Разработка метода определения поврежденности трубных сталей на ранних стадиях разрушения при коррозионном растрескивании под напряжением тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Бутусова Елена Николаевна

• Бутусова Елена Николаевна
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Бутусова Елена Николаевна

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 Литературный обзор

1.1. Структура и свойства трубных сталей. Механизмы упрочнения

1.2. Физика, механика и химия коррозионно-механического разрушения малоуглеродистых сталей

1.3. Основные теории коррозионного растрескивания под

напряжением

1.4. Влияние структуры на коррозионное растрескивание

под напряжением

1.5. Вихретоковые методы неразрушающего контроля

Глава 2 Методики и объекты исследования

2.1. Определение химического состава

2.2 Определение параметров микроструктуры

2.3. Определение механических характеристик при испытании

на растяжение

2.4. Методика релаксационных испытаний и определение уровня

старения материала

2.3. Методика испытаний на коррозионное растрескивание

под напряжением

2.4. Методика определения вихретоковых характеристик в

процессе испытаний на коррозионное растрескивание под напряжением

2.5. Объекты исследования

Глава 3 Результаты экспериментальных исследований

3.1. Результаты определения химического состава, механических

свойств и параметров микроструктуры

3.2. Результаты испытаний на коррозионное растрескивание

под напряжением

Глава 4 Обобщение и анализ полученных результатов

4.1. Анализ влияния старения на коррозионное растрескивание

под напряжением

4.2. Влияние старения на зарождение трещины

4.3. Влияние старения на скорость роста трещины

4.4. Анализ влияния старения и процесса коррозионного

растрескивания под напряжением на показания вихретокового прибора

4.5. Метод диагностики состояния сталей, подверженных процессам старения и коррозионного растрескивания под напряжением,

с помощью вихретокового метода

4.6. Практическое применение результатов работы

Заключение

Список литературы

Приложение

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. Степень ее разработанности

История транспортировки углеводородов насчитывает более сотни лет. Один из первых протяженных трубопроводов был создан в США в 1891 г. Его длина составляла около 200 км (от Индианы до Чикаго) [1]. Из СССР в Западную Европу впервые газ был поставлен на расстоянии более 1800 км в 1973 г. На сегодняшний день система трубопроводов России является уникальным и постоянно увеличивающимся объектом, представляющим собой сеть сложных технических составляющих, осуществляющую транспортировку под высоким давлением газа и нефти в сложных климатических условиях.

Постоянно растущая сеть требует высоких капиталовложений, кроме того, на сегодняшний день существенная часть трубопроводов либо уже выработала заложенный ресурс, либо близка к этому и требует замены. По данным [2-5] не менее трети труб, находящихся в эксплуатации более 30 лет, подлежит выводу из системы. Разрушение трубопроводов приводит к существенным затратам, связанным как с приостановками в транспортировке углеводородов, так и с последующим ремонтом и устранением экологических последствий аварии. Одним из перспективных направлений их снижения является создание системы контроля и предупреждения аварийных ситуаций [6].

В тоже время к трубопроводам высокого давления предъявляют повышенные требования по обеспечению надежности и безопасности их функционирования [710]. Повышение прочности стали, как правило, сопровождается снижением пластичности материала. Кроме того, применение труб большого диаметра с уникальными свойствами и рассчитанные на транспортировку углеводородов под давлением до 12 МПа приводит к возникновению вопроса безопасности и надёжности сварных соединений [10].

Вместе с тем, в процессе работы трубопроводов появляются проблемы, связанные с нарушением надежной и безопасной работы, в частности, появление

дефектов, в том числе коррозионных, несмотря на электрохимическую защиту. Неправильно подобранный защитный потенциал приводит к повреждениям и разрушению изоляционного покрытия на больших площадях [4, 11]. Наибольшую опасность представляют случаи, когда факторов разрушения несколько [12-14], например: высокие механические напряжения, коррозионно-агрессивная среда и наличие концентраторов, интенсифицирующих коррозионные процессы, что, в свою очередь, приводит к изменению как геометрических, так механических характеристик материала. Все эти факторы существенно снижают ресурс безопасной эксплуатации трубопроводов.

Основными причинами аварий на магистральных трубопроводах последние два десятилетия являлись брак строительно-монтажных работ и стресс-коррозия [15-22]. При этом постоянно увеличивающееся количество выявленных стресс-коррозионных дефектов позволяет говорить о непреклонном росте числа дефектов типа коррозионного растрескивания под напряжением (КРН) и коррозии, что свидетельствует о непрекращающемся ухудшении трубопроводной системы. Дефекты подобного рода наблюдаются в трубопроводах из труб практически всех стран [7, 21].

Таким образом, проблема определения остаточного ресурса и защиты трубопроводов, работающих при интенсивных механических нагрузках в условиях наличия коррозионно-агрессивных сред, является важной научно-технической задачей. Нарушения в режимах монтажа, эксплуатации, неправильный выбор допустимых и рабочих напряжений, защитного потенциала приводят к дополнительным напряжениям в металле, снижая работоспособность конструкции.

Научно-исследовательские работы по изучению КРН пока не привели к формированию однозначного представления о механизмах и причинах их возникновения [23-28], основываясь на которых, можно было бы разработать эффективные методы предотвращения и снижения возможности появления стресс-коррозионных трещин. Из-за опасности дефектов типа КРН их обнаружение на ранней стадии имеет первостепенную важность для обеспечения

надежной и безопасной эксплуатации трубопроводов. Современные дефектоскопы позволяют, как правило, определять трехмерные дефекты, глубиной более 10% от стенки трубы, то есть дефекты менее 2 мм практически не обнаруживаются. Вместе с тем, в зависимости от целого ряда условий, такая длина трещины может оказаться критической на данном участке трубопровода. В конечном итоге это может привести к лавинообразному разрушению всей конструкции в сроки, существенно меньшие рекомендованных.

Таким образом, разработка метода определения поврежденности малоуглеродистых низколегированных трубных сталей на ранних стадиях разрушения при коррозионном растрескивании под напряжением на основе вихретоковых измерений является важной научно-технической задачей и целью выполнения данной работы.

В ходе достижения цели планируется решить следующие задачи:

1. Изучить влияние изменения структуры в процессе старения на коррозионное растрескивание под напряжением.

2. Показать возможность использования вихретокового метода при диагностике процессов накопления повреждений и разрушения при КРН на ранних стадиях.

3. Разработать алгоритм оценки времени инкубационного периода и определения состояния материала, подверженного КРН.

4. Разработать метод определения поврежденности трубных сталей на ранних стадиях разрушения при коррозионном растрескивании под напряжением на основе вихретоковых исследований.

Научная новизна

1. Получена зависимость разрушающего напряжения от уровня старения на выбранной базе испытаний. Установлено, что кривая имеет три стадии, каждая из которых характеризует различные этапы старения.

2. На основании вихретокового исследования процесса коррозионного растрескивания малоуглеродистых сталей получены зависимости вихретокового параметра от длительности испытаний для разных напряжений. Показано, что

данные зависимости характеризуют процессы накопления повреждений при КРН, включая инкубационный период. Отмечено, что проведение вихретоковых измерений в режиме мониторинга позволяет выявить стадию разрушения, на которой находится материал в процессе эксплуатации.

3. Получена зависимость вихретокового параметра от уровня старения, соответствующего времени окончания инкубационного периода КРН, характеризующегося массовым зарождением трещин, средней длиной порядка нескольких размеров зерен.

4. Предложена зависимость, связывающая длительность инкубационного периода КРН с данными вихретоковых измерений. Продемонстрирована возможность определения времени появления трещин, средняя длина которых составляет порядка нескольких размеров зерен, с помощью неразрушающего контроля.

5. Предложен параметр, позволяющий определять состояния материала при КРН посредством вихретоковых измерений.

Теоретическая и практическая значимость

В результате выполненных исследований разработан метод определения поврежденности трубных сталей на ранних стадиях разрушения при коррозионном растрескивании под напряжением на основе вихретоковых измерений, проведена его апробация в лабораторных условиях и на фрагментах действующих трубопроводов. Применение данного метода позволит оперативно проводить исследования трубопроводов без длительных приостановок в работе.

