автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование структуры, выделений дисперсных фаз, механических свойств и критериев трещиностойкости сталей класса прочности К65 (Х80)

На правах рукописи

Лежнин Никита Владимирович

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ВЫДЕЛЕНИЙ ДИСПЕРСНЫХ ФАЗ, МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ И КРИТЕРИЕВ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ СТАЛЕЙ КЛАССА ПРОЧНОСТИ К65 (Х80)

Специальность 05.16.01 -Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

28 НОЯ 2013

Екатеринбург - 2013

005541276

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента

России Б.Н. Ельцина»

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор Фарбер Владимир Михайлович Официальные оппоненты:

Яковлева Ирина Леонидовна, доктор технических наук, старший научный сотрудник, главный научный сотрудник лаборатории физического металловедения ФГБУН Институт физики металлов Уральского отделения РАН.

Швейкин Владимир Павлович, доктор технических наук, доцент ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», профессор, директор института дополнительного образования и профессиональной переподготовки.

Ведущая организация:

ОАО «Уральский институт металлов», г. Екатеринбург.

Защита диссертации состоится «13» декабря 2013 г. в 15 ч. 00 мин. на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 на базе ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, д. 19, К-2, ауд. Мт-329.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Автореферат разослан «12» ноября 2013 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета

Мальцева Л. А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Повышение эксплуатационных характеристик магистральных газопроводов высокого давления достигается в настоящее время за счет использования труб высокого класса прочности К65 (Х80). Применение современных технологий (внепечной обработки стали, контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением и др.) позволило производить листовой прокат и, соответственно, сварные трубы высокочистые по неметаллическим включениям и примесям, со сверхмелкозернистой структурой, дисперсионно упрочненные частицами карбонитридов на основе V, МЬ, И, с агрегатным упрочнением бейнитом/мартенситом при практически полном отсутствии перлита. Это обусловило формирование высокого комплекса свойств; повышенная прочность листа (труб) сочетается с высокой вязкостью.

Использование сварных труб из новых гетерофазных сталей с ультрадисперсной структурой, поставило на одно из первых мест проблему надежности их эксплуатации, в частности, трещиностойкости -способности материала с трещиной деформироваться без разрушения. Наиболее объективная оценка работы трубопроводов дается при проведении полномасштабных пневматических полигонных испытаний. Из-за высокой стоимости и трудоемкости полномасштабные полигонные испытания применяются выборочно для отдельных партий труб, тогда как лабораторные испытания, обладающие большой статистической ценностью, проводятся для каждой трубы и ее различных частей. Это приводит к необходимости использования объективных лабораторных критериев трещиностойкости, отыскания их связи между собой и с результатами полигонных испытаний.

Для современных высоковязких трубных сталей известные лабораторные методы и варианты испытания склонности материалов к хрупкому разрушению оказались недостаточно пригодными и

з

информативными. К тому же структура листа (труб) нового поколения, полученная по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, обусловила особый механизм макровязкого разрушения.

Отсюда актуальность темы диссертации и обоснованность поставленной в работе цели.

В основу диссертации положены собственные экспериментальные и теоретические разработки, а так же экспериментальные данные ОАО «Газпром» и ОАО «РосНИТИ», полученные в рамках научно-технического сотрудничества.

Цель работы: на основе исследований микроструктуры и фазового состава, комплекса механических свойств и фрактографического анализа установить параметры, коррелирующие с трещиностойкостью сталей типа 05Г2МБТ промышленной выплавки, используемых в качестве основного металла сварных прямошовных труб магистральных газопроводов.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Установить особенности микроструктуры и фазового состава гетерофазных сталей класса прочности К65 (Х80), полученных по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением.

2. Изучить комплекс механических свойств данных сталей при испытаниях на растяжение и ударный изгиб.

3. Отыскать связь геометрических и фрактографических параметров изломов образцов Шарпи исследованных сталей с уровнем ударной вязкости.

Научная новизна.

1. Установлены особенности микроструктуры и фазового состава основного металла сварных прямошовных труб класса прочности К65 (Х80), ответственные за комплекс их механических свойств.

2. Сформулированы критерии трещиностойкости высоковязких гетерофазных сталей со сверхмелким зерном.

3. Предложена модель образования и роста расщеплений (вторичных трещин), возникающих при разрушении листового проката, изготовленного высокотемпературной деформацией по регламентированным режимам с ускоренным охлаждением. Разработанная модель возникновения и роста расщеплений положена в основу трактовки их влияния на трещиностойкость сталей.

Практическая значимость.

1. Сформулированы критерии трещиностойкости для аттестации вязких свойств сталей (труб) класса прочности К65 (Х80) при приемосдаточных испытаниях и после определенных периодов эксплуатации.

2. Предложены рекомендации по корректировке химического состава основного металла сварных труб большого диаметра, режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения листового проката для них.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты.

1. Особенности микроструктуры и фазового состава сталей (труб) различных производителей, снижающие их вязко-пластические характеристики.

2. Связь геометрических и фрактографических параметров изломов образцов Шарпи, разрушенных при испытаниях на ударный изгиб, с уровнем вязких свойств сталей для труб магистральных газопроводов.

3. Лабораторные критерии трещиностойкоси высоковязких сталей повышенной прочности.

4. Модель образования и роста расщеплений в листовых сталях, полученных по режимам контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, и трактовка их влияния на сопротивление вязкому разрушению.

Апробация работы:

Основные положения и результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на: научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения» по ТМО металлов (г. Москва, 2011), XIX международной научно-технической конференции «Трубы» (г. Челябинск, 2011). V Всероссийской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011), ХП-ХШ международных научно-технических уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых (г. Екатеринбург, 2011-2012), VII Всероссийской научно-технической конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2012).

