверхностей трубы МГ: 9 - угол дифракции; I - регистрируемая
интенсивность
й 600 с°400
200
-200
-400
-600
Трубы: _ группаА — группа Б
\ и.
V
а0 = -10^ + 342 а0 = -1Ш + 328
с = сэ + с0(1 - &/),
(1)
12
16
t, мм
Рис. 3. Распределения остаточных технологических макронапряжений по толщине стенки трубы, усредненные для всех исследованных образцов
до нуля. При / = 3...4 мм кривые изменения величины макронапряжений претерпевают перегиб. Различие в наклоне кривых для труб групп А и Б незначительно. Это означает, что характер распространения КРН-трещин в стенке трубы не зависит от величины технологических макронапряжений в наблюдаемом диапазоне их значений. Очевидно, что распределение окружных напряжений с на начальном участке по толщине стенки трубы (см. пунктирные линии на рис. 3) описывается соотношением:
где сэ - эксплуатационное напряжение; с0 принимается равным измеряемому рентгеновским методом на внешней поверхности трубы; к -коэффициент, найденный из усредненных экспериментальных данных по наклону начального участка кривой (см. рис. 3). Величину сэ в первом приближении можно оценить исхо-
Ро О ,
дя из выражения стэ = —^— (где р0 - внутреннее
давление транспортируемого газа, Б - диаметр трубы), на основании которого при р0 = 6,0 МПа, например, сэ ~ 250 МПа. Превышение суммарными напряжениями номинального предела текучести на поверхности может свидетельствовать об упрочнении поверхностного слоя труб.
Текстура труб МГ и ее послойная неоднородность. Для изучения текстуры труб записывались три неполные ППФ {011}, {001} и {112}, по которым затем восстанавливалась ФРО с помощью программы ЬаЪоТех 3.0 [12] (рис. 4). Анализ текстуры проводили как посредством индицирования по стандартным стереографическим проекциям (см. рис. 4а), так и по характерным для кубических материалов сечениям ФРО при постоянном угле Эйлера ф2 = 45° (см. рис. 4б).
Послойную неоднородность кристаллографической текстуры в стенке труб МГ исследовали двумя способами:
1) применяли послойное травление стенки трубы, последовательно удаляя поверхностные
НП
ППФ {100}
ПН
(001)[110]
-^1 (001)[010]
(001)[110]
а-волокно
а
Ф
(111)[110]
>(113)[110] >(112)[110] >(223)[110]
-Ш-ТГ-
(111)[121]
(111)[011] _ (111)[112] (554)[225]
■ Г1: {100} <110> □ Г2: {111} <211> • Г3: {110} <100>
у-волокно
(110)[110]
(110)[001]
б
Рис. 4. ППФ {100} для листовой малоуглеродистой стали (а) и характерное для кубических материалов сечение ФРО [9] при ф2 = 45° (б) с указанием основных компонент текстуры прокатки стали: Ф, фь ф2 - углы Эйлера; Т1, Т2 и Т3 - основные компоненты текстуры исходного листа; Та и Ту в сечении ФРО - последовательности текстурных компонент, относящихся к а-волокну (НП || <110>) и у-волокну ({111} || 1111) соответственно
0
0
4
8
слои и проводя рентгеновскую съемку каждого выходящего на поверхность очередного слоя с построением текстурных ППФ, последующим расчетом ФРО и выделением из нее сечения, по которому и определяли полюсные плотности различных текстурных компонент (таблица, рис. 5, 6);
2) записывали профили рентгеновских отражений от сечения трубы, перпендикулярного ее оси, т.е. совпадающего с НП отражающих зерен, постепенно смещая узкий падающий рентгеновский пучок по поверхности сечения так, что расстояние до отражающих зерен от внешней поверхности трубы при каждой последова-
Послойные изменения текстуры фрагментов труб МГ, представленные ППФ{100} и соответствующими им сечениями ФРО при ф2 = 45°
Группа А
Группа Б
ППФ {100}
Уровни
0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5
Сечения ФРО
при ф2 = 45° .......
0,5 1 2 3 4 5
ППФ {100}
Уровни
0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5
Сечения ФРО
при ф2 = 45° .......
