CC BY
34
УДК 539.67:669.14
ИССЛЕДОВАНИЕ ПОВРЕЖДАЕМОСТИ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ ПО ЭФФЕКТАМ НЕУПРУГОЙ РЕЛАКСАЦИИ © Д.М. Левин, А.Н. Чуканов, Л.В.Муравлева
Россия, Тупа, Тульский государственный университет
Levin D.M., Chukanov A N., Muravieva L.V. Investigation of damage of pipe steel by effects of non-elastic relaxation. The temperature dependence of internal friction of pipe steels of different times exploitation is investigated. The maxima of internal friction in relaxation spectrum is found. The nature of the maxima is related to the processes of energy dispersion at crack-shaped defect. The defects are transformated during exploitation increasing of hydrogen content./
В современных условиях проблема повышения надежности магистральных нефтегазопроводов стоит очень остро. Частые сообщения о кастрофических экологических последствиях и человеческих жертвах, связанных с разрушением магистральных трубопроводов нефти и газоконденсата, продуктопроводов тому подтверждение. Необходима надежная методика прогнозирования и предотвращения преждевременного разрушения трубных сталей.
Локально высокие внутренние напряжения у включений (сульфиды марганца) и коротких трещин приводят при эксплуатационных нагрузках труб к образованию и развитию в них очагов разрушения. Действие на материал труб активных сред и, в частности, наводо-роживания в процессе работы резко усиливает неоднородность распределения внутренних напряжений и провоцирует более раннее внезапное разрушение (сероводородное растрескивание).
В подобных условиях прекрасным инструментом, анализирующим уровень и локальную неоднородность распределения внутренних напряжений вблизи трещиноподобных дефектов, являются подвижные дислокации. Контролируя их подвижность и энергетику релаксационных процессов взаимодействия с поверхностными дефектами кристаллического строения, можно зондировать металл на предмет изменения количества, а также критичности формы и размеров микроне-сплошностей. Анализ параметров подобных эффектов
- хорошая возможность прогнозирования критического (предельного) состояния металла перед началом неконтролируемого роста микротрешин и внезапного разрушения.
Традиционными методами фиксации релаксационного спектра сталей и сплавов являются методы меха-
нической спектроскопии и, в частности, внутреннего трения (ВТ).
Целью данной работы являлась оценка возможности контроля методом ВТ релаксационных эффектов, связанных с образованием и развитием микротрещин, а также определения количественных параметров этих процессов для прогнозирования предельного состояния металла (реального и остаточного ресурсов).
Механизмы междислокационного взаимодействия, приводящие к возможному появлению и росту поверхностных дефектов типа мезо- и микротрещин, а также механизмы взаимодействия упругих полей подвижных дислокаций с такого рода дефектами по литературным сведениям оцениваются энергией активации -0,6 ... 0,7 эВ (у - релаксация) [1].
Расчет температурного и частотного положения релаксационных эффектов, соответствующих указанным значениям энергии, дает 200 ... 300 К при
частотах нагружения ~ 1 Гц и 320 ... 400 К при частотах ~ 1 кГц.
В данной работе анализировали образцы трубных сталей типа 17ГС и 19Г (табл. 1), вырезанных из участков различных нефтепроводов после разных сроков эксплуатации (плановая замена), а также после разрушения. (Образцы трубных сталей любезно предоставлены проф. Г.А. Филипповым, ГНЦ ЦНИИЧМ им. И.П. Бардина.) ВТ измеряли при частоте ~ 1 кГц изгибных колебаний (амплитуда деформации ~10'6) на образцах квадратного сечения (8x8x200 мм) в интервале температур 223 ... 500 К.
Типичная температурная зависимость ВТ (ТЗВТ) изучаемых трубных сталей за вычетом фона в исследованном диапазоне температур представлена на рис. 1.
Таблица 1.
Химический состав исследуемых сталей
Марка Содержание легирующих элементов, %
стали С Si Мп Сг Ni Р S Си
17ГС 0,16 0,38 1,08 0,05 0,06 0,015 0,023 0,07
17Г1С 0,17 0,5 1,2 0,3 0,03 0,03 0,04 0,03
19Г 0,17 0,23 0,86 0,06 0,03 0,012 0,03 0,05
Полученные ТЗВТ трубных сталей во всех случаях представляют собой суперпозицию нескольких максимумов. В результате компьютерного разделения суммарного релаксационного максимума на составляющие (рис. 2) получили следующие температурные положения образующих пиков: 313-323 К (П1);
363-368 К (П2); 388-398 К (ПЗ). Энергии активации этих максимумов, вычисленные по частотному сдвигу, имеют следующие значения 0,5 эВ (П1); 0,7 эВ (П2) и 0,8 эВ (ПЗ).