Методология и методы исследования. Работа выполнена с использование современных методов исследования. В частности, химический состав изучался с помощью оптико-эмиссионной спектрометрии. Микроструктурные исследования проводились с использованием цифровых микроскопических комплексов. Испытания на КРН проводились с применением цифровой фотографической техники. Вихретоковые исследования выполнялись на современном оборудовании, позволяющем эффективно проводить неразрушающий контроль исследуемых материалов. Теоретические и экспериментальные исследования,

проведенные в диссертационной работе, базируются на теории планирования экспериментов, математическом анализе, численных методах. Разработанные модели основаны на современных представлениях в области физического материаловедения и теории дефектов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Зависимость разрушающего напряжения от уровня старения на выбранной базе испытаний. Трехстадийный характер зависимости соответствует различным этапам старения.

2. Зависимости вихретокового параметра от длительности испытаний на коррозионное растрескивание под напряжением для разных уровней напряжений, характеризующие процессы накопления повреждений в процессе КРН.

3. Зависимость длительности инкубационного периода КРН от вихретокового параметра, позволяющая провести оценку времени образования трещин средней длиной порядка нескольких размеров зерен с помощью вихретоковых измерений.

4. Метод, позволяющий определять уровень поврежденности при КРН на ранних стадиях разрушения с помощью вихретокового контроля.

Степень достоверности результатов, обоснованность научных положений и выводов, сформулированных в диссертации, обеспечиваются использованием современного научного оборудования, комплексом апробированных физических методов исследования, корректными теоретическими представлениями при анализе и интерпретации экспериментальных результатов.

Личный вклад автора

Все выносимые на защиту результаты и положения разработаны и получены лично автором. Автор принимал участие в подготовке и проведении экспериментальных исследований, анализе экспериментальных данных, разработке критериев и метода оценки технического состояния сталей с помощью вихретокового метода.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка метода определения поврежденности трубных сталей на ранних стадиях разрушения при коррозионном растрескивании под напряжением»

Апробация работы

Часть результатов работы была представлена на Всероссийских и Международных конференциях: VI-ая Международная научно-техническая

конференция «Современные методы и технологии создания и обработки материалов» (Минск, Беларусь, 2011); Х1Х-ые Петербургских чтений по проблемам прочности, посвященные 130-летию со дня рождения академика АН УССР Н.Н. Давиденкова (Санкт-Петербург, 2010); V-ая Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур ПР0СТ-2010» (Москва, 2010); LП-ая Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Уфа, 2012 г.); Научные чтений им. И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов»» (Москва, 2014 г.); 21-ая Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых ВНКСФ-21» (Екатеринбург, 2015 г.).

Работа выполнялась в рамках Федеральной целевой программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям научно-технологического комплекса России на 2014-2020 годы» по Соглашению НГТУ с Минобрнауки России №14.580.21.0012 от 11.10.2017 (№075-15-2019-1392 от 20.06.2019), уникальный идентификатор проекта: RFMEFI58017X0012.

Благодарности

Автор благодарит за организационную поддержку и научные консультации, содействие в организации и обсуждении результатов научного руководителя д.т.н., заведующий лабораторией неразрушающего контроля и диагностики материалов и конструкций, Институт проблем машиностроения РАН - филиал ФГБУН «Федерального исследовательского центра Института прикладной физики РАН» Мишакина В.В., а также за содействие в организации ряда исследований к.т.н. доцента кафедры Материаловедения, технологии материалов и термической обработки металлов ФГБОУ ВО «Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева» Чегурова М.К. Отдельную благодарность хотелось бы выразитьОтделу №5 НИФТИ ННГУ в лице его рук. проф. Чувильдеева В.Н., а также сотрудников Нохрина А.В., Степанов С.П., Лопатина Ю.Г., Коткова Д.Н., Козловой Н.А. за предоставленные технические и научные консультации.

Глава 1 Литературный обзор

1.1. Структура и свойства трубных сталей. Механизмы упрочнения

Существенно снизить удельные капиталовложения на строительство трубопроводных магистралей и расходы по транспортировке углеводородов позволяет увеличение пропускной способности, связанное с повышением диаметра труб и рабочего давления газа. Как результат, на сегодняшний день наиболее широко применяются газопроводные трубы диаметра 1220 и 1420 мм, способные работать при давлении до 9.8 МПа. Большой объем их производства приводит к необходимости ориентироваться на дешевые и недефицитные легирующие элементы при разработке состава применяемых сталей, а технология изготовления должна быть относительно несложной. Повышение прочностных характеристик используемой стали позволяет снизить металлоемкость магистральных трубопроводов при постоянных диаметре и давлении. Однако очень важно при увеличении прочности труб не вызвать ухудшение других характеристик [10, 13, 29]. Кроме того, производство и поддержание системы газо-нефтеснабжения связанно с большим объемом сварочных работ, обязанных обеспечивать характеристики соединения не ниже аналогичных для основного металла трубы в цеховых и полевых условиях.

В современных трубопроводах для повышения объемов транспорта газ охлаждают, что приводит к определенным требованиям по хладостойкости. При транспортировке нефти подобных сложностей не возникает (в северных районах её подогревают), и основной задачей является обеспечение надежности сварки при монтаже. Разрушения нефтепроводов, как правило, носят локальный характер. На участке образования трещины происходит утечка нефти, приводящая к снижению давления. При этом распространение трещины идёт медленнее снижения давления, и в какой-то момент разрушение приостанавливается. Декомпрессия газопроводов вследствие высокого

коэффициента сжимаемости газа происходит медленнее роста сквозного дефекта, что приводит к почти мгновенному, лавинообразному, разрушению большой протяженности. В связи с этим, к металлу труб предъявляются жёсткие требования по вязкости.

Анализируя вышесказанное, можно констатировать, что сталь, применяемая при производстве магистральных трубопроводов, обязана иметь возможно более высокие показатели прочности, вязкости и сопротивления хрупкому разрушению при температурах монтажа и эксплуатации, а также иметь хорошую свариваемость.

Основными способами упрочнения конструкционных сталей являются легирование твердого раствора элементами внедрения или замещения, измельчение зерен, увеличение плотности дислокаций, выделениями второй фазы. Однородность и дисперсность строения, обеспечивающие снижение локальных концентраций напряжений, позволяют повысить пластичность и сопротивление разрушению. Чаще всего подобного рода структуры получаются за счет измельчения зерна, создания субструктуры, уменьшения содержания примесей, особенно склонных к образованию сегрегаций по границам зерен.

Большинство применяемых низколегированных и легированных конструкционных сталей упрочняются за счет легирования твердого раствора [30, 31]. Отрицательно на вязкость и технологичность влияет введение легирующих элементов более 2.5%. Упрочнение за счет увеличения содержания углерода связано с повышением объемной доли перлита. Однако, в результате повышения содержания углерода снижаются пластические свойства, ударная вязкость (особенно при отрицательных температурах), а также свариваемость.

Достаточно широкое распространение получило упрочнение дисперсными частицами. Чем больше прочность частицы, объемная доля, расстояние между ними, тем существеннее их вклад в упрочнение. При сохранении когерентной связи частиц и матрицы (образование облаков Коттрелла) наблюдается наиболее интенсивное упрочнение.

Повышение плотности дислокаций и образование определенных дислокационных структур также вносят вклад в упрочнение. Кристаллическая структура утрачивает регулярность при плотности дислокаций выше 5-1012 см-2, когда расстояния между отдельными линейными дефектами становятся соизмеримыми с межатомными. Наиболее оптимальным решением считается увеличение числа дислокаций при их одновременном перераспределении с образованием устойчивых субграниц.

Упрочнение за счет границ зерен обусловлено формированием структурных барьеров, сложно преодолимых дислокациями. Отмечается, что измельчение зерна является наиболее благоприятным способом повышения прочности стали, снижающим склонность к хрупкому разрушению.

В целом, при изготовлении сталей упрочнение производится за счет совместного действия нескольких механизмов [30]:

От= Ор +Отр+ Од+ Оч+ Одс+ Озг, (1.1)

где ор - напряжение, обусловленное сопротивление решётки, МПа; Отр - напряжение от твёрдорастворного упрочнения, МПа; Оп - вклад перлита, МПа; Оч - вклад частиц второй фазы, МПа; Одс - дислокационный вклад, МПа; озг - вклад зернограничного упрочнения, МПа.