0,5 1 2 3 4 5
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
20-о
30
10 20 30 40 50 60 70 80 90
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
"
20-<
30
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90
0
а.
-30 25 20 15 6 4 2 0
а,"
25
20
15
10
0 0,5 1,0 1,5 2,0
а t, мм
0 0,5 1,0 1,5 2,0
б t, мм
0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0
в Г, мм
Трубы: —- группаА —- группаБ
Рис. 5. Послойное изменение текстурных параметров (см. с. 28) Р1 (а), Р2 (б) и Р3 (в), измеренных по сечению ФРО при ф2 = 45°
а.
0 0,5 1,0 1,5 2,0
а Г, мм
400
200
40 30 20 10 06
0 0,5 1,0 1,5 2,0
б Г, мм
0 0,5 1,0 1,5 2,0
в Г, мм
Рис. 6. Послойные распределения соотношений текстурных компонент (см. с. 28) Р4 (а) и Р5 (б), а также текстурного индекса Р6 (в): здесь и далее на рис. 7 см. экспликацию к рис. 5
тельной записи профиля рентгеновской линии увеличивалось (рис. 7).
В таблице представлены ППФ {100} и соответствующие им сечения ФРО при ф2 = 45°, свидетельствующие о значительной текстурной неоднородности по толщине стенки всех труб. Причем характер наблюдаемой послойной текстурной неоднородности в трубах групп А и Б различен. Судя по фазовому составу и характеру наблюдаемых текстур, прокатка исходных листов проводилась при температуре верхней части а-области диаграммы состояния, в результате чего внутренние слои
листа характеризуются типичной текстурой прокатки ОЦК'-фазы, которой в рассматриваемом случае является феррит [13].
Выявленная текстура образована компонентами так называемого а-волокна {100-111}<110>, т.е. зернами, у которых кристаллографические нормали <110> || НП (Та), и компонентами у-волокна {111 }<211—110> -зернами, у которых кристаллографические плоскости {111} || 1111 (Ту), а также дополнительной компонентой {554}<522>. Слои, прилегающие
ОЦК - объемно-центрированная кубическая решетка.
5
4
4
3
3
2
2
1
1
0
0
8
6
4
2
5
0
0
а/ 20 16
12
60
8 а
12 16
Г, мм
За
с
40
20
8 б
12
16
Г, мм
Рис. 7. Распределение усредненных соотношений текстурных параметров Яа/К1 (а) и Яа/Я<100> (б) по толщинам стенок труб
8
4
0
0
0
4
0
4
к поверхности листа, испытывают охлаждение со стороны валков, и в них может развиваться аномальная текстура прокатки с основной компонентой {110}<100> (Т3). Авторы данной статьи придерживаются точки зрения, согласно которой формирование этой компоненты обусловлено действием динамического деформационного старения (ДДС) [14]. Степень развития этой компоненты зависит от температуры прокатки, величины обжатия за проход и содержания примесей внедрения в кристаллической решетке прокатываемого материала. Эффект ДДС наблюдается при прокатке листа в пределах определенного температурного интервала в материалах с ОЦК-решеткой, когда температура прокатки достаточно велика для обеспечения диффузионной подвижности примесей внедрения и процессов переползания в зоне затрудненной деформации под валками.
Для количественной характеристики текстуры использовали параметры Р1, Р2 и Р3, равные полюсным плотностям текстурных компонент Тх, Т2 и Т3, т.е. соответственно {100}<110>, {111}<211> и {110}<100>, измеренным по сечению ФРО при ф2 = 45°. Послойное изменение этих параметров в трубах групп А и Б показано на рис. 5. Кроме того, для характеристики взаимного соотношения текстурных компонент, присутствующих в стенках труб обеих групп, введены параметры Р4 и Р5, равные отношениям соответствующих полюсных плотностей труб: Р4 = Р/Р2, Р5 = Р/Р3. Интегральную оценку степени «остроты» текстуры труб
проводили с использованием параметра Р6 [9] для характеристики преобладания в исследуемом образце зерен определенных ориентировок по сравнению с бестекстурным материалом, для которого вероятность обнаружения зерен любой ориентации одинакова. Параметр Р6 равен так называемому текстурному индексу, величину которого определяют интегрированием квадратов значений ФРО (/(§)) по всему ориентационному пространству g (см. рис. 4б):
Р6 = $ / (8 )2<8-
(2)
Для бестекстурного образца Р6 = 1, а для идеального монокристалла Р6 = тогда как промежуточные значения параметра отвечают постепенному усилению остроты текстуры. Послойное изменение параметров Р4, Р5, Р6 в обеих трубах показано на рис. 6.