Публикации:

По теме диссертации опубликовано 13 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации, в том числе 5 статей в рецензируемых научно-технических изданиях, рекомендованных ВАК.

Структура и объем диссертации: диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы из 116 наименований. Работа изложена на 157 страницах машинописного текста, содержит 86 рисунков и 18 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы работы, дано общее направление исследований.

В первой главе представлен аналитический обзор литературы по исследуемому вопросу. Описаны особенности микроструктуры сталей класса прочности К65 (Х80). Рассмотрены основные механические свойства и технологии производства листа из высокопрочных низкоуглеродистых микролегированных сталей, проблема обеспечения сопротивления протяженному вязкому разрушению современных трубных сталей. Поставлены цель и задачи исследования.

Во второй главе описаны материалы и методы исследования. В работе изучены образцы, вырезанные из основного металла сварных труб класса прочности К65 (Х80) диаметром 1420 мм и толщиной стенки 27,7 мм, подвергнутых пневматическим полигонным испытаниям. Химический состав исследованных сталей приведен в табл. 1.

Таблица 1.

Химический состав исследованных сталей, масс.%

Сталь С Мп Б Р V № Ъ Си N1 Сг А1 Мо

1 0,08 1,85 0,39 0,001 0,013 0,02 0,05 0,02 0,17 0,22 0,19 0,03 0,13

2 0,06 1,82 0,21 0,004 0,005 0,04 0,04 0,02 0,24 0,22 0,02 0,04 0,18

3 0,06 1,69 0,20 0,002 0,006 0,04 0,07 0,02 0,06 0,22 0,03 0,03 0,21

4 0,05 1,81 0,20 0,008 0,014 0,02 0,05 0,02 0,24 0,35 0,04 0,04 0,22

5 0,05 1,81 0,21 0,002 0,009 0,03 0,07 0,02 0,03 0,24 0,09 0,03 0,02

6 0,07 1,67 0,27 0,002 0,007 0,02 0,05 0,01 0,18 0,20 0,18 0,04 0,20

7 0,05 1,84 0,20 0,009 0,013 0,03 0,07 0,02 0,06 0,22 0,08 0,02 0,22

Испытания на растяжение проводились по ГОСТ 1497, испытания на

ударный изгиб образцов Шарпи проводились по ГОСТ 9454 в диапазоне

7

температур +20...-90 °С на испытательных машинах ¡пэ^оп 3382 и 9350, соответственно.

Фрактографический анализ проводился методами оптической и растровой электронной микроскопии. На поверхности разрушения образцов Шарли выделялись следующие зоны (рис. 1):

- зона 0, примыкающая к надрезу;

- однородная зона вязкого разрушения Ьс; поскольку в ней, как и в зоне ©, механизм распространения магистральной трещины сдвиговой, то оценивался их общий размер;

- волокнистая (слоистая) зона вязкого разрушения (Ъв);

- зона долома (Ьд);

- зоны боковых откосов (А,).

Замер протяженности зон проводился в направлении распространения магистральной трещины.

а) б) в)

Рис. 1. Поверхность разрушения образца Шарпи (а), схема зон (б), расщепления (в).

Степень пластической деформации е, в области утяжки образца Шарпи рассчитывалась по формуле:

_ _ £~£ттнп

Области вокруг РЩ

где I - исходная ширина образца, - ширина образца в минимальном сечении после испытания.

Микроструктура сталей изучалась методами:

- оптической микроскопии на микроскопах «МЕОИЮТ-21» и «ОЫМРШ Ж 51» на шлифах, ориентированных параллельно и перпендикулярно оси трубы; определение величины зерна и количества структурных составляющих проводилось по ГОСТ 5639;

- электронной просвечивающей микроскопии на тонких фольгах и углеродных репликах, с использованием микроскопа ШМ-2100, позволяющего изучать химический состав в локальных микрообъемах объектов размером ~200 А (20 нм) с помощью энергодисперсионного рентгеновского спектрометра ТЕБ-2300Т; количественно оценивалось содержание титана, ниобия, кремния, железа, кислорода и меди в дисперсных частицах, захваченных в реплики.

В третьей главе приведены характеристики микроструктуры исследованных сталей класса прочности К65 (Х80). Найдено, что микроструктура основного металла труб всех изученных сталей состоит из зерен феррита равноосной или вытянутой формы и участков, содержащих бейнит-мартенсит различной морфологии. В структуре встречаются островки остаточного аустенита и вырожденного перлита, общее содержание которых не превышает 5%. Стали являются высокочистыми по неметаллическим включениям, однако в отдельных трубах обнаруживаются крупные частицы нитридов титана (до 10 мкм), которые, вероятно, способствуют разнозернистости структуры.

Всем производителям удалось добиться сверхмелкого зерна феррита (с1ф = 3...5 мкм) и упрочняющих структурных составляющих (с1усс2 3 мкм) при их дозированном количестве (11... 20%), что гарантировало необходимый уровень прочностных свойств. Основные недостатки структуры листов (труб) связаны с наличием полос, различающихся по

содержанию феррита и упрочняющих структурных составляющих, и разнозернистостью феррита.

По данным электронной микроскопии и микродифракции, а так же микрорентгеноспектральным анализом установлено, что дисперсионное упрочнение сталей реализуется за счет выделения частиц комплексных карбонитридов титана и ниобия размером 50-100 нм, карбидов ванадия и е-фазы (чистой меди) размером 10-20 нм (рис. 2).

Шп.мч& 200ц кис.

