Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Современные прещставления о водороднш скрупчива нии стали в сероводородсодершщ средах и методах его определения 10
1.1. Явление охрупчивания стали в сероводородсо-держащих средах 10
1.2. Основные методы определения стойкости стали против сульфидного коррозионного растрескивания 23
1.3. Теории водородной хрупкости конструкционной стали . 27
1.4. Стали, стойкие против водородного охрупчивания, применяемые для изготовления газопромыслового оборудования 34
1.5. Постановка задачи исследования, материал и методики 39
Глава II. Влияние химического состава на водородостойкость и сопротивление хрупкому разрушению конструкционных сталей 49
2.1. Влияние Основных легирующих элементов
2.1.1. Углерод 49
2.1.2. Элементы, образующие твердый раствор замещения 65
2.1.2.а. Кремний 65
2.1.2.6. Марганец 77
2.1.2.в. Никель 82
2.1.2.г. Кобальт 93
2.1.2.д. Алюминий 103
2.1.3. Карбидообразувщие элементы 108
2.1.3.а. Хром ПО
2.1.3.6. Молибден 117
2.1.3.в. Титан, ниобий, ванадий . 131
2.2. Влияние чистоты стали по примесным элементам 152
2.2.1. Сера 159
2.2.2. Фосфор 165
2.2.3. Примеси цветных элементов . 173
2.2.3.а. Сурьма, олово 173
2.2.3.6. Медь 179
Глава III. Модифицирование стаж нитгидной фазовой и РЗМ
3.1. Нитридная фаза 185
3.2. Редкоземельные элементы (церий) 192
Глава IV. Влияние структуры и решла термообработки стаж на сопротивление разрушению 202
4.1. Состояние вопроса 202
4.2. Сопротивление закаленной стали разрушению в зависимости от количественного соотношения структур мартенсита, бейнита и феррита 210
4.2.1. Сопротивление разрушению стали с мар-тенситно-бейнитными структурами, полученными при непрерывном охлаждении 213
4.2.2. Мартенситно-бейнитные и мартенситно--ферритные структуры, полученные при изотермическом превращении 228
4.2.3. Влияние немартенситных структур на сопротивление стали водородному охрупчива-нию 231
4.3. Влияние температуры отпуска на сопротивление улучшаемой стали хрупкому разрушению и водородному охрупчиванию 236
4.4. Выводы 246
Глава V. Принципы конструирования сталей с повышенным сопро тивлением водородному охрупчиванию и хрупкому раз рушению 248
5.1. Закономерности влияния легирующих элементов и их оптимальное содержание в улучшаемой конструкционной стали .249
5.2. Закономерности воздействия немартенситных структур и температуры отпуска на свойства улучшаемой конструкционной стали 259
5.3. Закономерности влияния легирующих элементов и их оптимальное содержание в низколегированной нормализованной стали 262
5.4. Оптимальные системы легирования конструкционных сталей .263
Глава VI. Разработка и освоение новых конструкционных сталей с повышенным сопротивлением водородному охрупчиванию и хрупкому разрушению 268
6.1. Конструкционные стали, стойкие к водородному охрупчиванию в сероводородсодержащих средах 268
6.2. Конструкционные машиностроительные стаж повышенной надежности и работоспособности .286
6.3. Конструкционные стали с повышенным сопротивлением разрушению при криогенных температурах 297
6.4. Заключение 300
Общие выводы 302
Список литературы 316
Приложения 349
- Теории водородной хрупкости конструкционной стали
- Влияние чистоты стали по примесным элементам
- Редкоземельные элементы (церий)
- Сопротивление закаленной стали разрушению в зависимости от количественного соотношения структур мартенсита, бейнита и феррита
Введение к работе
В "Основных направлениях экономического и социального развития СССР на I98I-I985 годы и на период до 1990 года", принятых ХХУІ съездом КПСС, поставлены важные задачи по обеспечению дальнейшего экономического прогресса общества, глубоких качественных сдвигов в материально-технической базе на основе ускорения научно--технического прогресса, интенсификации общественного производства, повышения его эффективности.
