CC BY
81
УДК 69.4, 539.376, 509.4.015
Научные основы хладноломкости конструкционных сталей с ОЦК кристаллической решеткой и деградации их структуры при эксплуатации в условиях отрицательных температур
В.Е. Панин1,2, Л.С. Деревягина1, М.П. Лебедев3, А.С. Сыромятникова3, Н.С. Сурикова1, Ю.И. Почивалов1, Б.Б. Овечкин2
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
3 Институт физико-технических проблем Севера СО РАН, Якутск, 677007, Россия
Работа посвящена физическим основам проблемы хладноломкости конструкционных сталей с ОЦК-решеткой и методам снижения температуры вязкохрупкого разрушения. Проведено комплексное исследование деградации структурно-фазового состояния трубной стали 09Г2С магистрального газопровода Якутии после длительной (более 30 лет) эксплуатации. Выявлены важные закономерности разрушения перлитных колоний с выделением карбидов на границах зерен феррита. С этим связано хрупкое разрушение газопроводов. Показано, что низкотемпературные кинетические процессы в магистральных трубопроводах, обусловливающие деградацию их структуры и свойств, связаны с межузельными атермическими структурными состояниями в зонах локальной кривизны кристаллической решетки. Это принципиально новый механизм, который ранее не был известен. Теплая прокатка трубных сталей создает в них продольную текстурированную полосовую структуру, в которой чередуются полосы исходных ферритных зерен и полосы мелких зерен с карбидными выделениями, возникающими при деградации пластинчатого перлита. Такая структура позволяет сместить температуру вязкохрупкого перехода до -80 °C и обеспечить при этой температуре пластичность 8 = 22 %. Создание в поверхностных слоях трубной стали наноструктурированной вихревой структуры с развитой кривизной повышает их усталостную долговечность в 3.5 раза.
Ключевые слова: хладноломкость, низкотемпературные структурно-фазовые переходы, кривизна кристаллической структуры, атермические процессы в зонах кривизны структуры, методы снижения хладноломкости
Scientific basis for cold shortness of structural bcc steels and their structural degradation at below zero temperatures
V.E. Panin1,2, L.S. Derevyagina1, M.P. Lebedev3, A.S. Syromyatnikova3, N.S. Surikova1, Yu.I. Pochivalov1, and B.B. Ovechkin2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 Institute of Physical and Technical Problems of the North SB RAS, Yakutsk, 677007, Russia
The paper considers the physics of cold shortness of structural bcc steels and methods of reducing the ductile-brittle fracture temperature. A complex study was performed to examine the degradation of structural phase state of pipe steel 09Mn2Si from the main gas pipeline of Yakutia after long-term (over 30 years) operation. Important regularities of fracture of pearlite colonies with carbide precipitation on ferrite grain boundaries were revealed. This phenomenon is associated with ductile fracture of gas pipelines. It is shown that the low-temperature kinetic processes in main pipelines which define the degradation of their structure and properties are related to interstitial athermal structural states in the zones of local crystal structure curvature. This is a fundamentally new, as yet unknown, mechanism. Pipe steels in hot rolling acquire a longitudinal textured band structure with alternating bands of initial ferrite grains and bands of fine grains with carbide precipitates formed during lamellar pearlite degradation. This type of structure allows for a shift of ductile-brittle transition temperature down to -80 °C and plasticity 8 = 22% at this temperature. The production of high-curvature vortex structure in pipe steel surface layers results in a 3.5-fold increase in their service life.
Keywords: cold shortness, low-temperature structural phase transitions, crystal structure curvature, athermal processes in zones of structure curvature, cold-shortness reduction methods
© Панин В.Е., Деревягина Л.С., Лебедев М.П., Сыромятникова А.С., Сурикова Н.С., Почивалов Ю.И., Овечкин Б.Б., 2016
Рис. 1. Дислокационная субструктура зерен феррита (указана стрелками) металла труб из аварийного запаса (а) и после длительной эксплуатации (б)
1. Актуальные проблемы хладноломкости
Общепринято, что металлические материалы с ОЦК-структурой проявляют эффект хладноломкости, в ГЦК-материалах такого эффекта нет. Этот вопрос в проблеме хрупкого разрушения ОЦК тугоплавких металлов VIA группы подробно освещен в [1]. Однозначного ответа на данный вопрос авторы [1] не дают.