220«. Ы«-.

•Ю0П.КЫ. 222«. ы*-.

511т[. '.'сч<\

в) г)

Рис. 2. Дисперсные выделения в стали №2 (реплика): а) - светлопольное изображение, х 17000; б) - темнопольное изображение с области Е, полученное в свете участка 1 на интерференционном кольце

111 Си (200ткс,к)) электронограммы на рис. 2, в, х 17000; в) -микроэлектронограмма с области Е на рис. 2, а\ г) - ее индицирование.

По характеру распределения структурных составляющих изученные стали можно разделить на две группы. Особенностью структур первой

группы сталей (№1, №3, №5, №6 и №7) является чередование полос с большим количеством упрочняющих структурных составляющих и полос с ферритными зернами равноосной или вытянутой формы размером 3...5 мкм (рис. За). Происхождение апериодических полос шириной 100-150 мкм связано с неоднородностью микрообъемов по химическому составу вследствие дендритной ликвации. Полосы, обогащенные легирующими элементами, в первую очередь Мп и Мо, имеют повышенную устойчивость переохлажденного аустенита, и в них при ускоренном охлаждении после горячей прокатки листа формируется максимально большое количество сдвиговых продуктов превращения (бейнита/мартенсита).

Рис. 3. Микроструктура стали №3 (а) и стали №2 (б) в сечении параллельном направлению прокатки.

Полосы на более низком масштабном уровне (шириной 10-20 мкм) ограничены длинными слегка изогнутыми границами, которые, очевидно, являются границами вытянутых бывших нерекристаллизованных аустенитных зерен или границами полос деформации внутри них.

Особенностью структуры сталей второй группы (№2 и №4) является

наличие участков с относительно крупными ферритными зернами

(до 20 мкм) на фоне однородной ультрадисперсной структуры со средним

11

размером зерен феррита 5 мкм (рис. 36). В сечении, параллельном оси трубы, наблюдаются цепочки мелких (З...5мкм) округлых зерен феррита, расположенных вдоль слегка изогнутых границ, очевидно, бывших вытянутых нерекристаллизовавшихся зерен аустенита. Происхождение такой структуры, очевидно, связано с образованием крупных рекристаллизованных зёрен аустенита вследствие высокой температуры конца деформации (контролируемой прокатки) и (или) низкой плотности в этих микрообъёмах частиц карбонитридов Ti и Nb, сдерживающих развитие рекристаллизации. Формирование такой структуры не помешало трубам из сталей второй группы иметь исключительно высокие характеристики трещиностойкости.

Следующий вид несовершенства структуры состоит в вытянутости ферритных зёрен, что связано с проведением последних проходов при контролируемой прокатке в межкритическом интервале температур (ниже Агз) и пластической деформацией уже выделившегося феррита. Такой феррит содержит повышенную плотность дислокаций, закреплённых выделениями карбонитридов, что неблагоприятно для вязкопластических характеристик стали и приводит к повышению прочностных свойств. Если деформация заканчивается в аустенитной области (выше Аг3), то дислокации внутри вытянутых зёрен аустенита успевают перестроится в субграницы и при последующем охлаждении округлые субзёрна аустенита трансформируются в равноосные зёрна феррита. Такая структура при некотором снижении прочностных свойств обеспечивает наилучшую трещиностойкость, что видно на примере сталей второй группы.

В четвертой главе сформулированы критерии трещиностойкости изученных сталей, основанные на исследованиях механических свойств, геометрических и фрактографических параметров образцов Шарпи, разрушенных при испытаниях на ударный изгиб.

Механические свойства всех изученных труб отвечают требованиям API 5L (ISO 3183). Анализ сертификатов на лист и протоколов

12

лабораторных испытаний труб показал, что отсутствует прямая корреляция между содержанием углерода, легирующих элементов в сталях и комплексом их механических свойств. Необходимый уровень прочности и вязкости во многом достигается за счет контроля микроструктуры листа с помощью оптимизации технологических режимов производства.

У исследованных сталей (труб) при достаточно большом общем удлинении 6 >16% имеется крайне высокое отношение стт/ав = 0,93...0,95. Это связано с тем, что значительная часть деформации образца (~60%) приходится на стадию сосредоточенной деформации, когда происходит зарождение и рост трещины, что свидетельствует о высоком сопротивлении сталей распространению трещины.

Аппроксимация уравнением Холломона 8=К(рп участка равномерной деформации диаграммы растяжения в истинных координатах показала удовлетворительную корреляцию с экспериментальными данными. Анализ истинных диаграмм растяжения показал, что величина работы пластической деформации (вязкости разрушения) А, в основном, определяется работой на стадии сосредоточенной деформации Ас, которая на порядок больше энергоемкости пластической деформации на равномерной стадии Ар. При этом вязкость растяжения А не чувствительна к уровню истинных пределов текучести и прочности Бв и

пропорциональна напряжению разрушения

Тот факт, что вязкость растяжения А (Ас) и истинное напряжение разрушения описывающие значительные пластические деформации, коррелируют с уровнем ударной вязкости (КСУ), позволило рассматривать эти характеристики в качестве критериев трещиностойкости.

Изучение энергетических и фрактографических параметров образцов Шарпи при разных температурах показало, что по своей природе все изученные стали являются высоковязкими, обладающими в диапазоне температур испытания +20...-20 °С КСУ > 300 Дж/см2.