Температурные положения и энергетические характеристики максимумов позволяют предположить, что ответственные за их формирование физические механизмы могут: а) иметь чисто дислокационную природу; б) быть релаксацией Сноека; в) формировать сноеков-ские пики-спутники; г) быть индуцированным пиком Сноека; д) быть связанным с релаксационными процессами в области микронесплошностей, возникающих и эволюционирующих в металле при наводороживании.
Для проверки высказанных предположений и уточнения физической природы максимумов П1 - ПЗ оценивали влияние термической обработки на параметры указанных экстремумов. Известно, что дислокационные максимумы очень чувствительны к отжигам. Так, усиленный дислокациями максимум Сноека и максимум Хасигути р2> соответствующие температурному положению зафиксированных в данной работе пиков, устраняются дорекристаллизационным отжигом [1, 2]. Образцы исследованных сталей подвергли низкотемпературному отжигу при температуре 493 К. В результате проведенной термической обработки уменьшилась высота максимума П1, а пики П2 и ПЗ остались без изменений. Данные результаты позволяют с уверенностью сказать, что зафиксированный в данной работе сложный максимум не может быть связан с чисто меж-дислокационным взаимодействием и не может быть пиком Сноека, усиленным дислокациями.
В отличие от закалки низкотемпературный отжиг не оказывает влияния на параметры пика Сноека. В предлагаемом исследовании после закалки от 1183 К в воду пик П1 не фиксировали, пик П2 уменьшился, а ПЗ остался без изменений. По имеющимся литературным данным [2], в диапазоне температур 380-400 К
сг-а’ф.ю-
»,к
Рис. 1. Температурная зависимость трубной стали 17ГС: 1 - экспериментальные точки, 2 - теоретическая кривая разделения исследуемого спектра на составляющие максимумы ПІ, П2 и ПЗ.
(частота 1 кГц) на ТЗВТ сплавов системы Ре - С находятся углеродный и азотный максимумы Сноека с энергией активации соответственно Не — 0,83 эВ и
= 0,79 эВ. Исходя из поведения пика ПЗ после закалки и низкотемпературного отжига, а также полученной величины его энергии активации, можно заключить, что наличие этого максимума затухания обусловлено релаксацией по типу Сноека.
Уменьшение высоты максимумов после закалки не отвечает поведению и сноековских пиков-спутников. Известно, что эти пики появляются при температурах более высоких, чем основной максимум Сноека, и их поведение при закалке подобно поведению основного максимума [1, 2]. Поскольку указанные атрибуты не присущи максимуму П2, то его появление нельзя трактовать как фиксацию пиков-спутников, характерных для релаксации Сноека.
Анализ результатов влияния термической обработки позволяет заключить, что пики П1 и П2 не связаны с релаксацией по механизму Сноека и вероятнее всего обусловлены релаксационными процессами вблизи трансформирующихся микронесплошностей.
В температурно-частотном диапазоне, аналогичном оцениваемому, ранее на ТЗВТ фиксировали максимумы рассеяния неопределенной природы в деформированных и наводороженных образцах кремнистого железа, а также строительной стали, подвергнутой катодному электролитическому наводороживанию под напряжением [3, 4]. Наличие максимумов объясняли увеличением плотности дислокаций вследствие деформационного и водородного наклепов. Авторы последней работы отмечали связь ВТ с наличием в приповерхностных слоях образцов коррозионных трещин. Появление максимума ВТ при 333 К (1 кГц) они связывали с тер-мофлуктуационным взаимодействием дислокаций в вершинах трещиноподобных дефектов (модель циклического выбрасывания - втягивания двойного дислокационного перегиба) [6]. Подобный процесс вполне реален. Кроме того, он может быть обратимым, поскольку энергия раскрытия микротрещины много меньше энергии, необходимой для образования двойного перегиба около трещиноподобного дефекта. В качестве указанных дефектов, являющихся зонами локально высоких внутренних напряжений, можно рассматривать частицы неметаллических включений или газонаполненные внутренние микронесплошности. Ранее авторы предлагаемой работы провели аналогичные исследования на образцах серых чугунов с различной формой графитных включений и подтвердили приведенный тезис [5]. В трубных сталях указанную роль играют сложные сульфиды. Доказано также, что перенапряженными местами кристаллической решетки являются области с локально высокой концентрацией водорода (подвижного или молизовавшегося), накапливающегося при эксплуатации.