Хладноломкость ОЦК-сталей широко исследована в литературе. Но физическая природа данного явления до сих пор остается дискуссионной и не имеет однозначного ответа. Особый интерес вызывают низкотемпературные процессы деградации структуры конструкционных сталей и их сварных соединений, которые вызывают их хрупкое разрушение [2-7]. Традиционно данная проблема связывается со спецификой ОЦК кристаллической структуры сталей. Однако природа этой специфики остается неясной.
В работах [8-10] развивается принципиально новая концепция, согласно которой фундаментальную роль в пластичности и разрушении твердых тел играют локальная кривизна кристаллической структуры и возникновение наномасштабных межузельных бифуркационных структурных состояний в зонах локальной кривизны.
Данная концепция позволяет не только объяснить механизм низкотемпературной деградации структурно-фазового состава ОЦК-сталей, но и управлять их хладноломкостью, снижая температуру вязкохрупкого перехода в область Т < -80 °С. Решение проблемы хладноломкости актуально для широкого перечня конструкций: магистральные нефте- и газопроводы, детали бурового и нефтегазопромыслового оборудования, автотранспорт и др.
2. Исследование деградации структурно-фазового состава и механических свойств трубных сталей после длительной эксплуатации в составе магистрального газопровода в условиях Крайнего Севера
Системное комплексное исследование динамики структурно-фазового состояния и механических свойств трубных сталей магистральных трубопроводов, построенных более 30 лет назад в Якутии, позволило получить важную информацию. Очень малая растворимость углерода в железе обусловливает образование в малоуглеродистых ОЦК-сталях карбидов и перлитных колоний. Ферритные зерна и их границы, свободные от выделе-
Рис. 2. Структура перлитных колоний металла трубы из аварийного запаса (а) и после длительной эксплуатации (б)
400 нм I-1
ний углерода, в исходной стали формируют хаотическое распределение дислокаций и дислокационную субструктуру, скалярная плотность которых составляет ~109 см-2 (рис. 1, а). После длительной эксплуатации плотность дислокаций уменьшается на порядок и они формируют грубую сетчатую мезосубструктуру (рис. 1, б).
Это очень негативное явление, поскольку при длительной эксплуатации трубной стали в ней происходят одновременное измельчение перлита и его распределение вдоль границ ферритных зерен (рис. 2), а также образование крупных карбидов в зернах феррита (рис. 3). Это свидетельствует о том, что растворение цементита в перлитных колониях должно сопровождаться выделением мелких карбидов на границах ферритных зерен и стенках грубой дислокационной мезосубструктуры. В итоге формируется жесткая многоуровневая иерархически организованная структура, которая резко снижает интенсивность потоков структурных трансформаций в границах зерен и возможность генерации ими свободных дислокаций в зерна феррита, необходимых для пластичности твердого тела [8]. Это обусловливает низкотемпературную хрупкость малоуглеродистых сталей с ОЦК-структурой. Рассмотрим мезомеханику генерации дислокаций в деформируемом твердом теле.
3. Фундаментальная роль кривизны кристаллической структуры в многоуровневом механизме генерации дислокаций в деформируемом поликристалле
Полвека существования теории дислокаций не дало ответа на вопрос о механизме их генерации, поскольку в трансляционно-инвариантном кристалле создать дислокацию энергетически невозможно. В работах [9, 10] сформулирована новая концепция, согласно которой все деформационные дефекты в твердых телах являются солитонами кривизны кристаллической решетки раз-
личного масштабного уровня. Без учета кривизны кристаллической структуры генерация дислокаций невозможна. В данной работе разработана многоуровневая модель генерации дислокаций, в которой кривизна кристаллической решетки играет определяющую роль.