Из-за высокой вязкости разрушения исследованных сталей не всегда удается получить достоверные данные с помощью стандартной методики испытаний на ударный изгиб, поскольку при температурах испытания Тисп > -20 °С, а иногда и -40 °С, образцы не испытывают полное разрушение. В этой ситуации полезным оказывается фрактографический анализ. Установлено, что одним из критериев трешиностойкости сталей этого класса прочности может служить относительная протяженность зоны однородного вязкого разрушения Ьс/В, где В — высота образца в месте надреза. Проведенные исследования позволили определить критическое значение этого параметра для изломов образцов Шарпи - Ьс/В > 25%, что соответствует уровню КСУ"40 = 250 Дж/см2, заложенному в технические требования ОАО «Газпром» к трубам для магистральных газопроводов высокого давления данного класса прочности.

Найдено, что для надежной аттестации трещиностойкости труб следует принимать во внимание не только значения КСУ"40, но и значения КСУ60, а также их разницу ДКСУ, поскольку у большинства труб резкое падение вязкости происходит в этом температурном диапазоне. Трубы, у которых ДКСУ = КСУ"40 - КСУ"60 > 100 Дж/см2, не прошли полигонные испытания.

Исследование геометрических параметров образцов Шарпи после разрушения при различных температурах показало, что величина зоны X (боковых откосов) и деформация в области утяжки Е1 коррелируют с уровнем ударной вязкости при ее значениях ниже 300 Дж/см2. Это позволило рассматривать параметры X и ^ как геометрические критерии трещиностойкости сталей данного класса прочности.

В пятой главе на примере образцов Шарпи описаны особенности разрушения сталей класса прочности К65 (Х80). По многочисленным литературным источникам существует определенная связь между данными испытаний на ударный изгиб и результатами полигонных испытаний.

Особенностью разрушения исследованных сталей является появление очаговых трещин, расположенных в плоскости перпендикулярной плоскости распространения магистральной трещины - расщеплений. Они формируются при всех видах испытаний: в шейке образцов на растяжение; в зоне Ц изломов образцов Шарпи (см. рис. 1в); в стенке труб, разрушенных при полигонных пневматических испытаниях. Влияние этих вторичных трещин на трещиностойкость на сегодняшний день является дискуссионным.

Установлено, что морфология расщеплений и тенденция ее изменения с понижением Тисп имеют аналогичный характер для всех изученных сталей. Это дает возможность предполагать, что при всех видах испытаний расщепления формируются по одному и тому же механизму и оказывают одинаковое влияние на процесс разрушения.

Исследования с помощью растровой электронной микроскопии показали, что по всей глубине внутренние стенки расщеплений имеют хрупкий излом (рис. 4).

Поскольку образование трещины происходит под действием компоненты упругих напряжений перпендикулярной плоскости ее распространения, то возникновение расщепления приводит к глубокой релаксации о7 - напряжения перпендикулярного к плоскости поверхности листа (плоскости залегания расщеплений). В результате, в окрестностях расщеплений формируется плосконапряженная область - область релаксации, аналогичная приповерхностной зоне X. (боковых откосов). В этих областях, вследствие высокой подвижности дислокаций, пластическое течение реализуется по плоскостям действия максимальных касательных напряжений, расположенным под углом 45° к плоскости излома (рис. 5). Установлено, что чем больше количество расщеплений, тем больше площадь релаксационных областей, которые иногда происходят в контакт и даже перекрываются.

а) б)

Рис. 4. Микрорельеф внутренней стенки крупного (а) и мелкого (б)

расщеплений.

ШI

« » 1 I МММП ВМНМик

Т„„ = -40Х

Рис. 5. Профиль излома образца Шарли из стали №7.

Рельеф релаксационных областей тождественен рельефу боковых откосов образца и состоит из однородных по размеру ямок и ямок сдвига вблизи свободной поверхности (рис. 6), что обусловлено чисто вязким разрушением с максимальными энергозатратами.

а) б)

Рис. 6. Микрорельеф области релаксации вокруг расщеплений (а), участок А (б) (сталь №7, КСУ'75=171 Дж/см2).

Следовательно, расщепления через образование окружающих их релаксационных областей способствуют сохранению макровязкого разрушения металла, препятствуя тем самым формированию хрупкого квадрата. Так, у образцов тех же сталей после аустенитизации и неполной закалки на то же количество бейнита/мартенсита расщепления отсутствуют. Вместо них в том же интервале температур испытания ТИсп < -40°С формируется хрупкий квадрат, т.е. охрупчивание происходит по обычному механизму.

Эти наблюдения позволили сделать следующие заключения: - образование расщеплений связано с элементами структуры, скорее всего, с протяженными болыпеугловыми границами, которые формируются в ходе горячей безрекристаллизационной деформации;

для возникновения расщеплений требуется определенная подвижность дефектов, поскольку они возникают под действием аг в объемах с трехосным напряженным состоянием, которое реализуется при слоевом течении металла после больших степеней деформации.

Данные положения взяты за основу предложенной модели образования расщеплений и областей релаксации вокруг них.

В результате возникновения релаксационных областей вокруг расщеплений реализуется своеобразный механизм снижения вязкости сталей класса прочности К65 (Х80), позволяющий сохранить макровязкий механизм разрушения до весьма низких температур испытания (высоких скоростей деформации).

Таким образом, в исследованных сталях (трубах) со структурой, сформированной при контролируемой прокатке с ускоренным охлаждением, переходу к чисто хрупкому разрушению предшествует действие других механизмов разрушения. Это придает многостадийный характер потере вязкости стали в широком интервале температур испытания. Так, уменьшение вязкости у большинства исследованных сталей при снижении температуры испытания до Тисп < -60 °С сопровождается уменьшением размера расщеплений и областей релаксации, образованием между ними микроучастков с хрупким изломом и вырывами. Наконец, когда КСУ достигает значений ниже ~40 Дж/см2, расщепления в изломе исчезают и возникает хрупкий квадрат.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

По результатам исследования основного металла прямошовных сварных труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 27,7 мм класса прочности К65 (Х80) были сделаны следующие выводы.