История создания современных технологий изготовления сталей для труб большого диаметра магистральных газо- и нефтепроводов можно разделить на несколько этапов (поколений). Первое поколение низколегированных сталей в качестве основных легирующих элементов содержали образующие с железом твердые растворы замещения марганец и кремний. На данном типе материалов был получен уровень прочности 500-520 МПа при наличии удовлетворительной пластичности, температура эксплуатации при этом составила 0^(-5)°С. Из данного типа сталей изготавливались трубы диаметром 520-720 мм. Разработка новых месторождений и увеличения объемов транспортируемых углеводородов привело к необходимости создания сварных труб большего диаметра (сначала 1020 - 1220 мм, позднее - 1420 мм), способных выдерживать нагрузки до 600 МПа при характерных температурах строительства -60 °С и эксплуатации -15 °С. Итогом

явилась серия сталей с карбонитридным упрочнением, которую можно охарактеризовать как второе поколение.

Предпосылками создания конструкционных сталей третьего поколения явились ужесточенные критерии по сопротивление разрушениям - ударная вязкость на образцах с острым надрезом при -15 °С должна была составлять не менее 80 Дж/см2, а волокнистая составляющая в изломе образцов DWTT - не менее 80 %. В результате было снижено содержания серы до 0.004-0.006 %, а также применено совместное карбонитридное и субструктурное упрочнения за счет новой технологии изготовления - контролируемой прокатки. Дальнейшие разработки сталей данного типа направлены на снижение содержания дефицитных элементов.

Начиная с 70-х годов прошлого столетия, наиболее распространенным в мировой практике является способ изготовления ниобий-ванадиевой малоперлитной мелкозернистой стали феррито-перлитного класса с применением жесткого режима контролируемой прокатки. Данные стали получили широкое применение в связи с оптимальным сочетанием свойств и стоимости. На сегодняшний день они составляют основу существующих трубопроводов.

Стоит отметить, что при изготовлении современной системы трубопроводов основными критериями являются показатели прочности (предел текучести и предел прочности), обеспечивающие необходимый запас прочности материала и конструкции в целом. При этом пластичности и другим физико-механическим характеристикам практически не уделяется должного внимания.

1.2. Физика, механика и химия коррозионно-механического разрушения

малоуглеродистых сталей

Доля аварий по причине коррозионного растрескивания под напряжением (КРН) в общем балансе аварийности по ОАО «Газпром» с 1991 по 1996 гг. составляла около четверти, с 1998 по 2003 г.г. - треть, начиная с 2005 г. - более 50 %. Решение проблемы КРН имеет огромное практическое значение.

Несмотря на большое количество теоретических и экспериментальных исследований, на сегодняшний день достаточно основательно описаны отдельные процессы, определяющие механизм и кинетику КРН сталей: локальное анодное растворение [32], водородное охрупчивание [33], адсорбционное понижение прочности [34], капиллярное течение жидкости в растущей трещине, кавитационные явления и т.д. В то же время общей теории КРН малоуглеродистых сталей до сих пор не существует. Как правило, в разработанных теориях обосновывается ведущая роль одного из процессов. При этом реализация других механизмов игнорируется или отвергается сама возможность их реализации.

Общепризнанным является факт наличия коррозионного растрескивания как результат сложного взаимодействия трех одновременно существующих условий: растягивающего напряжения, металлургической неоднородности металла и специфичной коррозионной среды. Отсутствие одного из факторов приводит к стресс-коррозионной стойкости трубопровода в данных условиях [32-35]. Важно отметить, что растрескивание углеродистых и низколегированных сталей тесно связано с присутствием в среде кислорода и со значением электродного потенциала поверхности.

При отсутствии напряжений под действием агрессивной среды металл покрывается химически неактивными плёнками, что приводит к прекращению растрескивания [12, 13, 32]. При превышении некоторого порогового напряжения происходит разрушение плёнки, что позволяет среде активно взаимодействовать с металлом, приводя, в конечном итоге, к образованию трещин. Ряд авторов [34, 36] считают, что напряжения должны превышать или быть близкими к пределу текучести. Другие [37, 38], что напряжения могут быть существенно ниже предела текучести, но, тем не менее, должны обеспечивать наличие некоторой пластической деформации, необходимой для зарождения трещины. Оба мнения были неоднократно подтверждены в результате исследований.

Величина пороговых напряжений определяется структурой, коррозионной средой и состоянием поверхности [44, 45] (рисунок Error! Reference source not found.).

10 100 Длительность испытаний, час

Рисунок 1.1. Зависимость времени до разрушения от величины напряжений для малоуглеродистых сталей в среде кипящего N^N0 [45]

В тоже время, существуют сплавы, для которых отсутствуют пороговые напряжения [36]. Однако, в данных исследованиях не учитывалось влияние внутренних напряжений. Именно вследствие наличия таких напряжений затруднительно определить пороговые значения, поэтому их условно принимают несуществующими.

Было неоднократно показано, что сжимающие напряжения не приводят к КРН [32-38]. Наиболее простым доказательством данного факта являются опыты с изогнутыми в дугу пластинками [33]. В таких пластинках одна сторона подвергнута растяжению, а другая - сжатию. Трещины КРН всегда зарождаются на растянутой стороне и никогда не возникают с обратной стороны.

Из вышесказанного следует сделать вывод, что разрушение при КРН обусловлено наличием растягивающих напряжений, при этом не играет существенной роли, заданы они внешними или внутренними факторами. Кроме того, пороговым напряжением для материалов можно считать предел

макроупругости, поскольку именно его превышение запускает в материале процессы микропластической деформации, без которой невозможно КРН.

На сегодняшний день используются различные математические модели для описания зависимостей времени разрушения от величины приложенного напряжения. Некоторые из них представлены ниже:

К

' Л (1.2)

где акр - пороговое напряжение, ниже которого растрескивание не происходит, МПа; а - приложенное напряжение, МПа; т - время до растрескивания, мин; К -константа, характеризующая степень увеличения скорости распространения трещины с увеличением напряжений, МПамин [39].

е к **

<7

10 _ ^0 Т) _ ^05

' (1.3)

где Ц - время до разрушения, мин; Os - напряжение, выбранное из интервала изменения напряжений, МПа; Т - температура, приведенная к безразмерной величине и выбранная из интервала изменения температур, К; а, в - определяемые коэффициенты [37, 40].

т ___^КРН_

ТкРН 1 ПЭ^ аП (1.4)

1П( ' .V .-^Э-

П КРН я _Э

ПКРН ПН °П аЭ

где RКРн - ранг опасности стресс-коррозионного дефекта, равный 0,4; пКРн - прогнозируемое количество стресс-коррозионных дефектов на эксплуатируемом МГ, значение которого определяется по результатам статистической обработки результатов внутритрубной диагностики;

ПНЭ - наружный диаметр трубы линейного участка эксплуатируемого МГ, мм;

ПП - наружный диаметр трубы проектируемого трубопровода КС, мм; Vкpн - скорость изменения параметра закона распределения ранга опасности стресс-коррозионных дефектов на эксплуатируемом участке МГ, 1/год; 8Э - толщина стенки трубы линейного участка эксплуатируемого МГ, мм;

8П - толщина стенки трубы проектируемого трубопровода КС, мм; сЭ , сЭ - эквивалентные напряжения отнулевого цикла в проектируемом и эксплуатируемом трубопроводе КС соответственно, МПа [41].

Для прогнозирования КРН через эффективную скорость растрескивания Vэфф

используется предложенная нами формула [42, 43]:

с

уэфф = -77-77 КТ

-7 -7 , (1.5)

где Т - абсолютная температура, К; R — универсальная газовая постоянная, Дж/(мольК); 8 - толщина стенки трубы, мм; а - эмпирический коэффициент, характеризующий параметры КРН; t - время до отказа газопровода, мин; Ь - длительность стадии образования приэлектродной среды, мин; а - напряжение, МПа; а1 - предел текучести стали, МПа.