На рис. 4 показан фрагмент кривизны кристаллической решетки, в которой возникают межузельные бифуркационные нанопоры. Они являются атермическими и возникают в междоузлиях зон кривизны кристаллической решетки при любых температурах деформации. Их строгая математическая теория разработана в [11] для одномерной цепочки атомов. В зонах кривизны кристаллической решетки образование межузельных бифуркационных нанопор происходит более наглядно (рис. 4). Сближение ионов А и В в зоне кривизны обусловливает локальное возрастание плотности положительного заряда в кристалле. Оно должно быть экранировано электронным газом из межузельного пространства ближайших атомов. Уменьшение плотности электронного газа в междоузлиях ионных пар С-В, Е-Р, G-H вызывает возрастание их межионного расстояния и возникновение в межузельном пространстве бифуркационных состояний в виде межузельных бифуркационных нанопор. Именно этот механизм позволяет генерировать дислокации в кристалле в рамках многоуровневой модели.
Согласно [12], первичные потоки структурных трансформаций в нагруженном твердом теле развиваются в его планарной подсистеме (поверхностные слои и все внутренние границы раздела), которая не имеет трансляционной инвариантности. Модель генерации дислокации на интерфейсе «граница зерна - 3D-крис-талл» представлена на рис. 5. Распределение нормаль-
Рис. 4. Генерация межузельных атермических нанопор в зонах локальной кривизны кристаллической решетки
Рис. 5. Многоуровневая модель генерации дислокаций в 3Б-зерне поликристалла потоком структурных трансформаций на границе зерна АВ механизмом «лазерной накачки»
ных и касательных напряжений на границе зерна характеризуется синусоидальным законом [13, 14]. В зонах растягивающих нормальных напряжений а, Ь, с, d возникают кластеры положительных ионов волнового потока. Связанная с ними увеличенная плотность положительного заряда экранируется электронным газом из приграничной зоны зерна 2, как это показано на рис. 4. Возникающие при этом межузельные бифуркационные нано-поры в 3Э приграничной зоне зерна 2 обеспечивают переход в них ионов кластеров 2Э-границы зерна, образуя ядра дислокаций. Зернограничные волновые потоки ионов под действием внешнего напряжения т восстанавливают кластеры ионов, создавая возможность генерации в зерно 2 плоских скоплений дислокаций по механизму «лазерной накачки». Эксперимент подтверждает данную модель генерации плоских скоплений дислокаций (рис. 6, 7).
На рис. 6 потоки структурных трансформаций развиваются на границе АВ двух зерен поликристалла Си + 8 % Ge, который находится вблизи границы растворимости Ge и Си. Низкая сдвиговая устойчивость данного сплава (его энергия дефекта упаковки близка к нулю) обусловливает сильное расширение границы зерен
Рис. 6. Генерация плоских скоплений дислокаций в поликристалле Си + 8 % Ge при растяжении, Т = 293 К. Просвечивающая электронная микроскопия
АВ и ее локальную модуляцию в зонах генерации большой плотности дислокаций.
На рис. 7 периодическая островковая структура экст-рудированного материала на границе двух зерен 1 и 2 выявлена световой микроскопией. Циклическим знакопеременным изгибом нагружался двухслойный композит А999/А7 высокочистого А999 и технического А7 алюминия. Пластическая деформация алюминия А999 на упругодеформированной подложке из технического алюминия убедительно показывает периодическое формирование зон избыточного материала алюминия А999, который экструдируется из поверхностного слоя (рис. 7, а), одновременно генерируя микротрещины в окисной пленке алюминия (рис. 7, б). Если зернограничные потоки не способны создавать зоны локальной кривизны в прилегающих зонах 3Э-кристаллов, где генерируются дислокации, материал будет хрупко разрушаться.
Приведенная на рис. 1-3 жестко закрепленная мезо-структура, сформированная при длительной эксплуа-
Рис. 7. Периодическая островковая экструзия материала в приграничной зоне АВ зерна 1 (а) и генерация микротрещин в поверхностном слое алюминиевой фольги А999 (б) при знакопеременном изгибе двухслойного композита А999/А7
тации магистральных трубопроводов, не способна генерировать дислокации. Поэтому в таких материалах возникает низкотемпературная хрупкость.