Одной из наиболее важных задач является форсированное развитие добычи природного газа. К 1985г объем добываемого газа должен составить 600-640 млрд.куб.метров, что более чем на 30$ превышает задания X пятилетки.
В последние годы значительная доля добываемого природного газа и нефти содержит такие агрессивные компоненты как сероводород ( S) и углекислый газ (СО2)» вызывающие коррозионное разрушение газопромыслового оборудования. Уже освоенные месторождения Оренбургское и Среднеазиатское содержат в составе газа до 6% EjS и до 6% СО?; намеченные к разработке в XI пятилетке Астраханское и Западно-Казахстанское месторождения по составу газа еще более агрессивны и содержат до 26% Eg 5 и до 22% COg.
В связи с этим важной проблемой является обеспечение газовой и нефтяной промышленности добывавдим и перерабатывакщим оборудованием, изготовленным из специальных сталей в коррозионностойком исполнении.
Установлено, что преждевременное разрушение оборудования в среде сернистого газа связано с сероводородным растрескиванием и вспучиванием стали, вызванными водородом. Активный (атомарный) водород, проникакощй в сталь, образуется в данном случае в результате коррозионных процессов, идущих на поверхности стали при участии сероводорода, углекислого газа и влаги.
Вопросы диффузии и растворимости водорода, механизм его воздействия на физико-механические свойства стали достаточно полно освещены в отечественной и зарубежной литературе. Значительный вклад в изучение природы водородной хрупкости, а также в разработку мер предотвращения этого вида хрупкости металлов внесли советские ученые металловеды и коррозионисты - Г.В.Карпенко, А.В.Рябченков, Я.М. Потак, А.Н.Морозов, Ф.Ф.Ажогин, П.В.Гельд, Б.А.Колачев, В.И.Саррак, Ю.Й.Арчаков, Ю.А.Башнин, И.И.Василенко и др.
Вместе с тем следует отметить, что металловедческие аспекты борьбы с водородной хрупкостью стали изучены недостаточно.
Для борьбы с коррозией и охрупчиванием стали в среде серово-дородсодержащего газа используют специальные ингибиторы (АНПО, ИФХАНГАЗ и др.), однако их применение привело только к некоторому торможению коррозионных процессов, при этом явление водородного охрупчивания не устранялось.
Наибольшую гарантию надежной работы оборудования обеспечивают специальные стали, стойкие к сероводородному растрескиванию.
Потребовались водородостойкие конструкционные стали двух классов:
- низколегированные листовые свариваемые стали с пределом текучести 250 400 МПа, необходимые для изготовления аппаратов комплексной переработки газа и трубопроводов;
- легированные улучшаемые стали с пределом текучести 500+ -800 МПа, необходимые для изготовления бесшовных труб нефтяного сортамента и подземного скважинного оборудования.
Отечественная металлургическая промышленность ранее не имела опыта производства сталей и металлопроката, стойкого к коррозионному сероводородному растрескиванию; практически отсутствовали четкие и однозначные представления о принципах легирования таких сталей, выборе оптимальной структуры и режима термической обработки. Зарубежны»": опыт по данному вопросу, хотя и более значительный (во Франции эксплуатируется газовое месторождение Лак с содержанием сероводорода до 15$, в США. - Миссисиппи с содержанием до 40$ 1 2s ; всего в мире более 10 сероводородсодержащих месторождений), также недостаточен для организации производства водородостойких сталей. Имеющиеся данные об оптимальном легировании стали противоречивы, технологические особенности их производства полностью не раскрываются, являясь техническим секретом или предметом лицензионного соглашения.
В связи с этим одной из главных задач, поставленных перед ЦШШчерметом и в настоящей диссертационной работе, являлось создание принципов легирования конструкционных сталей, стойких к водородному охрупчиванию в сероводородсодержащих средах, определение оптимальных режимов их термической обработки с целью разработки отечественных марок стали и технологии их производства. Решаемые в рамках настоящей работы задачи соответствовали заданиям ряда поставлений ЦК КПСС, СМ СССР, ГКНТ и обеспечивали их выполнение.