1. Найдено, что основной металл всех труб имеет ультрамелкое зерно феррита (с!ф = 3...5 мкм) и бейнита/мартенсита (с1Б.м ~ 3 мкм) при их дозированном количестве (11...20%). Основными недостатками структуры листов (труб) являются полосчатость на различных масштабных уровнях и разнозернистость. Для некоторых сталей характерно наличие крупных частиц (до 10 мкм) нитрида титана. Трубы, в структуре которых имеется совокупность этих факторов, обладают пониженной трещиностойкостью (КСу40 < 250Дж/см2 и ДКСУ = КСУ40 - КСУ60 >100Дж/см2) и не прошли полигонные испытания.

2. В различно легированных сталях (трубах) электронно-микроскопически обнаружены выделения дисперсных частиц. Расчет микроэлектонограмм и локальный рентгеноспектральный анализ показал, что сравнительно крупные частицы (50-100 нм), выделившиеся, очевидно, в аустените, являются карбонитридами Т1,ЫЬ(С,>1) с соотношением КЬ/Тл от 0,5 до 7,6. Мелкие частицы (10-20 нм) в сталях с повышенным содержанием Си являются выделениями Б-фазы (чистой Си), сформировавшимися в феррите и бейните, или выделениями УС, образовавшимися в феррите ванадийсодержащих сталей. Обосновано, что выделения обоих типов, ответственные за дисперсионное упрочнение трубных сталей, несколько снижают их вязкопластические характеристики, что более слабо выражено у частиц е-фазы (Си), чем у карбонитридных частиц.

3. Предложена модель возникновения расщеплений (вторичных трещин на поверхности разрушения сталей), как результат раскрытия протяженных границ, возникших при безрекристаллизационной горячей деформации (контролируемой прокатке) листа. Исходя из предложенной модели, сформированы рекомендации по увеличению трещиностойкости труб из сталей К65 (Х80), включающие в себя повышение температуры конца прокатки листа, снижение содержания в стали ванадия и увеличение скорости последеформационного охлаждения.

4. Показано, что вокруг расщеплений формируются особые релаксационные области, рельеф которых тождественен рельефу зоны X (боковых откосов образца), являющейся наиболее энергоемкой при распространении магистральной трещины. Это, как и анализ сериальных кривых ударной вязкости, позволило заключить, что расщепления, оказывая эффект подобный свободной поверхности тела, препятствуют образованию хрупкого квадрата, чем способствуют сохранению макровязкого разрушения.

5. Обнаружено, что снижение вязкости изученных сталей

сопровождается последовательным, а, зачастую, и одновременным

проявлением в изломах образцов Шарпи ряда эффектов:

19

- уменьшением зоны однородного вязкого разрушения Lc и, соответственно, увеличением зоны волокнистого вязкого разрушения LB;

- появлением расщеплений и релаксационных областей, ростом их количества при уменьшении размеров;

- формированием хрупких микрообластей между расщеплениями;

- возникновением вырывов;

- образованием хрупкого квадрата.

6. Разработаны критерии трещиностойкости, позволяющие проводить аттестацию листов (труб) из сталей класса прочности К65 (Х80):

- энергетические: истинное сопротивлений разрыву (SK), вязкость растяжения (А) и AKCV = KCV"40- KCV"60 при испытаниях на растяжение и ударный изгиб, соответственно;

- фрактографические и геометрические на образцах Шарпи: относительная протяженность зоны однородного вязкого разрушения Lc/B, ширина зоны боковых откосов X, степень пластической деформации в области утяжки образца £t.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях.

В рецензируемых научных журналах, определенных ВАК:

1. Арабей А.Б. Микроструктура и дисперсные фазы в высокопрочных сталях газопроводных труб большого диаметра / А.Б. Арабей, В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, А.Г. Глебов, О.В. Селиванова, Н.В. Лежнин // Наука и техника в газовой промышленности. - 2011. - №4. -С. 86-92.

2. Фарбер В.М. Вклад дисперсных фаз в формирование структуры и свойств высокопрочных трубных сталей / В.М. Фарбер, А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев, О.В. Селиванова, А.О. Струин, Н.В. Лежнин // Производство проката. - 2011. - № 11. - С. 14-21.

3. Арабей А.Б. Микроструктура и дисперсные фазы трубных сталей класса прочности Х80 для магистральных газопроводов / А.Б. Арабей, В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, А.Г. Глебов, О.В. Селиванова,

20

В.Е. Баженов, H.B. Лежнин // Известия ВУЗов черная металлургия. - 2012. -№1.-С. 30-37.

4. Фарбер В.М. Модель возникновения и роста расщеплений / В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, А.Б. Арабей, В.А. Хотинов, Н.В. Лежнин, М.А. Мальцева // Известия ВУЗов черная металлургия. - 2012. - №5. -С. 34-40.

5. Арабей А.Б. Лабораторные критерии трещиностойкости высокопрочных сталей для труб магистральных газопроводов /

A.Б. Арабей, В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, В.А. Хотинов, Н.В. Лежнин // Физика металлов и материаловедение. - 2012. - том 113. - №4. - С. 433439.

Другие публикации:

6. Фарбер В.М. Структура и дисперсные фазы в высокопрочных трубных сталях / В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, О.В. Селиванова, Н.В. Лежнин II Сб. докладов науч.-технич. семинара «Бернштейновские чтения по термической обработке металлических материалов». - М.: НИТУ «МИСиС». - 2011 - С. 48.