4. Механизмы структурно-фазовых трансформаций в трубных сталях при низких температурах
Возникающие в зонах локальной кривизны кристаллической решетки межузельные атермические нанопо-ры способны объяснить все структурно-фазовые трансформации в конструкционных материалах при низких температурах, когда концентрация тепловых вакансий и связанная с ними диффузионная подвижность в материале очень малы.
В малоуглеродистых трубных сталях углерод связан пластинами цементита в перлитных колониях. В границах зерен феррита развиваются потоки структурных трансформаций, которые генерируют дислокации в феррите и обеспечивают высокую пластичность стали. При низких температурах деформации, когда пластичность цементита очень низка, деформируемые пластины феррита в перлитных колониях создают сильную модуляцию нормальных напряжений на их границах раздела. В зонах локальной кривизны на границах феррита и цементита возникают межузельные бифуркационные нанопоры, которые локально растворяют цементит и измельчают его. Углерод растворяется в границах зерен и субзерен феррита, а также в стенках грубой дислокационной мезосубструктуры (рис. 1, б). Это обусловливает низкотемпературную хрупкость трубной стали. Возникновение микротрещин в такой структуре также связано с большой концентрацией межузельных бифуркационных нанопор, коалесценция которых образует несплошности материала. В вершинах микротрещин также возникает локальная кривизна и развиваются экс-тинкционные изгибные контуры, которые расходятся в объем ферритных зерен. Это иллюстрирует важную роль локальной кривизны кристаллической структуры и распределения углерода при низкотемпературной деформации стали в развитии низкотемпературного хрупкого разрушения.
Особое внимание заслуживает циклический характер изменения давления в трубопроводах в условиях их длительной эксплуатации. Именно это обстоятельство вызывает развитие зон локальной кривизны и возникновение в них атермических межузельных бифуркационных нанопор на внутренних поверхностях трубопроводов, где происходит деградация внутренней структуры материала. Это заключение было подтверждено специальным экспериментом с циклическим нагружением образцов технического титана с наводороженным поверхностным слоем.
Титан имеет очень низкую энергию дефекта упаковки у = 10 мДж/м2 вследствие полиморфного превращения ГПУ о ОЦК. Наводороживание его поверхностных
Рис. 8. Возникновение микропористости и развитие трещины LM в зоне локальной кривизны поверхностного слоя зерна О при его повороте против часовой стрелки в окрестности магистральной трещины усталостного разрушения EKF; технический титан с наводороженным поверхностным слоем, знакопеременный изгиб, N = 105 циклов, профилометр NewView
[15]
слоев еще более снижает их сдвиговую устойчивость. При циклическом знакопеременном изгибе таких образцов при комнатной температуре наводороженные поверхностные слои испытывают сильную пластическую деформацию при сопряжении с упругонагруженным объемом образца. Это обусловливает сильно выраженную кривизну поверхностного слоя, в зонах которой развивается микропористость вследствие коалесценции межузельных атермических нанопор. Завершается такой процесс развитием трещины, которая распространяется в зоне пористого материала как его структурно-фазовый распад.
Иллюстрация такого процесса представлена на рис. 8 [15], где развивается трещина LM в зоне усталостного разрушения. Крупное зерно О наводороженного поверхностного слоя образца титана испытывает поворот против часовой стрелки, вызванный раскрытием магистральной усталостной трещины EKF. На границе LMNзерна О на первой стадии развивается микропористость. На более поздних стадиях циклического нагру-жения вдоль микропористой структуры распространяется трещина LM. Встречная трещина KN генерирована магистральной трещиной усталостного разрушения ЕК^ На участке MN встречные напряжения от трещин LM и KN обусловливают экструзию материала и уменьшают его кривизну. На этом участке пористость сохраняется, но трещины не распространяются. Это свидетельствует о том, что для распространения трещины очень важна степень термодинамической неравновесности зоны локальной кривизны.
На кривой зависимости термодинамического потенциала Гиббса F(v) от молярного объема V (рис. 9) состояние зоны сильной кривизны соответствует области
П IV!