Следует отметить, что проблема создания водородостойких сталей имеет более широкое использование в технике. Водородное охруп-чивание стали наблюдается при эксплуатации строительных конструкций в промышленной атмосфере и морской воде, в атомной энергетике, в химическом и энергетическом машиностроении; близкой перспективой является использование водорода в качестве безвредного топлива. В этой связи полученные в работе результаты могут быть использованы не только в газовой промышленности, но и для других назначений. В неразрывной научной связи с проблемой создания водородо-стойких сталей находится проблема разработки конструкционных машиностроительных сталей с повышенным сопротивлением хрупкому разрушению. Это обусловлено, тем, что сопротивление стали хрупкому разрушению явилось одним из необходимых требований к водородостойким сталям.
Задача создания машиностроительных конструкционных сталей, стойких к хрупкому разрушению, также имеет важное народнохозяйственное значение. Для современной техники характерны высокие скорости нагружения, эксплуатация при низких климатических и криогенных температурах, высокие локальные напряжения - все эти факторы способствуют развитию хрупкого разрушения стали.
По заданиям машиностроительных отраслей, основываясь на изучении закономерностей влияния легирования и структуры, в настоящей работе созданы и освоены в производстве конструкционные стали с пределом текучести 500 1400 Ша и повышенным сопротивлением хрупкому разрушению (T5Q = -40°С -140°С). Изготовленные из разработанных сталей детали машин и механизмов для автомобильной, тракторной, авиационной и других отраслей промышленности имеют повышенную надежность и долговечность при эксплуатации.
Данная диссертационная работа выполнена в Институте качественных сталей ЦНИИчермета им. И.П.Бардина в течении 1967-1981гг. в творческом сотрудничестве с рядом исследовательских организаций -ВНИИнефтемаш, ВНИИГАЗ, ВНИТИ, ВНИИСТ, НИИМ, Саратовский филиал СКВ "Союзгазавтоматика", Тульский политехнический институт, НИАТМ, НАТИ, ВИАМ, ИЭС им. Патона и др., а также заводов - металлургический завод "Красный Октябрь", "Днепроспецсталь", Ждановский мет-завод им. Ильича, Магнитогорский меткомбинат, Ярославский моторный завод, КАМАЗ, Череповецкий и Челябинский металлургические заводы; Азербайджанский, Никопольский, Таганрогский и Нижнеднепровский им. К.Либкнехта трубопрокатные заводы.
Автор выражает глубокую благодарность директору Института качественных сталей профессору С.А.Голованенко и профессору А.П. Гуляеву за научные консультации и практические советы, сделанные в ходе выполнения настоящей диссертационной работы. Автор благодарит кандидата технических наук Д.А.Литвиненко и коллектив лаборатории конструкционных сталей за большую помощь в проведении данной работы.
Теории водородной хрупкости конструкционной стали
Хрупкое разрушение железа и стали обусловлено особыми свойствами СЦК кристаллической решетки, обладающей при определенных условиях высоким сопротивлением движению дислокаций (силы Пайерлса), сильным взаимодействием между дислокациями и атомами внедрения, особенностями кристаллогеометрии скольжения /Z4/ . Среди факторов, вызывающих хрупкое разрушение, следует назвать температуру, скорость нагружения и водород. Первые два фактора определяют явление хладноломкости /39/, третий - явление водородной хрупкости. Дополнительными, способствующими хрупкому разрушению стали, факторами являются - локальная концентрация напряжений и сегрегация примесей по границам зерен. Эти факторы способствуют развитию хладноломкости и водородной хрупкости, а также определяют такие разновидности хрупкости как задержанное разрушение /40,41/ и обратимая отпускная хрупкость /42/.
Процесс хрупкого разрушения стали связан с разрывом межатомных сил сцепления в кристаллической СЦК решетке Ре и образованием свободных поверхностей.
Согласно представлениям, развитым Гриффитсом и Орованом, высвобоадащаяся при возникновении хрупкой трещины энергия состоит из энергии образования свободных поверхностей (Д W ) за вычетом упругой энергии ( й W$ ), обусловленной релаксацией напряженийгде Х0 - свободная энергия поверхности с учетом пластической деформации, сопровождающей развитие трещины; L - длина трещины; - модуль упругости.