Как уже было отмечено, КРН наблюдается в средах, специфичных для каждого материала. Это обусловлено наличием локальной коррозии на фоне медленной или отсутствующей общей коррозии поверхности [46-52]. Интенсивность локализованной коррозии может быть значительной, в результате образуются узкие углубления, радиус закругления которых может достигать межатомных расстояний.

Состав коррозионной среды существенно влияет на КРН металла [46-52]. Изменяя её состав, можно изменить характер разрушения, т.е. внутрикристаллитное разрушение сделать межзеренным или наоборот, ускорить или замедлить процесс [36]. Смешанный тип разрушения, который иногда наблюдается, может быть обусловлен динамикой быстроразвивающейся трещины.

Согласно Томашову Н.Д. [53] развитие трещины является результатом работы гальванического элемента, в котором анодом служит вершина трещины, а катодом - берега развивающейся трещины. Высокая скорость роста коррозионной трещины определяется высокой плотностью коррозионного тока на анодном участке. Это связано с существенно большей площадью катода по сравнению с

анодом. Роль приложенных напряжений сводится к предотвращению образования пассивирующей пленки в вершине трещины либо к её разрушению.

Влияние рН среды на КРН столь же заметно, как влияние его на общую коррозию. Так, растрескивание углеродистых сталей в кипящих растворах нитратов может полностью прекращаться при рН>7. Различные катионы благодаря отличию в их основных свойствах могут при одинаковых концентрациях обеспечивать разные начальные значения рН (растворы N^N03 значительно кислее №N03), а отсюда - различная склонность к растрескиванию у одной и той же стали [44-45, 50, 54]. Некоторые авторы [55] отмечают, что в системе «углеродистая сталь-нитратный раствор» важную роль играет рН раствора в конце испытаний.

Локализацию коррозионного процесса может вызвать ряд факторов, из которых первыми следует действие окислителей, создающих защитную плёнку на поверхности металла и тем самым сдвигающих анодный процесс на относительно небольшую зону.

Существенную роль при коррозии металла в ненапряженном состоянии играет кислород, значение которого при КРН лишь возрастает. Так, испытания аустенитной нержавеющей стали в кипящей дистиллированной воде, согласно [33], при условии доступа кислорода происходило за 4-8 дней, а в бескислородной - за 31 день. Также этими авторами было установлено, что для начала КРН процесса в указанных условиях необходимо наличие кислорода в концентрации не менее 10-4 %.

Другой механизм влияния среды связывают с возможностью адсорбции водорода в материале, приводящего к его охрупчиванию и, как следствие, ускорению коррозионного растрескивания. При этом основным условием такого разрушение является наличие в среде достаточного количества водорода и подходящей структуры.

На процесс водородного охрупчивания обычно не очень сильно влияет среда, достаточным условием является наличие катодной реакции, позволяющей

образовываться водороду и проникать в сталь. При анодном растворении необходимо наличие специфичных сред.

Влияние электродного потенциала для этих механизмов также различны. Для водородного охрупчивания высокопрочных сталей более отрицательный потенциал, как правило, увеличивает скорость выделения водорода и, тем самым, восприимчивость к охрупчиванию водородом. Менее очевидно, как это происходит при более положительных потенциалах, чем обычный потенциал коррозии, хотя проникновение водорода также может возрастать. КРН процессы, не связанные с водородом, как правило, происходят в ограниченном диапазоне электродного потенциала. Чаще растрескивание обнаруживается в переходной области потенциалов между активностью и пассивностью или между пассивностью и питтингообразованием. В этих областях основная поверхность будет в пассивной области, тогда как вершина трещины будет в активной области или области питтинга. Изменение потенциала в среде в процессе эксплуатации часто определяется по косвенным признакам, в частности, по присутствию кислорода и других катодных реакций.

Потенциал коррозии углеродистых сталей в нейтральных электролитах обычно лежит в области активного растворения металла, поэтому механизм возникновения очагов питтинговой коррозии должен отличаться от механизма нарушения пассивности металла [11, 45, 46, 56]. Как показано в [56] признаком образования этих коррозионных дефектов является сдвиг потенциала коррозии стали в отрицательную сторону и появление «ступеньки» тока на анодных поляризационных кривых. На поверхности стали в этих условиях должна отсутствовать пленка, но, как показано [57], коррозия трубной стали имеет ярко выраженный локальный характер. Также в [57] обнаружено, что при увеличении электродного потенциала до некоторого значения приводит к развитию процесса дефектообразования на поверхности. Однако дальнейшее развитие останавливает, судя по всему, в связи с ограниченным числом потенциальных центров питтингообразования [57, 47]. При заполнении таких центров дальнейшее образование питтингов невозможно. Кроме того, следует отметить, что локальное

растворение наводороженной трубной стали можно предупредить, введя в электролит ингибитор коррозии [57-59].

Химические вещества, которые ингибируют общую коррозию могут создавать необходимые условия для КРН. Для углеродистых сталей такими средами могут выступать гидроксиды, карбонаты и нитраты. Хорошей защитой от КРН может быть покрытие металла другим металлом, с более низким потенциалом коррозии для обеспечения катодной защиты. Однако низкий электродный потенциал будет также стимулировать выделение водорода, что может привести к водородному охрупчиванию. Лакокрасочные и другие полимерные покрытия защищают основной металл во многом благодаря их высоким электрическим сопротивлениям, ограничивающим прохождения тока от анода к катоду. Однако, они относительно легко подвергаются механическим повреждениям.

Другим защитным механизмом от влияния среды является поляризация -снижение разности потенциалов между катодными и анодными участками и, как следствие, уменьшение коррозионного тока. Поляризация может быть как катодной (приводящей к понижению потенциала катода), так и анодной.

По литературным данным [36] полная кривая поляризации может быть представлена в следующем виде (рисунок 1.2):

Рисунок 1.2 Характерный вид зависимости время до растрескивания - плотность

тока

Ш

время до растрескивания

Данная кривая имеет две ветви: катодную и анодную, каждая из которых характеризует защитный ток, останавливающий процесс растрескивания полностью или на продолжительное время по сравнению со временем до растрескивания при отсутствии поляризации.

Следует отметить, что коррозионное растрескивание под напряжением металлов и сплавов не определяется только лишь электрохимическим процессом, что подтверждают многочисленные эксперименты.

Существуют экспериментальные результаты, согласно которым изменение потенциала металла может значительно влиять как на общую коррозию, так и на зарождение и распространение трещин КРН [11, 56, 59].

Влияние поляризации существенно зависит как от структуры материала, так и от его химического состава. Так, некоторые исследования [57] показали, что с увеличением силы поляризующего тока время до растрескивания плавно увеличивается. В то же время при катодной поляризации защитному эффекту может предшествовать стадия уменьшения времени до растрескивания. Схожим бывает и влияние анодной поляризации: при малых плотностях тока, наблюдается стадия снижения стойкости к КРН, а дальнейшее увеличение времени до растрескивания связано повышением величины плотности тока.

На сегодняшний день достоверно установлено, что колонии трещин на внешней стенке подземных трубопроводов образуются под отслоившимся изоляционным покрытием, а не в сквозном дефекте изоляции [60, 61]. Это связано с тем, что при действующей катодной защите трубопровода потенциал в сквозном дефекте изоляции более отрицательный, чем под отслоившимся покрытием [62]. Важно отметить, что в процессе эксплуатации трубопроводов потенциал под отслоением изоляции может значительно изменяться во времени из-за суточных и сезонных изменений состава грунтового электролита [63]. Дополнительным фактором ускорения локального растворения металла, приводящего к появлению питтинга, может быть образование микрогальванической пары, в которой

приграничная зона металл-матрица является анодом, а включение - катодом [63, 64].

Не менее важную роль в зарождении и распространении трещин КРН играет пластическая деформация. Систематические исследования подобного рода в настоящее время практически отсутствуют. Вместе с тем известно, что деформация, как следствие действия растягивающих напряжений, имеет 3 основных пути влияния:

1) нарушение сплошности защитных пленок;

2) снижение термодинамической устойчивости металла;

3) выход на поверхность металла несовершенств кристаллической решетки.