л У в Вх | С |£> ! н ! 1 А | ! н ! 1 О |
1 1 1 1 / _ I А /
Рис. 9. Зависимость термодинамического потенциала Гиббса F(v) от молярного объема V с учетом локальных зон гидростатического растяжения различного масштаба, в которых возникают дефектные структуры. Области различных состояний: А — гидростатическое сжатие; В — мезосубструктуры различных масштабов; Бх — наноразмерные структуры; С—нано-структурные состояния; D — возникновение пористости и разрушения
С, где наблюдается двухфазное сосуществование кристаллического материала с F(v4) < 0 и пор с F(v5) > 0. При дальнейшем увеличении локальной кривизны, когда формируется условие V > v5, происходит структурно-фазовый распад кристаллической структуры и в зоне кривизны распространяется трещина. Таким образом, изменяя молярный объем V в вершине трещины, можно управлять ее распространением.
Достоверность такого заключения представлена на рис. 10. Трещина АВ распространяется в направлении тройного стыка зерен в алюминиевой пластине, наклеенной на титановую подложку. При знакопеременном изгибе поворотные моды зерен 1 и 2, связанные с раскрытием трещины АВ, генерируют встречное поле от тройного стыка зерен, которое вызывает сильную локальную пластическую деформацию в зоне перед вершиной трещины АВ. Концентратор напряжений, который обеспечивал распространение трещины АВ, релак-сирует, и трещина останавливается. В зоне С поле тройного стыка зерен зарождает новую несплошность материала, но трещина АВ не развивается в магистральную. Это очень важный результат для решения проблемы управления трещиностойкостью, т.к. релаксировать концентраторы напряжений в вершинах трещин можно различными способами.
Очень эффективным способом повышения трещи-ностойкости материала и увеличения его усталостной долговечности является создание в его поверхностных слоях вихревой субструктуры на микромасштабном уровне [16]. Такая субструктура создается ударным ультразвуком. В условиях сильной кривизны кристаллической решетки концентрация межузельных атерми-
ческих структурных состояний возрастает на 8-11 порядков. Высокая релаксационная способность однородной вихревой субструктуры с аномально высокой концентрацией межузельных атермических структурных состояний эффективно задерживает зарождение трещин. Это обеспечивает ее высокую трещиностойкость.
На рис. 11 [16] представлены профили лицевых поверхностей разрушенных образцов технического титана вблизи магистральной усталостной трещины. На поверхности исходного образца титана вблизи усталостной трещины КЬ развивается интенсивная аккомодационная пластическая деформация (рис. 11, а). На поверхности образца, обработанной ультразвуком, вблизи усталостной трещины нет видимых следов аккомодационной пластической деформации (рис. 11, б). Усталостная долговечность образцов в результате обработки поверхности ударным ультразвуком повышается в четыре раза. Ударная обработка ультразвуком сварных соединений конструкционных материалов позволяет увеличить их усталостную долговечность в 5-10 раз [17].
Эта закономерность полностью подтверждается и для трубных сталей. При наноструктурировании поверхностных слоев образцов трубной стали 09Г2С ударной обработкой ультразвуком усталостная долговечность стали возрастает в 3.5 раза.
Авторами исследована серия малоуглеродистых сталей типа 09Г2С, 12ГБА, 12Х1МФ, широко применяемых при низких температурах эксплуатации. Разработаны методы поверхностного упрочнения, сочетающие ультразвуковую и термическую обработку. Достигнуто существенное повышение предела текучести при одновременном увеличении ударной вязкости и усталостной долговечности.
Подобный эффект наблюдается и при ударной ультразвуковой обработке сварных соединений данной ста-
Рис. 10. Блокирование магистральной усталостной трещины АВ в алюминиевой фольге А999 встречным сдвигом, генерированным полем напряжений тройного стыка зерен С; знакопеременный изгиб, двухслойный композит А999/а-Т^ N = = 2.5 • 104 циклов, профилометр NewView
Рис. 11. Вид лицевой поверхности плоских образцов технического Т в окрестности магистральной усталостной трещины КЬ. равновесное исходное состояние образца (а), нано-структурирование поверхностного слоя исходного образца ударной ультразвуковой обработкой (б); знакопеременный изгиб, профилометр NewView [16]
ли. Планируется такую обработку внедрить в полевых условиях, что в несколько раз повысит надежность и ресурс работы магистральных нефте- и газопроводов в условиях арктической зоны.