Основным отличием труб группы А от труб группы Б является более «острая» и более ярко выраженная текстура по всей толщине стенки (см. рис. 6в): параметр «остроты» текстуры Р6 для труб группы А приблизительно в 4 раза выше, чем для труб группы Б. Это свидетельствует о значительно меньшем рассеянии текстуры в трубах группы А по сравнению с трубами группы Б. Рассеяние текстуры обычно сопряжено с измельчением зерен образца и поэтому с большой степенью вероятности указывает на то, что в КРН-трещинах труб группы Б интеркристаллитная составляющая выражена сильнее транскристаллитной.
На внешних поверхностях труб Р5 на несколько порядков выше в группе А, чем в группе Б, что свидетельствует о многократном превалировании компоненты {100}<110> по сравнению с компонентой {110}<100> (см. рис. 6а). Это подтверждают кривые послойного изменения полюсной плотности компонент {100}<110> (параметр Р1) и {110}<100> (параметр Р3) (см. рис. 5а,в). Текстурная компонента {110}<100> (параметр Р3), вообще отсутствовавшая на внешней поверхности труб группы А, появляется при небольшом удалении от поверхности, хотя затем практически полностью исчезает на глубине около 1,5 мм (см. рис. 5в). Поскольку в стенках труб группы А преобладает текстурная компонента {100}<110>, появление относительно слабой компоненты {110}<100>, ее усиление и последующее исчезновение свидетельствуют о локальном изменении текстуры, охватывающем лишь небольшую часть рассматриваемого слоя. В то же время и развитие КРН-трещины, и ее остановка также являются локальными событиями. Поэтому очевидна взаимосвязь двух указанных локальных событий - изменения текстуры и остановки КРН трещины, происходящей на том же расстоянии от поверхности трубы. Чтобы вторичная текстурная компонента {110}<100> оказалась на пути движущейся КРН-трещины, она должна охватывать достаточно значительную часть рассматриваемого слоя, т.е. ее полюсная плотность должна быть достаточно большой, как и сопряженное с ней изменение текстуры. Максимальное усиление полюсной плотности компоненты {110}<100> в трубах группы А наблюдается на глубине 0,6.. .0,7 мм (см. рис. 5в, 6а), что близко к измеренной глубине КРН-трещин.
В трубах группы Б полюсная плотность текстурной компоненты {110}<100> максимальна уже на внешней поверхности, и далее она снижается до нуля на глубине около 4 мм (см. рис. 5в, 6а). Это видно и по ППФ, и по сечению ФРО (см. таблицу). Если в трубах группы А изменение текстуры фиксировали по усилению компоненты {110}<100> (параметр Р3) и соответствующему падению параметра Р5, то в трубах группы Б изменение текстуры фиксировали по ослаблению компоненты {110}<100> и усилению параметра Р5. В обоих случаях КРН-трещина останавливается при переходе границы между слоями с разными текстурами, достигая при этом максимальной глубины.
Что касается текстурной компоненты {111}<211> (см. рис. 5б), то она обычно сопутствует компоненте {100}<110> в текстуре прокатки ОЦК-металлов, и переход между слоями с локальным доминированием каждой из этих компонент обусловливает частичное торможение КРН-трещины.