В результате пластической деформации в металле происходит увеличение энергии в металле. Это приводит к снижению его термодинамической устойчивости и разблагораживание равновесного потенциала [65]. Согласно некоторым расчетам [66], даже при высокой степени пластической деформации среднее изменение потенциала не превышает 4,0 мВ, что противоречит экспериментальным данным, представленным ранее. Настолько малое изменение потенциала не способно повлиять на коррозионную стойкость.

В то же время поликристалличность металлов и сплавов и различная ориентация зерен обусловливают различное сопротивление приложенной нагрузке. Так, при напряжениях, обеспечивающих микропластическую деформацию, сопровождающуюся стадией легкого скольжения дислокаций в наиболее благоприятно ориентированных плоскостях, некоторые участки поверхности сплава становятся неустойчивыми с точки зрения электрохимии. Данный факт оказывает большое влияние на электрохимическую гетерогенность поверхности.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Бутусова Елена Николаевна, 2019 год

/ —

С

£ I

Рисунок 2.1. Стандартная кривая растяжения

Получаемая в ходе испытания стандартная кривая «усилие-удлинение» (рисунок 2.1) перестраивалась в кривую «напряжение-деформация», по которой определялись условный предел текучести (ао.2, МПа), временное сопротивление (ав, МПа) и относительное удлинение (8, %).

2.4. Методика релаксационных испытаний и определение уровня старения

материала

Релаксационные испытания проводились на автоматизированной установке релаксационных испытаний (рисунок 2.2) с использованием программного обеспечения АУР1 [138].

Испытания проводились на образцах цилиндрической формы (с эффективным диаметром поперечного сечения ^=3^4 мм и высотой h=6^8 мм), с плоскопараллельными и перпендикулярными оси торцами. Шероховатость боковой поверхности не превышала Rz=1,25 мкм.

Рисунок 2.2. Релаксационная установка: а - машина высокой жёсткости; б - положение образца в релаксационной установке

Испытания проводятся в автоматическом режиме с регистрацией нагружения при каждом шаге (sigma1), максимальной величины падения напряжения (sigma2) за время А/=120 с, а также глубины релаксации А^ (deltasigm). По результатам исследований были построены кривые релаксации (Да/а - а, рисунок 2.3).

м р /

<У° ст" СУ

Рисунок 2.3. Типичная кривая релаксации

На кривой релаксации определялись критические точки (напряжения), соответствующие изменению механизмов пластической деформации (предел текучести (ат) и предел макроупругости (о0)). На основе результатов релаксационных испытаний рассчитывался уровень старения (S) выбранных сталей согласно [133]:

исх измер

S = G ~ G (t)-100% (2 1)

исх min ? V • /

G0 -g0

где g^ (t) - величина предела макроупругости сплава после t лет эксплуатации (определялось с помощью методики релаксационных испытаний), МПа;

- величина предела макроупругости в стали в исходном состоянии (для проката из стали К60 составляет 360 МПа); стт™ - минимальная величина предела макроупругости стали в полностью состаренном состоянии (для К60 - 200 МПа).

2.3. Методика испытаний на коррозионное растрескивание

под напряжением

В данной работе для исследования коррозионного растрескивания под напряжением использовался лабораторный комплекс, позволяющий проводить статические испытания образцов прямоугольного сечения в коррозионных средах различной агрессивности.

Образцы размерами 2x10x65 мм, без нанесенных надрезов, вырезались поперек оси прокатки из поверхностного слоя трубы (глубиной до 5 мм). Перед проведением испытаний поверхность образцов подвергалась шлифовке и полировке алмазными пастами (до уровня шероховатости не более Rz=24 мкм) для удаления следов коррозии и в обеспечение возможности визуального контроля длины трещины.

Количество параллельно испытываемых образцов - не менее трёх на каждый вариант. За вариант принимается совокупность образцов с идентичными параметрами, изготовленных из одного сплава.

Условия проведения эксперимента были выбраны согласно [163].

Испытания проводились в нейтральном электролите (кипящий водный раствор нитратов: 57 % Са^з)2 + 6 % HNOз + 37 % НЮ). Температура раствора - 120°С. Реактивы смешивались в заданном процентном соотношении, и полученный раствор заливался в стеклянную емкость, подогреваемую в процессе испытаний до нужной температуры.

Нагружение образцов осуществлялось по схеме «трёхточечный изгиб» в диапазоне напряжении до предела прочности. Нагрузка на образцах задавалась согласно ГОСТ 9.901.2. Образец закреплялся в струбцине и изгибался за счет винта, имеющего сферическое закругление в точке касания по середине образца.

На рисунок 2.4 представлен вид струбцины и нагруженный образец.

а б

Рисунок 2.4. Оборудование для КРН испытаний: а - схематическое изображение струбцины и образца под нагрузкой; б - реальный вид. Н -расстояние между опорами, у - максимальный прогиб, t - толщина образца, I - расстояние от точки закрепления до места установки вихретокового датчика

Вся поверхность образцов была погружена в раствор, при изменении уровня производился долив дистиллированной воды. Раствор менялся по мере загрязнения (при изменении pH более чем на 1), но не реже 1 раза за 10 ч испытания.

Для подготовки коррозионной среды применялись химические реактивы и дистиллированная вода по [164].

Нагруженные образцы помещались в емкость с кипящим раствором и в процессе исследования вынимались с различной периодичностью для фиксации с помощью фотокамеры Nikon D3300.

Время испытания контролировалось секундомером. Перед каждой съемкой образцы очищались, промывались и сушились. Общее время испытания определялось разрушением образца, либо базой испытания, составляющей 100 ч. Съемка поверхности образцов производилась при увеличении x10 с искусственным освещением через каждые 15 мин до 60 мин испытания, далее через каждые 30 мин до 600 мин, и затем каждые 60 мин до разрушения образца или достижения базы испытания.

В ходе испытания на КРН фиксировались: время до зарождения трещины (тинк), время до разрушения образца (тразр) и длина трещины (L) в каждый момент съемки. В качестве времени инкубационного периода рассматривается время, при котором длина первой трещины соответствует 20 мкм, а для времени разрушения - Lp^p 8000 мкм. Измерение длины трещин производилось с помощью программного обеспечения Good Grains.

Номинальное напряжение в максимальной точке выпуклой поверхности в процессе нагружения по схеме «трехточечный изгиб» в упругой области определялось:

_ 6 • E • t • y

<НОМ 2 , (2.2)

H 2

где Е - модуль упругости стали (210 ГПа); y - стрела прогиба, мм; t - толщина образца (2 мм); H - расстояние между точками закрепления (60 мм).

При переходе материала в зону появления остаточной пластической деформации, исходя из уравнения Холомона < _ Cs" и предполагая что s~y:

<eff _ <0

f Y

y

(2.3)

V ^ J

где: а0 - предел макроупругости материала, определенный с помощью методики релаксационных испытаний, МПа; у - текущее значение стрелы прогиба, мм; у0 - величина стрелы прогиба при нагружении до с0, мм; п - коэффициент деформационного упрочнения.

Линейная скорость роста трещины составляла:

V = 1ра3р (2 4)

тр разр

инк

Разработанный метод исследования разрушения при КРН малоуглеродистых сталей был разработан и эффективно применяется в НИФТИ ННГУ им. Н.И. Лобачевского.

2.4. Методика определения вихретоковых характеристик в процессе испытаний на коррозионное растрескивание под напряжением

В процессе испытаний на КРН нагруженные образцы вынимались из раствора, промывались, механически удалялся окисный слой, и проводились измерения с помощью вихретокового дефектоскопа ВД-70 на частоте 150 Гц в зонах соответствующих I = 20, 25, 30, 35, 40 и 45 мм от точки закрепления (рисунок 2.1.б).

Показание дефектоскопа Р пропорционально сдвигу фаз измеряемого и опорного напряжений накладного преобразователя Р~Лф. Величина Лф зависит от магнитной проницаемости и проводимости, связанной со структурным состоянием и поврежденностью исследуемого металла. Глубина проникновения вихретокового поля в материал, рассчитанная по (1.8), составила от 0.35 до 0.5 мм. Стоит отметить, что для одной величины приложенного напряжения в процессе старения глубина проникновения электромагнитного поля увеличивается вследствие снижения увеличения центров рассеяния электромагнитного поля [140, 143-146], зависящих от структуры сталей.