5. Влияние тепловой прокатки и низкотемпературного отжига низколегированных ОЦК-сталей на повышение их пластичности
В последние годы интенсивно исследуется влияние всесторонней ковки и теплой прокатки трубных сталей
Рис. 12. Структура полос ферритных зерен и мелкозернистых 12ГБА
на их прочность и пластичность [18, 19]. Всесторонняя ковка повышает прочность, но сильно снижает пластичность стали. Теплая прокатка повышает прочность трубных сталей при сохранении достаточно высокой пластичности. Данный вопрос подробно исследован в настоящей работе в рамках роли кривизны кристаллической структуры и межузельных бифуркационных нано-пор.
Всесторонняя ковка разрушает перлитные колонии, но вызывает образование и распределение карбидов на границах зерен, которое блокирует развитие процессов на границах ферритных зерен. Теплая прокатка также разрушает перлитные колонии, но формирует продольную структуру, в которой сохраняются продольные зоны феррита без выделений карбидных включений (рис. 12). Это обеспечивает несколько более низкую прочность стали, но сохраняет достаточно высокую ее пластичность.
Представленная на рис. 12 структура продольного сечения соответствует композиционному материалу, в котором мягкая ферритная матрица армирована продольными «волокнами», упрочненными мелкой зерен-но-субзеренной структурой и выделениями карбидной фазы. Таким образом, сохранение ферритной фазы без карбидных выделений является необходимым условием исключения низкотемпературной хрупкости трубных сталей. Это заключение хорошо согласуется с концепцией авторов о механизме генерации дислокаций, необходимых для пластичности деформируемого твердого тела.
Для оценки температурной зависимости вязкости разрушения трубной стали 12ГБА в различном структурно-фазовом состоянии были проведены ударные испытания образцов стали на копре с инструментированным бойком. Приведенные на рис. 13 результаты показывают, что всесторонняя ковка + отжиг при 500 °С, а также теплая прокатка снижают температуру вязкохруп-кого перехода крупнозернистой стали примерно до температуры -80 °С. При этом наиболее высокая ударная
КCV, МДж/м2
Рис. 13. Температурная зависимость ударной вязкости КСУ стали 12ГБА: крупное зерно (1), после всесторонней интенсивной ковки (2), после всесторонней интенсивной ковки и отжига (3), после теплой прокатки (4)
вязкость наблюдается у стали, подвергнутой теплой прокатке. Также важно, что отжиг при Т = 500 °С стали, подвергнутой всесторонней ковке при Т = 20 °С, дополнительно снижает температуру вязкохрупкого перехода. Это означает, что возникающие при всесторонней ковке межузельные бифуркационные нанопоры в ходе отжига при 500 °С дополнительно перераспределяют углерод, увеличивая пластичность ферритных зерен. Этот фактор следует учитывать при оценке влияния структурно-фазового состояния стали на ее низкотемпературную хрупкость.
В связи с этим низкотемпературная зависимость пластичности стали 12ГБА после теплой прокатки была исследована при одноосном растяжении образцов со скоростью V = 0.1 мм/мин. В этих условиях пластичность образцов, подвергнутых теплой прокатке, в интервале температур от +20 до -80 °С демонстрирует рост до 5 = 22 %, а при Т = -196 °С пластичность сохранилась до 5 = 12.5 % (рис. 14). Это свидетельствует о высокой эффективности структуры образцов, представленной на рис. 12. В то же время такая структура имеет резерв повышения пластичности при температуре деформации -80 °С.