Пики на ТЗВТ в наводороженных образцах сталей наблюдали в интервале температур от 220 до 300 К (частота 1 Гц) [3 - 5, 7]. Природа их не была окончательно выяснена. Одни исследователи [7] связывают их с взаимодействием водорода с вакансиями. Другие авторы [3 - 5], обнаружив зависимость между высотой полученных максимумов ВТ и степенью дефектности материала, предполагают взаимное влияние водорода и микротрещин. Энергия активации этих максимумов,
рассчитанная по частотному сдвигу [4], составила 0,60-0,72 эВ. Обобщив известные нам сведения о максимумах ВТ в трубных сталях в диапазоне температур 220 - 300 К, можно высказать следующие предположения причин их возникновения: 1) движение комплексов «атом водорода + вакансия» вблизи дислокаций; 2) переориентировка кластеров из атомов водорода в поле напряжений; 3) перераспределение атомов водорода в поле комплексов, образованных вакансиями и атомами углерода; 4) рассеивание энергии при «вскрытии» и «залечивании» микротрещин, возникших в результате наводороживания.
Первые три механизма предполагают наличие достаточно большого количества водорода в твердом растворе. Известно, что в результате процессов диффузии к наружной поверхности или внутренним коллекторам концентрация свободного водорода в твердом растворе очень быстро уменьшается. В нашем же случае промежуток времени между завершением процесса наводороживания в период эксплуатации трубных сталей и началом процесса их исследования был достаточно велик. С другой стороны, в процессе эксплуатации труб возможно образование в металле в результате наводороживания микротрещин и микронесплошностей, которые становятся зонами концентрации внутренних напряжений и источниками развития релаксационных процессов по четвертому механизму.
Полученные нами результаты измерения ВТ удовлетворительно согласуются с нашим предположением о развитии в трубных сталях релаксационных процессов, отражающих степень перенапряженности у трещиноподобных дефектов. Образование полученных релаксационных максимумов (П1, П2) можно объяснить взаимодействием упругих полей напряжений в устьях подвижных микротрещин с упругими полями напряжений скоплений дислокаций на фронте распространения трещин в приложенном поле переменных внешних напряжений [4]. Наличие в релаксационном спектре двух пиков ВТ (П1 и П2) возможно в результате участия в данном процессе дислокаций различных типов: винтовых и смешанных. Изменение температурного спектра ВТ после термических обработок также не противоречит нашим предположениям. Низкие температуры могут практически не влиять на состояние микротрещин, в то время как при высоких температурах закалки может происходить их залечивание (обратимая повреждаемость) и, следовательно, снижение высоты максимумов вплоть до их вырождения.
Появление и развитие максимумов ТЗВТ (микронесплошностей) связано со сроком службы трубы и изменением уровня микронапряжений в ее стенке. Для его оценки провели рентгенографический анализ образцов труб. Кроме того, оценили связь ха-
Изменение параметров тонкой трубных сталей в
рактеристик прочности и пластичности указанных образцов со сроком эксплуатации труб.
Рентгенографические исследования проводили на дифрактометре ДРОН-2.0. Профили рентгеновских линий получали в Со Ка - излучении в дискретном режиме работы рентгеновской трубки (и = 28 кВ; / = 15 мА). Съемку проводили с шагом 0,1°. Поверхность образцов для снятия наклепа поверхностного слоя перед рентгенографическими исследованиями подвергали электролитической полировке.
Результаты рентгенографических исследований представлены в табл. 2. С увеличением срока службы (особенно в начальный период эксплуатации) в материале повышается уровень внутренних напряжений (ст,), увеличивается плотность дислокаций (р), то есть повышается степень дефектности материала, что обусловлено наводороживанием. Об этом же свидетельствуют и изменения предела прочности ств и относительного удлинения 85 (табл. 2). Характер их изменения отражает первоначальное упрочнение и снижение пластичности, однако при больших сроках эксплуатации происходит резкое падение одновременно свойств прочности и пластичности, что свидетельствует о развитии в материале необратимой водородной хрупкости. Проведенный множественный регрессионный анализ характеристик механических свойств и высоты максимума П1 от срока эксплуатации позволил получить вероятностные модели (1) и (2):
1= 129,1 +4,6(0-|я>)2- 1,9ц/, / = 439,3 + 4,3(д1т)2-0,7а..
(1)
(2)
Рис. 2. Зависимость высоты максимума П1 (@*'т) и предела прочности ст. от срока эксплуатации.
Таблица 2.