В процессе испытаний измерялась величина Р(т) (т - время выдержки образца в среде), фиксировались время образования поверхностных микротрещин размера 20 мкм и время образования макротрещины размером 5000 мкм (т*).

2.5. Объекты исследования

В качестве объектов исследования выступали стали класса прочности К60 (Х70), находившиеся в различных структурных состояниях.

Проводились исследования образцов, вырезанных из металла труб после длительной эксплуатации и разрушенных по причине развития процесса КРН. В качестве эталона сравнения была выбрана сталь из аварийного запаса, относящаяся к классу прочности К60 и аналогичная по химическому составу испытанным сталям.

Образцы для исследований вырезались из основного металла труб. На каждую серию приходилось от 3 до 5 образцов для одного варианта испытаний (один тип и уровень нагружения, одни условия испытаний). Способы вырезки указаны в описании соответствующих методик.

1. Исследование химического состава, микроструктуры и основных механических характеристик проводились по стандартным методикам.

2. Определение релаксационных характеристик выполнялось с помощью оригинальной методики.

3. Испытания на коррозионное растрескивание под напряжением малоуглеродистых низколегированных сталей проводилось по стандартизированной методики ПАО «Газпром».

4. Вихретоковые исследования процессов старения и коррозионного растрескивания под напряжением проводились по оригинальной разработанной методике.

Глава 3 Результаты экспериментальных исследований

Ниже приведено описание структуры, химического состава, механических свойств исследуемых объектов, а также результаты испытаний на коррозионное растрескивание под напряжением.

3.1. Результаты определения химического состава, механических свойств и

параметров микроструктуры

Серия №1

Для проведения исследований образцы отбирались из основного металла прямошовной трубы 01420 мм, изготовленной на ОАО «Выксунский металлургический завод» из листа толщиной 21.6 мм поставки ОАО «Северсталь» (Россия) в 1981 г.

■ж 7" о о о о

Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

Величина предела прочности (ав) и условного предела текучести (а0.2) составили 605 МПа и 490 МПа, соответственно, относительное удлинение (85) при этом оказалось равным 24.5%.

По данным релаксационных исследований величина предела макроупругости (00) оказалась равной 325 МПа, а физического предела текучести (ат) - 480 МПа. Уровень старения данной серии составил 19 %.

Проведенные исследования распределения серы методом изготовления серных отпечатков по Бауману показали, что существенного загрязнения серой основного металла не выявлено.

Основной металл трубы серии №1 имеет типичную полосчатую феррито-перлитную структуру, балльность которой в центре продольного сечения составляет 5Б, а на глубине до 5 мм - 3Б.

Исследования структуры показывают, что в основном металле исследуемой серии присутствуют неметаллические включения трех типов: оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, а также нитриды и карбонитриды точечные. Оксиды точечные и силикаты недеформирующиеся равномерно распределены в объеме, нитриды и карбонитриды точечные преимущественно распределены в центре поперечного сечения фрагментов. Зерна феррита в центре поперечного сечения - равноосные, номер зерна - G12^G13. В слое поперечного сечения глубиной до 5 мм вдоль направления прокатки зерна вытянуты, номер зерна - G14.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.1 и в таблице 3.3.

а

-

г» .

б

эь*

Г' - .

Ж

^ ш X'

в

г

Рисунок 3.1. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из основного металла трубы 01420x21.6 мм (серия №1): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Следует отметить, что в структуре наблюдаются выделения цементита, количество которого в слое глубиной до 5 мм значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения трубы.

Серия №2

Сталь, изготовленная фирмой «Диллингер» (Германия) для производства п/ш труб 01420x25.8 мм в 1981 г.

■ж 7" о о о о

Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

Для основного металла ав=640 МПа и а02=510 МПа, 85=22.5 %. Величина а0=310 МПа, а физического предела текучести (ат) - 480 МПа. Уровень старения данной серии составил 28 %.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Металлографические исследования микроструктуры продольных и поперечных шлифов основного металла серии №2 позволили установить, что основной металл трубы имеет типичную полосчатую феррито-перлитную структуру. Балл феррито-перлитной полосчатости в слое глубиной до 5 мм оказался несколько меньше (3Б), чем в центральной части продольного сечения трубы (5Б).

Проведенные металлографические исследования неметаллических включений на нетравленых шлифах показывают, что наблюдаются неметаллические включения четырех типов: оксиды строчечные, оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, а также нитриды и карбонитриды строчечные. Оксиды точечные, оксиды строчечные и силикаты недеформирующиеся равномерно распределены по сечению. В центральной части сечения наблюдаются нитриды и карбонитриды строчечные.

Зерна феррита в центральной части сечения вдоль оси прокатки - равноосные с номером зерна G13, в сильнодеформированном слое глубиной до 5 мм -вытянутые вдоль оси прокатки ^14).

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.2 и в таблице 3.3.

Рисунок 3.2. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из

основного металла трубы 01420x25.8 мм (серия №2): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Следует особо отметить, что в структуре стали наблюдаются выделения цементита. Количество выделений в слое глубиной до 5 мм значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Серия №3

Образцы серии №3 изготавливались из п/ш трубы 01420x23.7 мм производства Японии 1981 г.в. Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.3 и в таблице 3.3.

Рисунок 3.3. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из

основного металла трубы 01420x23.7 мм (серия №3): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Микроструктуры продольных и поперечных шлифов основного металла серии №3 показали, что сталь имеет типичную полосчатую феррито-перлитную структуру, балл полосчатости в слое до 5 мм - 2Б, в центральной части продольного сечения трубы - 4Б.

В микроструктуре исследованных образцов выбранной серии содержат неметаллические включения четырех типов: оксиды строчечные, оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, а также сульфиды, равномерно распределенные по сечению.

В центральной части сечения вдоль оси прокатки зерна феррита равноосные, в слое, глубиной до 5 мм - вытянутые вдоль оси прокатки балльностью Gl4.

Количество выделений структурно-свободного цементита в слое, глубиной до 5 мм, значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Величины предела прочности и условного предела текучести составили 680 МПа и 590 МПа соответственно, значение 85 - 22.0 %. Предел макроупругости и физический предела текучести оказались равными 300 и 590 МПа, соответственно. Уровень старения данной серии составил 33 %.

Серия №4

Образцы изготавливались из п/ш трубы 01420x15.7 мм производства фирмы «Маннесманн» (Германия), 1981 г.в. Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

Предел прочности составил 650 МПа, условный предел текучести -600 МПа, относительное удлинение - 18.5 %, предел макроупругости -290 МПа, физический предел текучести - 600 МПа, а уровень старения данной серии составил 39 %.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Основной металл листа имеет типичную полосчатую феррито-перлитную структуру. Балл феррито-перлитной полосчатости листа в слое, глубиной до 5 мм, 4Б, центральном - 5Б.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.4 и в таблице 3.3.

Рисунок 3.4. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из

основного металла трубы 01420x15.7 мм (серия №4): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Металлографические исследования неметаллических включений на нетравленых шлифах показали, что в структуре исследованного фрагмента трубы наблюдаются неметаллические включения четырех типов: оксиды строчечные,

оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся и сульфиды, равномерно распределены по сечению.

т-ч и и

В центральной части листа средний номер равноосных зерен оказался несколько меньше ^13), чем в сильнодеформированном, глубиной до 5 мм, - Gl4.

В структуре стали наблюдаются выделения цементита, количество которых вблизи поверхности (до 5 мм) значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Серия №5

Образцы данной серии изготавливались из п/ш трубы 01420x19 мм производства фирмы «Маннесманн» (Германия), 1982 г.в.

■ж 7" о о о о

Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Исследования микроструктуры продольных и поперечных шлифов основного металла показали, что основной металл листа имеет типичную полосчатую феррито-перлитную структуру, балльность которой в слое, глубиной до 5 мм, листа 3Б, в центральной части продольного сечения трубы - 5Б.

Неметаллические включения четырех типов: оксиды строчечные, оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, а также сульфиды, равномерно распределены по сечению.

В центральной части сечения вдоль оси прокатки зерна феррита равноосные, размером G1з; в сильнодеформированном слое, глубиной до 5 мм - вытянутые вдоль оси прокатки, Gl4.