Исходя из этих представлений, предельная величина сил сцепления атомов в кристаллической решетке может быть апроксимирована /43/ следующим образом:
Для объяснения полученных в настоящей работе данных по влиянию легирования и структуры на водородное охрупчивание наиболее приемлема модель хрупкого разрушения, развитая Мак-Магоном, Брайн-том и Бенердаи /17/. Согласно этой модели хрупкое разрушение стали (для примера взята сталь с &г « 690 МПа) должно происходить в том случае, когда максимальное трехосное напряжение в пластической зоне у вершины трещины (б де) достигнет величины предельных сил сцепления, т.е. эффективного напряжения Од (рис. 1.9). При этом учитывается имевдее место в реальных сталях понижение уровня&0 за счет ослабления примесными элементами межатомных связей по границам зерен (4 ) и за счет присутствия водорода, также ослабляющего силы сцепления (Л н ). Предлагаемый критерий разру шения в этом случае можно выразить следующим образом:бітах &о - A L &&н CI-I3)где; I) шду"" полное максимальное напряжение на межфазной границе на расстоянии 2 от ее вершины, с поправкой на скопление дислокаций (L ) в конце блокированной полосы скольжения, где возникает напряжение сдвига fit (рис. 1.10), равное2) A 6 - снижение предельной величины сил сцепления по границам зерен ( О0 ) за счет их обогащения примесными элементами и соответствующего снижения поверхностной энергии ( И0 ), равноен - уменьшение предельной величины сил сцепления из-за водорода, пропорциональное его локальной концентрации Сн, расчитываемой по уравнению:где: QQ - равновесная концентрация водорода, пропорциональнаядавлению г , S? - молярный объем водорода;0 - гидростатическое напряжение, равное 4-і j + ). Приближенные расчеты показали, что й О -L и Д юи составляют около 30$ от &0 каждое (рис. 1.9).
При построении данной модели авторы исходили из теории водородной хрупкости, предложенной Трояно /44/ и Ориани /45/, заключающейся в том, что водород диффундирует в места наибольших трехосных напряжений и при скоплении до определенной концентрации сни
Рис. 1.9. Соотношение между предельным напряжением впереди трещины (б тах) и предельной величиной сил сцепления в охрупченной стали, насыщенной водородом ( 6 n ) /17/
Рис. 1.10. Схема образования трещины под действием: максимальных главных напряжений (а), скопления дислокаций и водорода у межзеренного карбида (б) /17/ СОо жает когезивную прочность решетки с образованием микротрещины.
Таким образом, предложенная модель показывает, что диффузион-ноподвижный водород в кристаллической решетке вносит существенный вклад в развитие хрупкого разрушения стали. Следует полагать, что повышая сопротивление стали хрупкому разрушению ( ОQ ) за счет выбора оптимального легирования и структуры, а также за счет обеспечения чистоты по примесным элементам можно достигнуть более высокого сопротивления водородному охрупчиванию. Данное положение было подтверждено в настоящей работе экспериментальными фактами и легло в основу изучения закономерностей влияния легирующих элементов и структуры на водородостойкость стали.
Согласно классификации, предложенной в работах Б.А.Колачева /46,47/, водородное охрупчивание металлов может быть необратимым (I рода) и обратимым (П рода). В.О. I рода развивается в сталях, когда под действием водорода, скапливающегося в коллекторах, образуются полости (вспучивания). К этому виду В.О. можно отнести описанное в разделе I.I явление водородного растрескивания в серово-дородсодержащих средах (М/С ). В.О. П рода развивается в условиях, когда ее источники формируются в условиях пластической деформации металла, пересыщенного водородом. Обратимость В.О. связывается с возможностью транспортировки атомов водорода движущимися дислокациями:, в результате чего на границах зерен или у других препятствий, где скапливаются дислокации, концентрация водорода существенно возрастает. К В.О. П рода следует отнести явление сульфидного коррозионного растрескивания стали под напряжением ( SSC t см:, раздел I.I).