7. Фарбер В.М. Исследование трещиностойкости листов из низкоуглеродистых феррито-бейнитных сталей, полученных контролируемой прокаткой с ускоренным охлаждение / В.М. Фарбер,

B.А. Хотинов, Н.В. Лежнин // Сб. докладов науч.-технич. семинара «Бернштейновские чтения по термической обработке металлических материалов». -М.: НИТУ «МИСиС». - 2011 - С. 94.

8. Фарбер В.М. Механические свойства сталей типа 05Г2СМБ после ТО по различным режимам / В.М. Фарбер, О.В. Селиванова, Н.В. Лежнин // Сб. трудов V Российской науч.-технич. конф. «Ресурс и диагностика материалов и конструкций». - Екатеринбург: УрО РАН. - 2011. - С.167.

9. Фарбер В.М. Фрактографическая диагностика трещиностойкости труб большого диаметра по результатам испытаний ударной вязкости / В.М. Фарбер, О.В. Селиванова, Н.В. Лежнин // Сб. трудов V Российской

21

науч.-технич. конф. «Ресурс и диагностика материалов и конструкций».

- Екатеринбург: УрО РАН. - 2011. - С. 168.

10. Лежнин Н.В. Исследование микроструктуры и мех свойств сталей типа 05Г2СМБД и 08Г2СМБФ после контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения // Сб. науч. трудов XII международной науч.-технич. уральской школы-семинара метариаловедов-молодых ученых.

- Екатеринбург: УГТУ-УПИ. - 2011. - С. 51.

11. Лежнин Н.В. Дисперсные фазы в сталях типа 05Г2СМБД и 08Г2СМБФ для магистральных газопроводов. // Сб. науч. трудов XII международной науч.-технич. уральской школы-семинара метариаловедов-молодых ученых. - Екатеринбург: УГТУ-УПИ. - 2011. -С.52.

12. Фарбер В.М. Особенности разрушения сталей класса прочности К65(Х80) для магистральных трубопроводов / В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, Н.В. Лежнин // Сб. материалов VII Российская науч.-технич. конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение.

- Екатеринбург: УрО РАН. - 2012.

13. Лежнин Н.В. Возникновение и рост расщеплений в высокопрочных трубных сталях // Сб. науч. трудов XIII международной науч.-технич. уральской школы-семинара метариаловедов-молодых ученых.- Екатеринбург: УГТУ-УПИ. - С. 82.

Подписано в печать 11.11.2013 г. Объем - 1 п.л. Тираж 100 экз. Заказ № Ризография НИЧ УрФУ 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, д. 19

ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Исследование структуры, выделений дисперсных фаз, механических свойств и критериев трещиностойкости сталей

класса прочности К65 (Х80)

Специальность 05.16.01 -Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

Диссертация на соискание ученой степени кандидата

технических наук

На правах рукописи

04201452295

Лежнин Никита Владимирович

Научный руководитель д.т.н. профессор Фарбер В.М.

Екатеринбург - 2013

Содержание

Введение....................................................................................................................................................................4

1. Аналитический обзор..........................................................................................................................7

1.1 Химический состав сталей труб магистральных газопроводов нового поколения............................................................................................................................7

1.2 Технология получения листа класса прочности К65 (Х80)......................16

1.3 Формирование структура металла при интенсивной

пластической деформации..............................................................................................................28

1.4 Виды разрушения металлов....................................................................................................31

1.5 Методы испытания на трещиностойкость металла труб для магистральных газопроводов высокого давления..............................................37

2. Материалы и методики исследования....................................................................................47

2.1 Материал исследования............................................................................................................47

2.2Режимы термообработок..........................................................................................................48

2.3 Методики структурных исследований........................................................................48

2.4Испытания механических свойств....................................................................................49

3. Исследование микроструктуры сталей типа 05Г2МБТ, полученных

по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением 56

3.1 Морфология феррита и упрочняющих структурных оставляющих. 56

3.2 Электронно-микроскопическое исследование структуры........................67

3.3 Морфология и природа дисперсных частиц............................................................77

Выводы..................................................................................................................................................................89

4. Изучение механических свойств основного металла труб......................................90

4.1 Влияния химического состава на уровень механических свойств... 90

4.2Прочностные и пластические характеристики......................................................93

4.3 Испытания на ударный изгиб..........................................................................................................100

4.3.1 Изменение геометрических размеров............................................................103

4.3.2 Зоны на поверхности разрушения................................................................................106

4.3.3 Особенности рельефа отдельных зон....................................................................110

Выводы......................................................................................................................................................114

5. Расщепления................................................................................................................................................115

5.1 Морфология расщеплений..........................................................................................................115

5.2Микрорельеф стенок расщеплений и области релаксации вокруг

них..................................................................................................................................................................123

5.3Модель формирования расщеплений............................................................................132

Выводы......................................................................................................................................................141

Заключение..........................................................................................................................................................142

Общие выводы..................................................................................................................................................147

Список литературы........................................................................................................................................149

Введение

Актуальность темы. Повышение эксплуатационных характеристик магистральных газопроводов высокого давления достигается в настоящее время за счет использования труб высокого класса прочности К65 (Х80). Применение современных технологий (внепечной обработки стали, контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением и др.) позволило производить листовой прокат и, соответственно, сварные трубы высокочистые по неметаллическим включениям и примесям, со сверхмелкозернистой структурой, дисперсионно упрочненные частицами карбонитридов на основе V, №>, Тл, с агрегатным упрочнением бейнитом/мартенситом при практически полном отсутствии перлита. Это обусловило формирование высокого комплекса свойств: повышенная прочность листа (труб) сочетается с высокой вязкостью.