Количество выделений структурно-свободного цементита в слое, глубиной до 5 мм, значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Относительное удлинение составило 20.5 %, а величины предела прочности и условного предела текучести - 670 МПа и 600 МПа, соответственно. Величина а0

равна 275 МПа, физического предела текучести ат - 590 МПа, а уровень старения - 47 %.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.5 и в таблице 3.3.

а

б

в

г

Рисунок 3.5. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из основного металла трубы 01420x19.0 мм (серия №5): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Серия №6

Образцы изготавливались из п/ш трубы 01420x18.7 мм производства фирмы «Маннесманн» (Германия), 1982 г.в.

и /" и и и

Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

Величины ав=650 МПа, а02=570 МПа, а0=260 МПа, ат= 570 МПа, 85 при этом составило 20.5 %. Уровень старения данной серии составил 56 %.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.6 и в таблице 3.3.

Рисунок 3.6. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из

основного металла трубы 01420^18.7 мм (серия №6): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Балл феррито-перлитной полосчатости в слое глубиной до 5 мм листа оказался 3Б, в центральной части продольного сечения трубы - 5Б. В структуре равномерно распределены неметаллические включения четырех типов: оксиды

строчечные, оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, а также сульфиды. В центральной части сечения наблюдаются нитриды и карбонитриды строчечные.

Вдоль оси прокатки в центральной части сечения зерна феррита равноосные, в сильнодеформированном слое глубиной до 5 мм - вытянутые вдоль оси

т-ч и и

прокатки. В центральной части листа средний размер зерна оказался несколько меньше ^13), чем в слое глубиной до 5 мм - G14.

Выделение структурно-свободного цементита в слое глубиной до 5 мм значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Серия №7

Образцы изготавливались из п/ш трубы 01420x19 мм производства фирмы «Маннесманн» (Германия), 1981 г.в. Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

В слое листа глубиной до 5 мм балл феррито-перлитной полосчатости оказался 4Б, чем в центральной части продольного сечения трубы - 5Б.

Металлографические исследования неметаллических включений на нетравленых шлифах показывают, что наблюдаются неметаллические включения пяти типов: оксиды строчечные, оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, сульфиды, а также нитриды и карбонитриды строчечные. Оксиды точечные, оксиды строчечные, сульфиды и силикаты недеформирующиеся равномерно распределены по сечению. В центральной части сечения наблюдаются нитриды и карбонитриды строчечные.

Зерна феррита в центральной части сечения вдоль оси прокатки -равноосные, в сильнодеформированном слое глубиной до 5 мм - вытянутые

т-ч и и

вдоль оси прокатки. В центральной части листа средний номер зерна оказался несколько меньше ^13), чем в слое глубиной до 5 мм - G14.

В структуре стали наблюдаются выделения цементита. Количество выделений в слое глубиной до 5 мм значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.7 и в таблице 3.3.

Рисунок 3.7. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из

основного металла трубы 01420x19.0 мм (серия №7): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Величины предела прочности и условного предела текучести составили 680 МПа и 560 МПа, соответственно, а величина относительного удлинения - 22.5 %. По данным релаксационных исследований предел макроупругости имеет

величину равную 245 МПа, а физически предел текучести - 560 МПа. Уровень старения данной серии составил 64 %.

Серия №8

Образцы изготавливались из п/ш трубы 01420x16.3 мм производства фирмы «Маннесманн» (Германия), 1981 г.в. Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.8 и в таблице 3.3.

Рисунок 3.8. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из основного металла трубы 01420x16.3 мм (серия №8): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения

листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Балл феррито-перлитной полосчатости в слое глубиной до 5 мм - 4Б, в центральной части - 5Б.

В структуре исследованного фрагмента трубы наблюдались неметаллические включения пяти типов: оксиды строчечные, оксиды точечные, силикаты недеформирующиеся, сульфиды, а также нитриды и карбонитриды строчечные, равномерно распределены по сечению.

Зерна феррита в центральной части сечения в поперечном сечении трубы вдоль оси прокатки - неравноосные, наблюдается вытянутость ферритных зерен вдоль направляющей трубы. В центральной части листа средний номер зерна оказывается несколько меньше ^13), чем в слое глубиной до 5 мм - G14.

Также в структуре стали наблюдаются выделения цементита, количество которого в слое глубиной до 5 мм значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

ав и а02 составили 650 МПа и 580 МПа соответственно, величина относительного удлинения - 19.0 %. При этом а0=220 МПа, а ат=580 МПа. Уровень старения данной серии - 78 %.

Серия №9

Образцы изготавливались из п/ш трубы 01420x19.1 мм производства фирмы «Маннесманн» (Германия), 1980 г.в.. Химический состав выбранной стали, соответствующий отечественной марке стали 10Г2ФБЮ, представлен в таблице 3.1.

Значение относительного удлинения при величине предела прочности равной 650 МПа и величине условного предела текучести 560 МПа составило 20.0 %. По данным релаксационных исследований величина предела макроупругости оказалась равной 210 МПа, а ат - 560 МПа. Уровень старения данной серии составил 83 %.

В поперечном сечении вдоль и поперек направления прокатки загрязнения серой не выявлено.

Параметры микроструктуры исследованных образцов представлены на рисунке 3.9 и в таблице 3.3.

Металлографические исследования микроструктуры продольных и поперечных шлифов основного металла серии №9 позволили установить, что основной металл листа имеет типичную полосчатую феррито-перлитную структуру.

♦ -

а б

4 __л . * г \ * Т I V/ >ч у \ Л- * >ч ЮсГЛ в !?? 111 г

Рисунок 3.9. Микроструктура образцов стали 10Г2ФБЮ, вырезанных из основного металла трубы 01420x19.1 мм (серия №9): а - неметаллические включения; б - полосчатая феррито-перлитная микроструктура (центр сечения листа); в - зеренная структура стали (центр сечения листа); г - выделения структурно-свободного цементита (слой до 5 мм). Фотографии выполнены под руководством Степанова С.П.

Оксиды точечные, оксиды строчечные, сульфиды и силикаты недеформирующиеся равномерно распределены по сечению трубы. В центральной части сечения наблюдаются нитриды и карбонитриды строчечные. Зерна феррита в центральной части сечения вдоль оси прокатки - равноосные, в сильнодеформированном слое глубиной до 5 мм - вытянутые вдоль оси прокатки. В центральной части листа средний номер зерна оказался несколько меньше ^13), чем в слое глубиной до 5 мм - G14.

В структуре стали наблюдаются выделения цементита. Количество выделений в слое глубиной до 5 мм значительно превышает количество выделений в центральной части поперечного сечения листа.

Таблица 3.1. Химический состав сталей, выбранных в качестве объектов

исследования

Элемент с, Мп, V, А1,

№ серииЧ вес. % вес. % вес. % вес. % вес. % вес. % вес. %

1 0.09 1.61 0.27 0.014 0.042 0.078 0.020

2 0.098 1.59 0.44 0.020 0.051 0.003 0.018

3 0.096 1.59 0.43 0.020 0.047 0.023 0.021

4 0.097 1.58 0.42 0.01 0.035 0.059 0.042

5 0.097 1.57 0.40 0.011 0.037 0.043 0.023

6 0.096 1.56 0.42 0.013 0.034 0.041 0.022

7 0.098 1.57 0.43 0.008 0.036 0.055 0.035

8 0.098 1.55 0.47 - 0.037 0.052 0.031

9 0.097 1.56 0.46 0.015 0.033 0.049 0.025

ТУ 14-3- 0.09- 1.55- 0.15- 0.01- 0.02- 0.08- 0.020-

1573-96 0.12 1.75 0.50 0.035 0.05 0.12 0.050

Таблица 3.2. Механические свойства сталей, выбранных в качестве объектов

исследования

Свойства № серии Механические характеристики Результаты релаксационных испытаний S, %

Ств, МПа СТ0.2, МПа 55, % Сто, МПа Стт, МПа

1 615 490 24.5 325 480 19

2 640 530 22.5 310 510 28

3 680 605 22.0 300 590 33

4 650 610 18.5 290 600 39

5 670 600 20.5 275 590 47

6 660 590 20.0 260 570 56

7 680 570 22.5 245 560 64

8 650 560 19.0 220 580 78

9 650 570 20.0 210 560 83

Требования ГОСТ 20295-85 к К60 (Х70) >588 >412 >16

Требования ГОСТ 19281-89 к КП440 >590 >440 >19

Как видно из представленных данных, значения пределов текучести, определенные с помощью методик растяжения и релаксации отличаются менее чем на 2 %. При этом пределы текучести соответствуют нормативно-технической документации для выбранных сталей. В то же время, предел макроупругости, отвечающий за начало микропластических деформаций, у выбранных сталей различен.