Послойная неоднородность текстуры труб. Для оценки текстурной неоднородности по толщине стенки трубы записывались профили рентгеновских отражений от плоскости сечения трубы перпендикулярного ее оси, т. е. ее НП. Но в зернах разных текстурных компонент поперечные сечения совпадают с разными кристаллографическими плоскостями, и рентгеновским отражениям от них отвечают разные дифракционные линии. Тогда текстурным компонентам, соответствующим так называемым а- и у-волокнам, т.е. имеющим в качестве НП соответственно кристаллографические направления [110] и [211], отвечают рентгеновские линии (110) и (211) соответственно, а аномальной для ОЦК-металлов компоненте {110}<100>, обозначенной ранее как Т3, - линия (100). Именно таковы ориентации НП для указанных выше текстурных компонент и принадлежащих им зерен. Если символом Яа обозначим объемное содержание в исследуемом слое трубы зерен, относящихся к а-волокну, т.е. имеющих НП || <110>, оцениваемое по интенсивности рентгеновской линии (110), символом Яу - содержание зерен, относящихся к у-волокну, т.е. имеющих НП || <211>, оцениваемое по интенсивности рентгеновского отражения (211), символом Л<100> - содержание зерен компоненты {110}<100>, оцениваемое по интенсивности рентгеновского отражения (100), то отношение Яа/Яу будет по смыслу близко параметру Р4. Аналогичным образом отношение Ла/Я<100> будет близко по смыслу параметру Р5. Послойное изменение этих отношений по всем толщинам стенок труб показано на рис. 7. Данные были усреднены для 24 исследованных фрагментов труб МГ.
Результаты рентгеновской съемки сечения трубы, перпендикулярного НП, интерпретируются следующим образом. Если бы труба содержала преимущественно только зерна а-волокна, то интенсивность линии (110) многократно превышала бы интенсивности других линий и взаимная разориентация зерен трубы не превышала бы взаимную разориентацию зерен а-волокна, т.е. 25°.30°. Если помимо
зерен а-волокна в трубе присутствуют зерна у-волокна, у которых НП совпадает с направлением <211>, или зерна с аномальной ориентацией {110}<100>, у которых НП совпадает с направлением <100>, то взаимная разориен-тация зерен трубы возрастает. Поэтому чем меньше отношения Яа/Яу или Яа/Я<100>, тем больше взаимная разориентация зерен трубы. А как известно, с увеличением взаимной разориентации зерен их взаимосвязь ослабляется и интеркристаллитная трещина продвигается по границе этих зерен легче, так как облегчается доступ коррозионно-активной среды и снижается уровень растягивающих макронапряжений, необходимых для разрыва межзе-ренных связей. Таким образом, снижение отношений Яа/Яу и Яа/Я<100> благоприятствует развитию интеркристаллитной коррозии.
Рис. 7 свидетельствует, что когда Яа/Яу < 8, взаимная разориентация зерен трубы становится достаточно большой для развития интер-кристаллитных трещин и глубина их растет, насколько это возможно при действующих в стенке трубы макронапряжениях. Видно также, что отношение Яа/Я<100> тоже влияет на распространение КРН-трещин в трубах. Сравнивая кривые (Яа/Я<100>)(0 для труб групп А и Б, видим, что в трубах группы А относительное содержание компонент а-волокна, как и отношение Яа/Я<100>, растет по мере приближения к центральным слоям листа, а это означает, что взаимная разориентация зерен в стенках труб группы А дополнительно уменьшается по сравнению с наблюдаемой в трубах группы Б. Следовательно, вероятность образования интеркристаллитных трещин в трубах группы Б увеличивается при удалении от поверхностей труб, а так как эти трещины могут двигаться при меньшем уровне макронапряжений, глубина трещин в трубах группы Б оказывается большей, чем в трубах группы А.
Исследование локальных текстур вблизи трещин. Данные, полученные методом дифракции обратно рассеянных электронов в областях размерами приблизительно 50*40 мкм при шаге сканирования 0,2 мкм (рис. 8), наглядно иллюстрируют, что транскристаллитная трещина останавливается при достижении зерна с ориентацией, отличной от ориентации зерна, в котором эта трещина двигалась первоначально (см. рис. 8в,е). На рис. 8 цветами ЯвБ-палитры представлены зерна, имеющие различную кристаллографическую ориентацию,
определенную в пределах элементарного стереографического треугольника для кубических материалов. Для количественной оценки полученных результатов по картам ББ8Б также строились характерные сечения ФРО при ф2 = 45°.