Использование сварных труб большого диаметра (до 1420 мм) со стенкой 27,7мм и больше, поставило на одно из первых мест проблему надежности их эксплуатации, в частности, трещиностойкости - способности материала с трещиной деформироваться без разрушения. Наиболее объективная оценка работы трубопроводов дается при проведении полномасштабных пневматических полигонных испытаний. Из-за высокой стоимости и трудоемкости полномасштабные полигонные испытания применяются выборочно для отдельных партий труб, тогда как лабораторные испытания, обладающие большой статистической ценностью, проводятся для каждой трубы и ее различных частей. Это приводит к необходимости использования объективных лабораторных критериев трещиностойкости, отыскания их связи между собой и с результатами полигонных испытаний.

Для современных высоковязких трубных сталей известные лабораторные методы и варианты испытания склонности материалов к хрупкому разрушению оказались недостаточно пригодными и информативными. К тому же структура листа (труб) нового поколения, полученная по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, обусловила особый механизм макровязкого разрушения.

Отсюда актуальность темы диссертации и обоснованность поставленной в работе цели.

В основу диссертации положены собственные экспериментальные и теоретические разработки, полученные на базе кафедры термообработки и физики металлов ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», а так же экспериментальные

данные ОАО «Газпром» и ОАО «РосНИТИ», полученные в рамках научно-технического сотрудничества.

Целью работы явилось на основе исследований микроструктуры и фазового состава, комплекса механических свойств и фрактографического анализа установить параметры, коррелирующие с трещиностойкостью сталей типа 05Г2МБТ промышленной выплавки, используемых в качестве основного металла сварных прямошовных труб магистральных газопроводов.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Установить особенности микроструктуры и фазового состава гетерофазных сталей класса прочности К65 (Х80), полученных по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением.

2. Изучить комплекс механических свойств данных сталей при испытаниях на растяжение и ударный изгиб.

3. Отыскать связь геометрических и фрактографических параметров изломов образцов Шарпи исследованных сталей с уровнем ударной вязкости.

Научная новизна.

1. Установлены особенности микроструктуры и фазового состава основного металла сварных прямошовных труб класса прочности К65 (Х80), ответственные за комплекс их механических свойств.

2. Сформулированы критерии трещиностойкости высоковязких гетерофазных сталей со сверхмелким зерном.

3. Предложена модель образования и роста расщеплений (вторичных трещин), возникающих при разрушении листового проката, изготовленного высокотемпературной деформацией по регламентированным режимам с ускоренным охлаждением. Разработанная модель возникновения и роста расщеплений положена в основу трактовки их влияния на трещиностойкость сталей.

Практическая значимость.

1. Сформулированы критерии трещиностойкости для аттестации вязких свойств сталей (труб) класса прочности К65 (Х80) при приемно-сдаточных испытаниях и после определенных периодов эксплуатации.

2. Предложены рекомендации по корректировке химического состава основного металла сварных труб большого диаметра, режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения листового проката для них.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты.

1. Особенности микроструктуры и фазового состава сталей (труб) различных производителей, снижающие их вязко-пластические характеристики.

2. Связь геометрических и фрактографических параметров изломов образцов Шарпи, разрушенных при испытаниях на ударный изгиб, с уровнем вязких свойств сталей для труб магистральных газопроводов.

3. Лабораторные критерии трещиностойкоси высоковязких сталей повышенной прочности.

4. Модель образования и роста расщеплений в листовых сталях, полученных по режимам контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, и трактовка их влияния на сопротивление вязкому разрушению.

Апробация работы:

Основные положения и результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на: научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения» по ТМО металлов (г. Москва, 2011), XIX международной научно-технической конференции «Трубы» (г. Челябинск, 2011). V Всероссийской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011), ХП-ХШ международных научно-технических уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых (г. Екатеринбург, 2011-2012), VII Всероссийской научно-технической конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2012).

Публикации:

По теме диссертации опубликовано 13 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации, в том числе 5 статей в рецензируемых научно-технических изданиях, определенных ВАК.

Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Фарберу Владимиру Михайловичу за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, а также д.т.н. профессору Попову Артемию Александровичу и коллективу кафедры «Термообработки и физики металлов» за помощь в проведении экспериментов.

Считаю необходимым поблагодарить директора ОАО «РосНИТИ» Пышминцева Игоря Юрьевича и сотрудников лаборатории труб большого диаметра, а также начальника отдела Научно-технического управления департамента перспективного развития ОАО «Газпром» Арабея Андрея Борисовича за предоставленные экспериментальные данные.

б

1. Аналитический обзор

1.1. Химический состав сталей труб магистральных газопроводов нового поколения.

Принципы разработки химического состава конструкционных сталей обосновываются условиями эксплуатации конструкции. В случае высокопрочных сталей для сварных труб большого диаметра могут они быть сформулированы исходя из требуемого значения углеродного эквивалента [1]. Углеродный эквивалент является универсальным и достаточно консервативным параметром, позволяющим оценить возможность получения надежного сварного соединения. Это эмпирическое выражение, учитывающее содержание всех основных элементов, входящих в состав стали и оказывающих определенное влияние на закономерности кристаллизации и формирование структуры вблизи линии сплавления и в зоне термического влияния. С появлением новых технологий по контролю содержания углерода, микролегированию, упрочнению методами термомеханической обработки и ускоренного охлаждения, были разработаны различные уравнения, описывающие химические составы различных групп сталей (таблица 1.1.1).

Таблица 1.1.1.