структуры и механических свойств процессе эксплуатации
Срок службы, года ст., МПа СТ02, МПа б5,% у, % (поло" Р Ст/, МПа
0 602 432 30 64 - 1,15 ■ 10* 7,4
4 609 440 26 62 4 К) о 00 101,7
26 570 425 22 50 3 1,35 • 10* 98,6
30 566 401 23 51 1 2,10- 10* 101,7
г
Рис. 3. Зависимость высоты максимума П1 (@ 'т) и относительного сужения от срока эксплуатации.
Коэффициент множественной корреляции этих уравнений, близкий к 1, свидетельствует о наличии тесной связи между рассматриваемыми характеристиками. Данные модели позволяют связать изменение параметров характерных максимумов с характеристиками механических свойств образцов (рис. 2, 3).
Таким образом, можно заключить, что в температурном спектре ВТ образцов трубных сталей (при тем-
пературах 313-323 К и 363-368 К) наблюдаются специфические максимумы П1 и П2. Энергии активации максимумов, изменение их параметров, а также характеристик механических свойств трубных сталей от срока службы и термической обработки позволяют связать их с взаимодействием полей упругих напряжений дислокационных скоплений в устьях трещиноподобных дефектов, стимулируемых эксплуатационным наводо-роживаиием.
ЛИТЕРАТУРА
1. План тер М.С.. Головин И.С., Головин С А.. Ильин А. А.. Саррак В.И. Механическая спектроскопия металлических материалов. М.: МИА, 1994. 256 с.
2. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях / Под. ред. М.С. Блантера и Ю.В. Пигузова. М.: Металлургия, 1991. 248 с.
3. Головин С.А. II Вопросы металловедения и физики металлов. Тула: Изд-во ТЛИ, 1975. С. 34-49.
4. Головин С.А., Агеев В.С., Сергеев Н.Н.. Левин Д.М. И ФХММ 1975. №6. С. 24-27.
5. Агеев ВС.. Сергеев Н.Н.. Петрушин Г.Д. II Внутреннее трение в металлах, полупроводниках, диэлектриках и ферромагнетиках. М.: Наука, 1978. С. 97-102.
6. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов М : Металлургия, 1984. 280 с.
7. Гельд П.В.. Рябов Р.А., Кодес Е.С. Водород и несовершенства структуры металла. М.: Металлургия, 1979. 221 с.
УДК 669.15: 539.219.2: 542.4
ИССЛЕДОВАНИЕ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА АМгбМ ПРИ ВЗАИМОДЕЙСТВИИ С ЖИДКИМ ГАЛЛИЕМ © В.Г. Шипша, В.Ю. Ефименко, Е.Л. Лебедев
Россия, Санкт- Петербург, ВИККА им. А.Ф. Можайского
Shipsha V.G., Efimenko V.Yu., Lebedev E.L. Investigation of durable endurance of aluminum alloy AMg-6M under interaction with liquid gallium. Durable endurance of aluminum alloy AMg-6M under interaction with liquid gallium is investigated. It is shown, gallium decreases substantially durability of samples. Temperature being increased, the abating activity of gallium increases too. The most of duration of loaded samples comprises time before the crack creation. Rapid growth of created crack depends on gallium transportation to its orifice. The kinetics of AMg-6M alloy breakdown is controlled by the velocity of brittle bursting, which is determined by interaction of gallium with alloy in the region of prebreakdown.
Изучение закономерностей изменения механического поведения конструкционных сплавов под воздействием поверхностно-активных веществ (ПАВ) является важной научно-практической задачей. В этой области накоплен большой экспериментальный материал, однако вопрос длительной прочности конструкционных материалов, в частности сплава АМгбМ, в контакте с галлием мало изучен, а имеющиеся сведения носят иногда противоречивый характер.
Анализ публикаций [1-5] показал наличие общих закономерностей изменения длительной прочности твердых металлов под воздействием жидкометаллических ПАВ, а именно:
- при напряжениях ниже критического ст < а,ф (различного для разных пар «твердый металл - ПАВ»)
влияние ПАВ не сказывается на длительной прочности твердого металла [1,2];
- при напряжениях выше критического а > а^р длительная прочность катастрофически падает, причем кинетика роста трещины разрушения не связана с термической активацией и определяется диффузией атомов ПАВ в зону разрушения [1];
- началу зарождения и роста трещин предшествует инкубационный период [2] (зачастую составляющий основную долю времени жизни образцов), хотя для пары «7л\ - Н§» такой период не наблюдается и трещины возникают мгновенно [3];
- процесс образования и развития трещин разрушения связан со структурными изменениями (по крайней мере, в алюминиевых сплавах) [4, 5], обусловленными диффузией ПАВ и его взаимодействием с металлом.