В зависимости от конкретных условий, связанных с типом стали, наличием внутренних или внешних напряжений и скорости приложения нагрузки, могут работать различные механизмы (теории) водород
Влияние чистоты стали по примесным элементам
Существенное влияние на сопротивление конструкционной стали хрупкому разрушению и водородному охрупчиванию оказывают такие примеси, как сера, фосфор, сурьма, олово, медь, мышьяк, кислород, азот. Их воздействие проявляется через ослабление связи по границам зерен (процессы отпускной хрупкости) и через образование неметаллических включений.
Согласно имеющимся представлениям /203/ стыки зерен под нагрузкой могут являться зонами возникновения трехосного напряженного состояния, где энергетически более предпочтительно скапливание атомов водорода, обладающего в этих зонах пониженным значением химического потенциала. Предполагается /24,204/, что водород уменьшает силу сцепления (декогезия) между атомами железа, а, следовательно, и по границам зерен. Сегрегация вредных примесей (фосфор, сурьма, олово и др.) по границам исходных аустенитных зерен, при развитии обратимой отпускной хрупкости, дополнительно ослабляет межзеренные силы сцепления. Прямым экспериментом высказанные выше положения были подтверждены /205/. Водородное охрупчивание, в равной мере одинаковое, наблюдалось как на особочистом железе зонной выплавки с границшли зерен свободными от сегрегации прішесеи, так на железе с границами зерен, обгащенными, согласно данным Оже--спектроскопии, примесями фосфора, сурьмы, олова и др. Это свидетельствует о том, что водород не взаимодействует с сегрегациями примесей на границах зерен, т.е. охрупчивающее действие примесей и водорода по границам зерен взаимно дополняют друг друга.
Имевшиеся в литературе данные показывают, что повышение сте-печи чистоты стали по примесям и газам позволяет поднять уровень ее сопротивления разрушению /206-209/. Однако, данные о влиянии примесей ограничены.
Разработанные в последние годы способы выплавки стали (электрошлаковый - ЭШП; вакуумный дуговой - ВДП и электроннолучевой -ЗЛЇЇ переплавы, выплавка в вакууме и др.) и получения чистых шихтовых материалов (первородное и карбонильное железо) позволяют очистить сталь от вышеперечисленных примесей и газов /210/. В настоящей работе показано, что применение ЭШП для стали I8X2H4BA. позволяет в два раза снизить содержание серы; ВДП снижает содержание газов; весьма эффективную очистку от серы, цветных примесей и газов дает вакууминдукционная выплавка с последующим ЭЖ (табл..17) Использование в качестве исходной шихты карбонильного железа при вакуумном дуговом переплаве позволяет получить сталь с более низким, в сравнении с обычной, содержанием серы, фосфора, цветных примесей, азота и кислорода (табл. 2.17). ЭШП и ВДП в 2-І-5 раз снижают содержание в стали оксидов и сульфидов. Особенно высокую чистоту имеет сталь ВИ + ЭЖ, практически свободная от неметаллических включений.
Проведенное при творческом участии автора исследование свойств стали І8Х2Н4ВА. /211,212/ и 40ХН2 /213/ после различных переплавов показало, что с повышением степени чистоты существенно возрастает их сопротивление вязкому и хрупкому разрушению. При серийных испытаниях на ударную вязкость в области вязкого разрушения величина КОИ и KCV стали повышенной чистоты во всех случаях выше, чем у стали обычной чистоты (рис. 2.44). Наибольшая разница (2 3 раза) отмечается для стали ВИ+ЭЛП и стали ВДП на основе карбонильного железа; ЭШП и ВДП повышают значения ударной вязкое ти на 40-60$. При понижении температуры испытания различие по ударной вязкости снижается и в области хрупкого разрушения кривые стремятся сойтись в одной точке. Разделение ударной вязкости в вязкой области разрушения на составляющие показало, что с повышением степени чистоты стали существенно, в 2 3 раза, возрастает величина работы развития трещины, а работа зарождения трещины остается неизменной (табл. 2.18).