Наиболее распространенные формулы для расчета углеродного эквивалента

Обозначение Формула для вычисления углеродного эквивалента

IIW-CE ^ ^ Мп Cr + Mo + V Ni + Cu CE = С +-+-+- 6 5 15

Винтертон „ _ Мп Си Cr Ni Mo V СЕ = С +-+ — + — + — +-+ — 6 40 10 20 50 10

Котрелл ^ ^ Мп Cr + Mo V Nb 0,0001 СЕ = С +-+-+ —+ — + —- 6 5 3 4 S

DNV ^ ^ Si Мп Cr Ni + Cu Mo V CE = С + — + — + — +-+ — + — 24 10 5 40 4 14

D ^ ^ Si Мп + Си Cr Ni + Mo V СЕ = С + — +-+ — +-+ — 25 16 20 20 15

Рсш ^ Si Mn + Cu + Cr Mo Ni V Рст = С + — +-+-+ — + — + 5 В 30 20 15 60 10

CEN п^т ^ Г® Мп Си Ni Cr + Mo + Nb + V __] CEN = С + А(С) • — +-+ — + — +-+ 5В L24 6 15 20 5 J

Следует заметить, что низкое содержание углерода само по себе еще не приводит автоматически к низкому значению углеродного эквивалента.

Кроме того, для оценки свариваемости низкоуглеродистых высокопрочных сталей величина параметра стойкости против растрескивания при сварке Рст является более подходящей, чем величина углеродного эквивалента (СЕ). Значения этих параметров приведены в таблице 1.1.2. Углерод в последние годы все шире признается наиболее сильным упрочняющим элементом, ухудшающим комплекс механических и технологических свойств, что определяет снижение его концентраций в трубах ответственного назначения.

Таблица 1.1.2. Предельные значения СЕ и Рст для сталей Х90 и XI00

Класс прочности основного металла труб СЕ р А сгп

Х90 0.48 шах 0.22 шах

Х100 0.51 шах 0.22 шах

Возможны три основных подхода к разработке свариваемых высокопрочных сталей.

В подходе «А» описывается химический состав сталей с относительно высоким значением углеродного эквивалента - 0,49 %. В этом случае сталь может иметь относительно высокое содержание углерода - порядка 0,08 %. Подход «А» предъявляет наименее жесткие требования к процессам обработки стали, так как в этом случае требуемая структура может быть получена при сравнительно низкой скорости охлаждения проката и высокой температуре остановки ускоренного охлаждения. Однако, реализация подхода «А» приводит к недостаточно хорошей свариваемости и весьма низкой вязкости при распространении трещин. В этом случае затруднительно также достижение высоких значений вязкости при испытаниях по Шарпи при температурах ниже минус 40 °С, что необходимо при строительстве газопроводов в арктических регионах.

Подход «В» предполагает использование стали с содержанием углерода порядка 0,05 %, что делает достижимым значение углеродного эквивалента около 0,43 %. Безусловно, это улучшает свариваемость, однако для получения требуемой прочности становятся необходимыми более высокая скорость охлаждения и более низкая температура остановки ускоренного охлаждения. При реализации подхода «В» требуются более сложные условия контролируемой прокатки, так как необходимо строго контролировать конечную температуру. В таких сталях возможно

образование мартенсита и разупрочнение в зоне термического влияния заводского сварного шва.

Подход «С» использует промежуточное значение углеродного эквивалента — 0,48 % и приводит к химическому составу сталей с 0,06 % углерода. Преимущество этого подхода заключается в том, что указанные пределы способны охватить индивидуальные значения пределов более чем одного производителя. Такой подход можно использовать, когда трубы из высокопрочной стали поставляются несколькими производителями.

При производстве высокопрочных трубных сталей используются различные системы легирования. Вводимые в высокопрочные трубные стали легирующие элементы можно разделить на два вида: одни применяются как элементы традиционного легирования и способствуют образованию бейнита. Другие - являются микролегирующими элементами и используются, в основном, для дисперсионного упрочнения выделениями карбидных фаз.

Одним из ключевых моментов, определяющих эффективность действия легирующих элементов, правильность подобранной композиции, является регламентированная устойчивость переохлажденного аустенита. Её наиболее сильно повышают углерод и бор [2,3], применение последнего считается целесообразным для перспективных марок групп Х100 и XI20. При низком содержании углерода в многофазных трубопроводных сталях относительно высоких групп прочности (Х65...Х80) необходимая устойчивость переохлажденного аустенита обеспечивается Мп, Мо, Сг и что приводит к смещению I ступени распада переохлажденного аустенита вправо и появлению возможности при ускоренном охлаждении (быстрее 12 град/с) исключить образование перлита и сформировать структуру, состоящую из полигонального феррита и бейнита (реечного феррита), а также мартенсита при большей интенсивности охлаждения (рис. 1.1.1).

Соотношение между этими структурными составляющими определяется составом стали (точнее составом переохлажденного аустенита), скоростью охлаждения в температурном интервале распада аустенита, которую, в частности, косвенно удается регулировать путем изменения температуры окончания принудительного охлаждения [4, 5].

Ведущая роль в формировании необходимой прокаливаемости отводится марганцу, содержание которого составляет 0,80... 1,50 %, а в ряде случаев достигает 2,00 %. Однако чрезмерное легирование марганцем имеет ряд недостатков, связанных в первую очередь, с его повышенной способностью к ликвации. Необходимая устойчивость переохлажденного аустенита при снижении количества марганца и углерода может достигаться

за счет повышения содержания Сг до 0,40...0,80% [6], который распределяется в слитке более равномерно.

Хром увеличивает коррозионную стойкость