В области с преобладанием компоненты {110}<001> (см. рис. 8д) трещина свободно распространяется, в то время как наличие у-волокна приводит к ее остановке (см. рис. 8в,е), а на участках с преобладанием компонент а-волокна трещины не зарождаются (см. рис. 8ж) либо разветвляются на определенном этапе, что замедляет их рост (см. рис. 8г). Полученные данные согласуются с данными рентгеновского исследования и подтверждают сделанные ранее предположения о том, что преобладание в поверхностных слоях компонент а-волокна снижает склонность труб к КРН.
Таким образом, на основе систематического анализа неоднородности текстурных характеристик можно выявить трубы с повышенной склонностью к КРН, а также оценить максимальную глубину трещин, которые не будут представлять опасности с точки зрения возможного развития после приостановки их роста.
Обсуждение результатов
Полученные результаты свидетельствуют о существовании двух взаимно противоположных тенденций, контролирующих распространение в трубах МГ коррозионных трещин под напряжением. Транскристаллитным трещинам препятствует резкая переориентация зерен на их пути: КРН-трещины при этом или тормозятся, или вообще останавливаются. Движение интеркристаллитных трещин интенсифицируется при усилении взаимной разориентации зерен в области распространения трещин. В совокупности эти обстоятельства наряду с действующими напряжениями предопределяют преимущественный характер КРН-трещин. В отличие от остаточных технологических макронапряжений, действующих на расстоянии около 4 мм от поверхности трубы, эксплуатационные растягивающие напряжения действуют по всей толщине стенки трубы и могут способствовать движению интеркристал-литных трещин за пределами относительно тонкого приповерхностного слоя. Прогноз развития КРН-трещин при дальнейшей эксплуатации труб МГ будет оправданным при условии
б
Зона 1
ж
¡йИвШ^
001 013 012 023 011
Рис. 8. Ориентация зерен в поверхностных слоях труб: а, б - оптические микрофотографии поверхностей труб с нанесенными на них квадратными зонами, для которых получены ЕБ8Б-карты; в, г, д, е, ж - ЕБ8Б-карты ориентаций зерен и соответствующие им сечения ФРО при ф2 = 45° на врезках; з - элементарный стереографический треугольник с нанесенными нормалями кристаллографических плоскостей, по цвету участков которого можно восстановить
ориентацию зерен на ЕБ8Б-картах
более точного знания того, насколько достаточны эксплуатационные напряжения для распространения КРН-трещин. Для этого необходимо сопоставить глубины трещин в трубах, испытавших и не испытавших воздействие эксплуатационных напряжений.
Таким образом, проведено рентгеновское изучение структурных особенностей 24 фрагментов труб МГ диаметром 1420 мм со стенками толщиной 16,5 мм, находившихся в условиях эксплуатации на протяжении 25.30 лет. Исследованные фрагменты условно отнесены к группам А и Б, характеризующимся наличием на поверхности труб КРН-трещин
в
г
4
5
0
д
е
з
* * *
глубиной до 1 и 4 мм соответственно. Показано, что остаточные технологические макронапряжения, обусловленные изгибом листа при изготовлении трубы, одинаковы в трубах обеих групп и на внешней поверхности ~ 340 МПа, распространяясь на глубину около 4 мм.
Все изученные фрагменты труб обладают послойной текстурной неоднородностью, связанной как с процессом горячей прокатки листов, так и с характерным для ОЦК-металлов чередованием слоев с плоскостями прокатки {100} и {111}. Во внешних слоях стального листа в дополнение к типичным компонентам текстуры прокатки ОЦК-металлов присутствует аномальная компонента {110}<001>, обусловленная действием динамического деформационного старения и сопряженным с ним процессом коллективного переползания дислокаций.
В трубах группы А транскристаллитные КРН-трещины тормозятся или вообще останавливаются по достижении границ между слоями с разными текстурами и, следовательно, с разными ориентациями зерен, поскольку транскристаллитная трещина движется по определенным кристаллографическим плоскостям и на таких границах должна изменять плоскость своего распространения, что требует дополнительного напряжения. Глубина таких трещин составляет менее 2 мм.
В трубах группы Б взаимная разориентация зерен, относящихся к разным текстурным компонентам, существенно выше, чем в трубах группы А, что наряду с повышенным рассеянием текстуры свидетельствует о преобладании там интеркристаллитных КРН-трещин, которые распространяются при меньших напряжениях, чем трещины транскристаллитные. Поэтому такие трещины оказываются более глубокими.
Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 18-32-00619.
Список литературы
1. Арабей А.Б. Исследование возможности длительной эксплуатации труб с незначительными стресс-коррозионными повреждениями / А.Б. Арабей, О.Н. Мелёхин, И.В. Ряховских и др. // Вести газовой науки: Повышение надежности магистральных газопроводов, подверженных коррозионному растрескиванию под напряжением. -М.: Газпром ВНИИГАЗ, 2016. - № 3 (27). -С. 4-11.
2. Cheng Y.F. Stress corrosion of pipeline / Y.F. Cheng. - Hoboken: John Wiley & Sons Publishing, 2013. - 257 c.
3. Zheng M. Stress corrosion cracking in pipelines / W. Zheng, M. Elboujdaini, R.W. Revie // Stress corrosion cracking: Theory and practice /
ed. by V.S. Raja, Tetsuo Shoji. - Cambridge, UK: Woodhead Publishing Limited, 2011. -
C. 749-771.
4. Ryakhovskikh I. Stress corrosion cracking
of pipeline steel in near-neutral pH environment / I. Ryakhovskikh, R. Bogdanov, T. Esiev, etc. // Proc. of Materials Science and Technology Conference and Exhibition 2014. - С. 807-814.
5. Погоржельский В.И. Контролируемая прокатка непрерывнолитого металла /
В.И. Погоржельский. - М.: Металлургия, 1986. - 151 с.
6. Тейлор А. Рентгеновская металлография / А. Тейлор. - М.: Металлургия, 1965. - 664 с.
7. Перлович Ю.А. Структурная неоднородность текстурованных металлических материалов / Ю.А. Перлович, М.Г. Исаенкова. - М.: НИЯУ МИФИ, 2015. - 420 c.
8. Isaenkova M. Modern methods of experimental construction of texture complete direct pole figures by using X-ray data / M. Isaenkova, Yu. Perlovich, V. Fesenko // IOP Conf. Series: Materials Science and Engineering. - 2016. - № 130. - С. 12-55. -DOI: 10.1088/1757-899X/130/1/012055.
9. Bunge H.-J. Texture analysis in materials science / H.-J. Bunge. - London: Butterworth, 1982.
10. Исаенкова М.Г. Закономерности развития кристаллографической текстуры и субструктурной неоднородности в циркониевых сплавах при деформации и термообработке / М.Г. Исаенкова, Ю.А. Перлович. - М.: НИЯУ МИФИ, 2014. - 528 с.
11. Schwartz A.J. Electron backscatter diffraction in materials science / A.J. Schwartz, M.K. Brent, L. Adams, et al. - Luxemburg: Springer Science+Business Media, 2009. - 403 c.
12. LaboTex. - http://www.labosoft.com.pl
13. Jonas J.J. Transformation textures associated with steel processing / J.J. Jonas // Microstructure and texture in steels / A. Haldar, S. Suwas,
D. Bhattacharjee (eds.). - London: Springer, 2009. - C. 3-17.
14. Perlovich Yu. Effects of dynamical deformation ageing on structure and texture of hot-rolled sheets from alloyed BCC metals / Yu. Perlovich, M. Isaenkova // Int. J Mater Form. - 2010. -
Т. 3. - С. 1143-1146. - DOI: 10.1007/s12289-010-0974-y.
Mechanics of stress corrosion in trunk gas pipes according to X-ray studies of pipe structural characteristics
Yu.A. Perlovich1*, M.G. Isayenkova1, O.A. Krymskaya1, N.S. Morozov1, P.S. Dzhumayev1, R.A. Minushkin1
1 National Research Nuclear University MEPhI (Moscow Engineering Physics Institute), Bld. 31, Kashirskoye shosse, Moscow, 115409, Russian Federation * E-mail: yuperl@mail.ru
Abstract. This article is aimed at experimental validation and further development of a concept for stress-corrosion cracking of gas main pipes, which authors have formulated earlier. To control and repair gas mains large amounts of money are usually allocated, however, experts still have different points of view regarding the main reasons for the stress corrosion formation. At the same time there is a common point of view that stress corrosion appears due to the combined influence of three factors: the presence of a corrosive environment, the existence of local pulling stresses, and corrosion predisposition of a pipe material. Obviously, the latter factor has not been studied sufficiently, and therefore, a reasonable answer cannot be given to a question of alowability to use gas pipelines with stress corrosion cracking defects further.