Положение Т50 для стали I8X2H4BA. (где вольфрам подавляет обратимую отпускную хрупкость) при переплавах существенно не изменяется (-50 -80С), для стали 40ХН2 с повышением чистоты -Теп смещается в сторону отрицательных температур на 30 70С (табл. 2.Ї9). Такое значительное влияние степени чистоты на положение порога хладноломкости стали 40ХН2 можно связывать с подавлением процессов обратимой отпускной хрупкости за счет снижения содержания фосфора и цветных примесей, а ташсе газов. Специальный охруп-чивающий отпуск при 5ЮС, выдержка 500 часов подтвеждает /214/, что склонность к отпускной хрупкости стали 40ХН2 обратно пропорциональна степени ее чистоты (табл. 2.19). Сталь 40ХН2, выплавленная ВДП на карбонильном железе, имеет склонность к обратимой отпускной хрупкости в 2 3 раза меньшую, чем таже сталь после выплавки на армко железе. Следует отметить, что влияние степени чистоты стали на подавление отпускной хрупкости равносильно дополнительному легированию 0,25$ молибдена (табл. 2.19).
Применение металлургических рафинирующих переплавов за счет удаления из стали неметаллических включений, особенно сульфидов и строчечных оксидов, существенно повышает сопротивление водородному охрупчиванию /215/. Наиболее высокую водородостойкость при статической и малоцикловой нагрузках имеют высокопрочные стали ЗОХГСНА, 40ХГСНЗВА, 42Х2ГСНМА, полученные методом ЭЛП (в сравне Таким образом, повышение чистоты по примесям и газам улучшаемых конструкционных сталей, не легированных молибденом или вольфрамом, позволяет в 2-3 раза повысить их сопротивление хрупкому и вязкому разрушению. Уменьшение содержания примесей способствует снижению склонности к обратимой отпускной хрупкости столь же эффективно» как и легирование молибденом (вольфрамом).
В конструкционных сталях, легированных молибденом (вольфрамом) , повышение степени чистоты незначительно увеличивает сопротивление хрупкому разрушению, в связи с подавлением (Mo,W ) процессов обратимой отпускной хрупкости, однако, повышение в 2-3 раза работы развития трещины имеет место и в этом случае.
Редкоземельные элементы (церий)
Редкоземельные элементы (в первую очередь, церий) являются весьма активными модификаторами стали, способствующими ее раскислению и десульфурации /273/. Такое действие РЗМ обусловлено высокимхимическим сродством к присутствующим в стали вредным примесям 0, 5 , Р, So , AS и др. - с которыми РЗМ образовывать устойчивыехимические соединения /274/. При обработке жидкой стали мишметаллом (50$ Се, 25$L(X , 15$ Wd , 7%Pi и др.) образуется ряд неметаллических включений и интерметаллидных фаз /275/. К первым относятся оксиды типа ftbgOg , оксисульфиды й Q,S5,сульфиды /?Е«5а,если отношение RE/Ai достаточно велико, то может формироваться фаза лЕДсО-.
К числу интерметаллидных фаз относятся - REFe2 , RESL и др. При отношении Ce/S = 2,2-2,5 в стали содержатся в основном сульфиды церия Cg S , имеющие глобулярную форму и образующиеся в предкрис-таллизационЕЫЙ период /276/. Сульфиды церия имеют высокую твердость и не раскатываются в пластины при прокатке.
При содержании церия в конструкционной стали более 0,4% (по расчету) установлено с помощью микрорентгеноспектрального анализа /211/, что в состав неметаллических включений церия связываются такие вредные примеси как фосфор, сурьма и мышьяк.
В связи с рассмотренными особенностями взаимодействия РЗМ с вредными примесями можно разделить их модифицирующее воздействие на сталь по двум направлениям:1) Изменение природы и формы сульфидных включений, что снижает анизотропию механических свойств и повышает вязкие свойства и водородостойкость стали /276,25/;2) Повышение чистоты границ исходных аустенитных зерен по примесям фосфора, сурьмы и др., что снижает склонность стали к обратимой отпускной хрупкости и повышает сопротивление хрупкому разрушению /277/.