8рЬ %
30 п-
10
0-1-.-1-.-.-
-200 -150 -100 -50 0 Т, °С
Рис. 14. Температурная зависимость степени деформации до разрушения стали 12ГБА: состояние после теплой прокатки
Рис. 15. Малоугловая субструктура в зерне феррита
6. Структурные механизмы низкотемпературной деформации стали 12ГБА, подвергнутой теплой прокатке
Продольная полосовая структура, созданная при теплой прокатке, при растяжении в условиях 20 °С формирует в ферритных зернах большую плотность дислокаций р ~ 8 • 1010 см-2 (рис. 15). Удлинение образцов при растяжении составляет 5 ~ 18 %. При Т = -80 °С плотность дислокаций в зернах феррита снижается, но резко интенсифицируется формирование в зернах феррита субзеренной структуры (рис. 16). Это означает, что модуляция границ зерен становится более длинноволновой при развитии потоков зернограничной трансформации. Субзеренная структура феррита с малоугловыми раз-
Рис. 16. Субзеренная структура феррита с малоугловыми раз-ориентировками, светлое поле (а); темнопольное изображение в совместном рефлексе 110 от двух зерен (б)
Рис. 17. Полосы карбидных частиц на границе зерна феррита в стали 12ГБА после теплой прокатки и растяжения при Т = = -196 °С, темные поля в совместном рефлексе 110 феррита и цементита
ориентировками обеспечивает удлинение образца при растяжении до 8 - 22 %. Наконец, при Т = -196 °С на границах зерен феррита возникают полосы выделенных карбидных частиц (рис. 17). Это блокирует потоки зер-нограничных трансформаций, что затрудняет генерацию в зернах феррита дислокаций и формирование субзерен. Удлинение образцов при растяжении снижается до 8 = 12.5 %.
Подчеркнем еще раз, что наличие межузельных бифуркационных нанопор в зонах кривизны кристаллической решетки проявляется и при -196 °С. Это обусловливает кинетические процессы перераспределения углерода в приграничных зонах зерен феррита при активном растяжении. При ударном нагружении меж-узельные бифуркационные нанопоры формируют трещины и обусловливают хрупкое разрушение.
7. Заключение
Проведено комплексное исследование деградации структурно-фазового состояния трубной стали 09Г2С магистрального газопровода Якутии после длительной (более 30 лет) эксплуатации. Выявлены важные закономерности разрушения перлитных колоний с выделением карбидов в зернах феррита.
Показано, что низкотемпературные кинетические процессы в магистральных трубопроводах, обусловливающие деградацию их структуры и свойств, связаны с межузельными атермическими нанопорами в зонах локальной кривизны кристаллической решетки. Это прин-
ципиально новый механизм, который ранее не был известен.
Теплая прокатка трубных сталей создает в них продольную полосовую структуру, в которой чередуются полосы исходных ферритных зерен и полосы мелких зерен с карбидными выделениями (измельченный перлит). Такая структура позволяет сместить температуру вязкохрупкого перехода до -80 °С и обеспечить при этой температуре пластичность 8 = 22 %.
Создание в поверхностных слоях трубной стали на-ноструктурированной вихревой структуры с развитой кривизной повышает их усталостную долговечность в 3.5 раза. Этот эффект требует подробного исследования в сварных соединениях трубных сталей в условиях низкотемпературной деформации. Данная технология будет отрабатываться в производственных условиях Якутии в последующие годы.
Работа выполнена при финансовой поддержке проекта «Наноструктурирование и модификация поверхностных слоев ответственных узлов машин, механизмов и сварных соединений с целью повышения их хлад-ностойкости и коррозионной стойкости» Программы фундаментальных исследований Президиума РАН «Поисковые фундаментальные научные исследования в интересах развития Арктической зоны Российской Федерации».
Литература
1. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирсов С.А. Физические основы прочности тугоплавких материалов. - Киев: Наукова думка, 1975.- 316 с.
2. Гумеров А.Г., Зайнуллин Р. С., ЯмалеевК.М., Росляков А.В. Старение
труб нефтепроводов. - М.: Недра, 1995. - 223 с.
3. БольшаковА.М., ГоликовН.И., Сыромятникова А.С., АлексеевА.А.,
ТихоновР.П. Разрушения и повреждения при длительной эксплуатации объектов нефтяной и газовой промышленности // Газовая промышленность. - 2007. - № 7. - С. 89-91.