Keywords: crystallographic texture, structure, stress corrosion cracking, steel pipes, gas pipeline, layer-by-layer inhomogeneity, hot rolling, residual strain.
References
1. ARABEY, A.B., O.N. MELEKHIN, I.V. RYAKHOVSKIKH, et al. Studying a possibility of continuous service of pipes with minor stress-corrosion cracks [Issledovaniye vozmozhnosti dlitelnoy ekspluatatsii trub s neznachitelnymi stress-korrozionnymi povrezhdeniyami]. Vesti Gazovoy Nauki. Moscow: Gazprom VNIIGAZ LLC, 2016, no. 3 (27): Improving reliability of gas mains subject to stress corrosion cracking, pp. 4-11. ISSN 2306-8949. (Russ.).
2. CHENG, Y.F. Stress corrosion of pipeline. Hoboken: John Wiley & Sons Publishing, 2013.
3. ZHENG, M., M. ELBOUJDAINI, R.W. REVIE. Stress corrosion cracking in pipelines. In: RAJA, V.S., Tetsuo SHOJI (eds.). Stress corrosion cracking: Theory and practice. Cambridge, UK: Woodhead Publishing Limited, 2011, pp. 749-771.
4. RYAKHOVSKIKH, I., R. BOGDANOV, T. ESIEV, etc. Stress corrosion cracking of pipeline steel in near-neutral pH environment. In: Proc. of Materials Science and Technology Conference and Exhibition 2014, pp. 807-814.
5. POGORZHELSKIY, V.I. Controlled rolling of continuously cast metal [Kontroliruyemaya prokatka nepreryvnolitnogo metalla]. Moscow: Metallurgiya, 1986. (Russ.).
6. TAYLOR, A. X-Ray metallography [Rentgenovskaya metallografiya]. Translated from Engl. Moscow: Metallurgiya, 1965. (Russ.).
7. PERLOVICH, Yu.A., M.G. ISAYENKOVA. Structural heterogeneity of grain-oriented metallic materials [Strukturnaya neodnorodnost teksturirovannykh metallicheskikh materialov]. Moscow: MEPhI, 2015. (Russ.).
8. ISAENKOVA, M., Yu. PERLOVICH, V. FESENKO. Modern methods of experimental construction of texture complete direct pole figures by using X-ray data. IOP Conf. Series: Materials Science and Engineering. 2016, no. 130, pp. 12-55. ISSN 1757-8981. DOI: 10.1088/1757-899X/130/1/012055.
9. BUNGE, H.-J. Texture analysis in materials science. London: Butterworth, 1982.
10. ISAYENKOVA, M.G., Yu.A. PERLOVICH. Laws of development of crystallographic texture and substructural heterogeneity in zirconium alloys at deformation and heat treatment [Zakonomernosti razvitiya kristallographicheskoy tekstury i substrukturnoy neodnorodnosti v tsirkoniyevykh splavakh pri deformatsii i termoobrabotke]. Moscow: MEPhI, 2014. (Russ.).
11. SCHWARTZ, A.J., M.K. BRENT, L. ADAMS et al. Electron backscatter diffraction in materials science. Luxemburg: Springer Science+Business Media, 2009.
12. LaboTex [online]. Available from: http://www.labosoft.com.pl
13. JONAS, J.J. Transformation textures associated with steel processing. In: HALDAR, A., S. SUWAS, D. BHATTACHARJEE (eds.). Microstructure and texture in steels. London: Springer, 2009, pp. 3-17.
14. PERLOVICH, Yu., M. ISAENKOVA. Effects of dynamical deformation ageing on structure and texture of hot-rolled sheets from alloyed BCC metals. Int. J Mater Form. 2010, vol. 3, pp. 1143-1146. ISSN 1960-6206. DOI: 10.1007/s12289-010-0974-y.