Первое направление характеризуется следующими данными: а) при отношении в стали типа ЗОХМ CQ/S - 1,5-2 наблюдается максимальный уровень ударной вязкости и сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию, определенных на поперечных образцах /25/. Аналогичные результаты получены в работе /276/ для низколегированной нормализованной стали І6ГС - при содержании церия 0,08--0,1% (заданное) достигнут максимальный уровень по величине ударной вязкости (КСИ - 160 Дж/см ) и минимальный уровень по критической температуре хрупкости (-125С); отмечено повышение на 30% работыразвития трещины. Металл, содержащий церий ( CQ/S не менее 2-2,5), имеет в 9-Ю раз большее время до появления дефектов коррозионного растрескивания при наводороживании под нагрузкой, чем не модифицированный металл (рис. 3.4).б) в конструкционной стали с помощью РЗМ (или кальция) можноэффективно регулировать форму сульфидных включений, доводя ее отпластинчатой до глобулярной, при этом в 2 раза снижается количестводиффузионно-подвижного водорода и до минимума количество вспучиваний/14/. Форма сульфидных включений регулируется с помощью параметра"управления включениями"; сокращенно ПУВ или ESSP. Величина ПУВ повышается с увеличением количества остаточного РЗМ (Са) в стали и снижается при повышении содержания кислорода и серы; она выражается/10/ следующими формулами:где РЗМ, Са, $ и 0 в атомных процентах; et и fi - коэффициенты. При величине ESSP (РЗМ + Са) I водородных вспучиваний в стали не наблюдается /10/.в) в улучшаемых сталях типа 20ХДТР (0,2$ С; 1$Сг ; 0,3$ Си;0,0I%S; ТІ , В) при бт 700-750 МПа также отмечено /6/ эффективное повышение (в 1,5-2 раза) критического напряжения сульфидногорастрескивания при модифицировании РЗМ (0,029$) с одновременнымвводом титана (0,012$). По второму направлению воздействия на сталь больших количеств РЗМ имеется достаточно полная отечественная разработка /277/. Показано, что ка-ждая 0,1$ РЗМ (от 0 до 0,65$) в улучшаемой стали 35ХГСА снижает Т5д на 100; при этом более чем в 2 раза снижается склон ность к обратимой отпускной хрупкости. Можно ожидать, что легирование улучшаемых сталей большими добавками РЗМ (0,4-0,65$) будет повышать сопротивление водородному охрупчиванию.
В настоящей работе изучали /278/ влияние РЗМ в количестве до 0,5$ на свойства листовой нормализованной малоперлитной стали 06ХГ2НАБ (0,064$ С; 0,09-0,6$ SL ; 1,30-1,65$ Mrt ; I,5$Nt ; 1,05$ С 7 ; 0,05-0,1$ Mb). Для введения РЗМ в сталь использовали силико-мишметалл (38,8$ РЗМ, 46,7$ Si; 3,7$ AI, остальное железо), разработанный ферросплавной лабораторией ЦНИИчермета. При введении в сталь до 0,3$ РЗМ содержание серы в ней уменьшается вдвое, а содержание кремния увеличивается от 0,09 до 0,35$.
Как видно из табл. 3.3 основное влияние РЗМ оказывают на вязкие свойства (в поперечном направлении); работа развития трещиныувеличивается от 42-45 Дж/см до 62 Дж/см при росте РЗМ от 0 до0,5$; критическая температура вязко-хрупкого перехода Тзд и Tqg до 0,3$ РЗМ не изменяется (-20 и +ЮС, соответственно), при 0,5$ РЗМ -снижается на 20-30С, что подтверждает данные работы /277/. Можно полагать, что и при меньших, чем 0,5$ содержаниях РЗМ сопротивление хрупкому разрушению будет возрастать, если сравнивать стали в равнопрочном состоянии. В нашем случае с ростом РЗМ наблюдалось упрочнение стали на 30-180 МПа, очевидно за счет повышения содержания кремния.
Добаврж до 0,3$ РЗМ делают сталь более чистой по неметаллическим включениям, преобладают сульфиды РЗМ глобулярной формы.
Таким образом, легирование нормализованной малоперлитной стали РЗМ в количестве 0,3$ (по расчету) обеспечивает оптимальное сочетание прочностных и вязких свойств.Эффект глобуляризации РЗМ сульфидных включений и повышение за счет этого сопротивления водородному охрупчиванию был использо
Сопротивление закаленной стали разрушению в зависимости от количественного соотношения структур мартенсита, бейнита и феррита
Постановка данного исследования была продиктована практикой термической обработки реальных изделий. Резервуары высокого давления из стали 40ХЇУІА., подвергнутые закалке и высокому отпуску на заданную прочность ( 6 в = 1000 ЫПа), в процессе испытания разрушались хрупко при напряжениях ниже предела текучести.