С помощью выражения (2.1) был рассчитан уровень старения сталей. Минимальный уровень старения исследованных фрагментов составил 19 %, максимальный - 83 %.

Таблица 3.3. Результаты металлографического исследования структуры сталей К60 (10Г2ФБЮ), выбранных в данной

работе в качестве объектов исследования

^Свойства № серии. Балл неметаллических включений Параметры микроструктуры стали Выделения карбидов

Оксиды строчечные Оксиды точечные Силикаты недеформи-рующиеся Нитриды и карбонитриды строчечные Сульфиды Балл полосчатости Размер зерна

Центр Край Центр Край

1 - 1а 2а 1а - 3Б 5Б Glз (4.6 мкм) Gl4 (2.2 мкм) Единичные выделения

2 2а 1а 1а 1а - 3Б 5Б Glз (4.7 мкм) Gl4 (16 мкм) интенсивные выделения

3 2а 1а 1а - 1б 2Б 4Б Gl4 (3,1 мкм) Gl4 (2,0 мкм) интенсивные выделения

4 3а 2а 2а - 1б 4Б 5Б Glз Gl4 интенсивные

(3,5 мкм) (2,0 мкм) выделения

5 2а 2а 1а - 1б 3Б 5Б Glз (4,9 мкм) Gl4 (1,9 мкм) интенсивные выделения

6 3а 2а 2а - 1б 3Б 5Б Glз (4,7 мкм) Gl4 (2,1 мкм) интенсивные выделения

7 2а 3а 1а 1а 1б 3Б 5Б Glз (4,6 мкм) Gl4 (2,6 мкм) интенсивные выделения

8 4а 2а 2а 1а 1б 4Б 5Б Glз (3,6 мкм) Gl4 2,8 (мкм) интенсивные выделения

9 3а 2а 2а 1а 1б 3Б 5Б Glз (4,0 мкм) Gl4 (1,8 мкм) интенсивные выделения

3.2. Результаты испытаний на коррозионное растрескивание под

напряжением

Серия №1

Lтр, мм

1000

♦ 455 МПа

■ 560 МПа

635 МПа

• 690 МПа

2000

х, мин

3000

3 -

2 -

Ln(V)

300

У

л

И

а, МПа

500

700

а б

Рисунок 3.10. Зависимости длины КРН трещины от времени испытания при различных значениях напряжения (а); зависимость логарифма скорости движения трещины от приложенного напряжения (б)

1

0

На рисунке 3.10.а представлены зависимости «длина трещины - время испытаний» (Ьгр—т) для образцов серии 1, испытываемых в кипящих растворах нитратов при значениях напряжения (аа) равных 455, 560, 635 и 690 МПа. Таблица 3.4. Параметры КРН прочности образцов серии №1

а, МПа Серия №1

Т инк, мин Т разр, мин Утр, мкм/мин

455 910 1970 8

560 510 1350 9

635 370 860 16

690 420 990 14

В таблице 3.4 приведены значения параметров, характеризующих склонность исследуемых образцов к зарождению и распространению трещин коррозионного растрескивания под напряжением: время инкубационного периода (тинк); время, соответствующее разрушению образца (тразр) и линейная скорость движения трещины (Утр).

На рисунке 3.10.б представлена зависимость скорости движения КРН трещины от приложенного напряжения. Как видно из рисунка 3.10.б и таблицы 3.4, при увеличении напряжения от 455 МПа до 690 МПа при испытании образцов наблюдается увеличение скорости движения трещины от 8 до 14 мкм/мин.

Анализ представленных зависимостей L(т) и Утр(а) показывает, что данные зависимости носят существенно нелинейный (близкий к экспоненциальному) характер и в полулогарифмических координатах могут быть интерполированы прямой линией.

Ln(т)

350

разр

К

^инк 1

550

ст, МПа

-1

750

Рисунок 3.11. Зависимости ти напряжения. Серия №1

и т

разр

от величины приложенного

8

6

4

Анализируя данные, представленные на рисунке 3.11 и в таблице 3.4, можно сделать вывод, что при увеличении напряжения от 455 до 690 МПа наблюдается уменьшение параметра тинк от 910 мин до 420 мин. Аналогичная зависимость наблюдается и для параметра тразр - при увеличении напряжения от 455 МПа до

690 МПа наблюдается монотонное уменьшение времени до разрушения от 1970 до 990 мин.

Серия №2

Графики на рисунке 3.12 характеризуют зависимости длины трещины от времени испытания и скорости роста трещины от прикладываемого напряжения для образцов стали данной серии при различных напряжениях. Величины прикладываемых напряжений составили 465, 550, 610 и 690 МПа.

5 Ln(VTр)

10

5-

LTр, мм

♦ 465 МПа

■ 550 МПа

* 610 МПа

• 690 МПа

3 -

0

500

х, мин 1-1

1000 1500

1

а, МПа

400

800

600

а б

Рисунок 3.12. Зависимости длины КРН трещины от времени испытания при различных значениях напряжения (а); зависимость логарифма скорости движения трещины от приложенного напряжения (б)

В таблице 3.5 для различных напряжений приведены значения длительности инкубационного периода КРН; время, соответствующее разрушению, а также средняя линейная скорость движения трещины.

С увеличением прикладываемого напряжения до 690 МПа скорость роста трещины возрастает до 55 мкм/мин (таблица 3.5).

Таблица 3.5. Параметры КРН прочности образцов серии № 2

а, МПа Серия №2

Тинк, мин Тразр, мин Угр, мкм/мин

465 460 1140 12

550 310 940 13

610 200 650 18

690 150 295 55

Как видно из данных, представленных на рисунке 3.13 и в таблице 3.5, при увеличении напряжения от 465 до 690 МПа наблюдается уменьшение величины Тинк и тразр от 460 до 150 мин и от 1140 до 295 мин соответственно.

Ln(т)

4

разр

ч

350 550

Рисунок 3.13. Зависимости тинк и Т напряжения. Серия №2

а, МПа -1

750

разр

от величины приложенного

На рисунке 3.14 приведены графики зависимостей разности показаний вихретокового дефектоскопа АР в начальный момент времени т=0 и в момент времени Т в зависимости от расстояния от точки закрепления образца при различных выдержках на КРН при напряжении 465 МПа.

7

т

5

3

2 п

АР, ед

1 -

-♦- 0 мин -■- 30 мин -*- 60 мин 120 мин 180 мин -•- 240 мин 330 мин 460 мин — 600 мин 720 мин

10 30 50

Рисунок 3.14. Распределение АР по образцу от точки закрепления при напряжении 465 МПа

0

Представленные зависимости имеют вид, близкий к симметричному, относительно максимального напряжения на образце, что позволяет говорить о симметричном распределении нагрузки и, как следствие, процессов разрушения. При увеличении выдержки образца в испытательной среде значения АР возрастают.

Серия №3

В таблице 3.6 для различных напряжений приведены значения параметров тинк, тразр, Утр при различных значениях приложенного напряжения.

Таблица 3.6. Параметры КРН прочности образцов серии № 3

а, МПа серии №3

Тинк, мин Тразр, мин Утр, мкм/мин

460 370 1100 11

530 230 730 16

630 90 410 25

740 70 170 80

Зависимости L(т), представленные на рисунке 3.15.а, характеризуют параметры КРН прочности образцов стали серии №3. Испытания проводились при значениях эффективных наряжений равных 460, 530, 665 и 770 МПа.

5 т Ln(VTр)

10

5 ■

Ътр, мм

-♦- 460 МПа

-■- 530 МПа

-А- 665 МПа

-е- 770 МПа

х, мин

У*

V

0

500

1000

1500

а, МПа

350 550 750