4. Лякишев Н.П., Кантор М.М., Воронин В.Н. и др. Исследование структуры металла газопроводов после их длительной эксплуатации // Металлы. - 2005. - № 1. - С. 3-16.
5. Чухарева Н.В., Миронов С.А., Тихонова Т.В. Анализ причин аварийных ситуаций при эксплуатации магистральных трубопроводов в условиях Крайнего Севера в период с 2000 по 2010 год // Нефтегазовое дело. - 2011. - № 3. - С. 231-243.
6. Слепцов О.И., Лыглаев А.В., Большаков А.М., Синцов С.А. Диагностика и безопасность стареющих больших механических систем, эксплуатирующихся в условиях Севера: Проблема и пути решения // Дефектоскопия. - 2008. - № 6. - С. 31-41.
7. Сыромятникова А.С. Деградация физико-механического состояния металла труб магистрального газопровода при длительной эксплуатации в условиях криолита зоны // Физ. мезомех. - 2014. -Т. 17. - № 2. - С. 85-91.
8. Panin V.E., Egorushkin V.E. Fundamental Role of Local Curvature of Crystal Structure in Plastic Deformation and Fracture of Solids // Physical Mesomechanics of Multilevel Systems 2014: AIP Conf. Proc. / Ed. by V.E. Panin, S.G. Psakhie, V.M. Fomin. - Melville, NY: American Institute of Physics, 2014. - V. 1623. - P. 475-478.
9. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Солитоны кривизны как обобщенные волновые структурные носители пластической деформации и разрушения // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 3. - С. 7-26.
10. Панин В.Е., Панин A.B., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф. Фундаментальная роль кривизны кристаллической структуры в пластичности и прочности твердых тел // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. -№ 6. - С. 7-18.
11. Гузев М.А., Дмитриев A.A. Бифуркационное поведение потенциальной энергии системы частиц // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. -№ 3. - С. 27-33.
12. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Елсукова Т.Ф. Физическая мезомеханика зернограничного скольжения в деформируемом поликристалле // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - № 6. - С. 15-22.
13. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in thin bonding layer // J. Appl. Phys. - 1995. - V. 78. - No. 11. - P. 6826-6832.
14. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеха-ники // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.
15. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф. Роль кривизны кристаллической структуры в образовании микропор и развитии трещин при усталостном разрушении технического титана // ДАН. -2013. - Т. 453. - № 2. - С. 155-158.
16. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф., Почивалов Ю.И., Сун-дер Рамасуббу. Влияние структурного состояния поверхностных слоев образцов технического титана на их усталостную долговечность и механизмы: усталостного разрушения // Физ. мезомех. -2014. - Т. 17. - № 4. - С. 5-12.
17. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин A.B., Почивалов Ю.И. Нанострук-турирование поверхностных слоев и нанесение наноструктурных покрытий — эффективный способ упрочнения современных конструкционных и инструментальных материалов // ФММ. -2007. - Т. 104. - № 6. - С. 650-660.
18. Сафаров И.М., Корзников A.B., Сергеев С.Н. и др. Влияние субмикрокристаллического состояния на прочность и ударную вязкость низкоуглеродистой стали 12ГБА // ФММ. - 2012. - Т. 113.-№ 10. - С. 1055-1060.
19. Табачникова Т.И., Счастливцев В.М., Яковлева И.Л. и др. Структура современных трубных сталей // Тезисы докладов 54 Межд. конф. «Актуальные проблемы прочности». - Екатеринбург: Институт металлов УрО РАН, 2013. - С. 7.
Поступила в редакцию 19.01.2015 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., акад., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, зав. каф. ТПУ, [email protected]
Деревягина Людмила Сергеевна, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, [email protected]
Лебедев Михаил Петрович, д.т.н., чл.-корр. РАН, зам. дир. ИФТПС СО РАН, [email protected]
Сыромятникова Айталина Степановна, к.ф.-м.н., доц., внс ИФТПС СО РАН, [email protected]
Сурикова Наталья Сергеевна, д.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, [email protected]
Почивалов Юрий Иванович, к.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, [email protected]
Овечкин Борис Борисович, к.т.н., доц. ТПУ, [email protected]