Исследованиями автора было показано /305/, что резервуары имели неполную прокаливаемость на мартенсит, в структуре были обнаружены участки верхнего бейнита, за счет чего сопротивление хрупкому разрушению снижалось. Критическая температура TQQ в зависимости от режима закалки изменялась от -50С, для структуры верхнего бейнита (охлаждение в масло), до -86С для структуры нижнего бейнита (охлаждение через воду и масло) и до -Ю6С для структуры мартенсита (закалка в воду). В связи с этим был разработан и ос воеіг в производстве новый режим термической обработки резервуа-ров высокого давления, позволящий получать структуру отпущенного мартенсита с минимальным содержанием бейнита.
Этот режшл состоит: а) закалка от 870С, выд. 45 глин, охлаждение через воду в масло (охлаждение в воде 60 сек и в масле 20 мин); отпуск при 600С, выд. 2 ч, охлаждение в воде. Обработанные по данному режиму резервуары высокого давления имели повышенную надежность и сопротивление хрупкому разрушению. Однако количественные закономерности влияния немартенситных структур на сопротивление разрушению этим исследованием не были выявлены. В дальнейшей работе оценено влияние количества немартенситных продуктов превращения, полученных в закаленной стали при непрерывном и изотермическом охлаждении, на сопротивление стали разрушению /306/.
Для исследования были выбраны конструкционные стали с низким и средним содержанием углерода двух разработанных автором и применяемых в промышленности марок І8ХНМФА (0,21% С; 0,35%Si ; 0,52% Мп; 0,77% ML; 0,82% Сі; 0,1% IT; 0,53% Mo; 0,02%S ; 0,02% P) и 42ХМФА (0,44% G; 0,33%SL ; 0,64% Mri; I,2%C?; 0,09%!/; 0,47% Mo; 0,02%S ; 0,015% P).
Количественные соотношения мартенситных и немартенситных структур получали в заготовках образцов сечением 11x11 мм при непрерывном охлаждении от температуры закалки (900С для стали І8ХНМФ и 860С для стали 42ХША) с регламентированными скоростями, выбранными по анизотермическим диаграммам превращения аустенита (рис. 4.5). В результате получены соотношения структур от 100% мартенсита до I00/& бейнита, которые затем были подвергнуты высокому от Й) Режшл термической обработки разработан совместно: ЦНИИЧМ, ВШШ, Челябинским трубопрокатным заводом и ЦНИИ "Прометей" пуску для получения равной прочности 6 = 850 МПа или твердости HV = 300 (табл. 4.1).
Количественные соотношения микроструктур были определены с помощью дилатограмм и построения структурных диаграмм /307/, а также дополнительно уточнены электронной микроскопией и автоматическим подсчетом на приборе "Квантимет-720".
При изотермической обработке образцы опытных сталей после аустенизации переносили в соляные ванны с постоянной температурой для изотермических выдержек и последующей закалки с целью получения различного соотношения структур (табл. 4.2); температура и время выдержек определялись по изотермическим диаграммам(рис. 4.6).
Структура закаленной стали І8ХНША (рис. 4.7) при охлаждении со скоростью 150 град/с характеризуется наличием игольчатого мартенсита с небольшой угловой разориентировкой (рис. 4.7,а). При уменьшении скорости охлаждения до 45-35 град/с в структуре наряду с мартенситом появляются участки нижнего бейнита (температурный интервал образования нижнего бейнита 500-400С), для которого характерно выделение карбидов внутри бейнитных игл. Причем карбиды выстраиваются в более или менее правильный ряд - под углом 60 к оси бейнитных игл, внутри которых они находятся (рис. 4.7,6). При дальнейшем снижении скорости охлаждения до 3,5 град/с количество бейнита достигает 100$, и в его структуре появляется верхний бей-нит, температурный интервал образования которого 575-500С. Таким образом, полностью бейнитная структура - это смесь верхнего и ниж
