Содержание к диссертации
Введение
1. Современное состояние производства штрипсов для газонефтепроводных труб большого диаметра 9
1.1 Требования нормативно-технической документации к трубным сталям 9
1.2 Металловедческие основы исторического развития низколегированных, трубных сталей 11
1.2.1 Упрочнение элементами, входящими в твердый раствор 11
1.2.2 Упрочнение элементами, образующими карбиды и нитриды 13
1.3 Влияние химического состава и металлургических факторов производства стали на процессы структурообразования и формирование комплекса свойств 17
1.3.1 Факторы, вызывающие упрочнение металла 17
1.3.1.1 Измельчение зерна 18
1.3.1.2 Дисперсионное упрочнение 19
1.3.1.3 Упрочнение за счет субструктуры 20
1.3.2 Влияние основных и микролегирующих элементов 21
1.3.2.1 Основные химические элементы 21
1.3.2.2 Микролегирующие элементы 22
1.3.2.3 Модифицирующие элементы 25
1.3.3 Влияние горячей деформации на процессы рекристаллизации 26
1.3.3.1 Влияние горячей пластической деформации на рекристаллизацию аустенита 26
1.3.3.2 Влияние горячей пластической деформации на процессы у-а-превращения 28
1.3.3.3 Влияние ускоренного охлаждения на структурные превращения 30
1.3.4 Влияние технологических параметров термомеханической обработки на свойства низколегированной стали 35
1.3.4.1 Нагрев слябов
1.3.4.2 Прокатка в черновых клетях 37
1.3.4.3 Прокатка в чистовых клетях 38
1.4 Влияние химического состава трубной стали и металлургических факторов производства на технологические свойства стали 39
1.4.1 Свариваемость стали 39
1.4.2 Трещиностойкость
1.5 Современное производство штрипсов для газонефтепроводных труб в России 46
1.6 Постановка задач исследования 49
2. Материал и методика исследования 52
2.1 Химический состав исследуемых сталей, выплавка и термомеханическая обработка листового проката 52
2.2 Методика исследования
2.2.1 Определение прочностных и пластических свойств при растяжении. Оценка сопротивления хрупкому разрушению. 57
2.2.2 Металлографические и электронно-микроскопические исследования образцов металла 57
2.2.3 Исследование структурных превращений аустенита при непрерывном охлаждении после нагрева 57
2.2.4 Исследование свариваемости сталей 60
2.2.5 Исследование роста зерна аустенита при нагреве 60
2.2.6 Исследование влияния природного легирования, марганца и ниобия на интервал температур максимума выделения карбонитридов ниобия 61
2.2.7 Определение показателей трещиностойкости при замедленном разрушении 62
3. Исследование свойств аустенита микролегированной стали и влияние особенностей его превращения на микроструктуру и свойства готового листа 63
3.1 Исследование роста зерна аустенита при нагреве 63
3.2 Влияние природного легирования, марганца и ниобия на интервал температур максимума выделения карбонитридов ниобия 66
3.3 Исследование кинетики фазовых превращений при непрерывном охлаждении аустенита 68
3.3.1 Определение критических температур 68
3.3.2 Влияние химических элементов на кинетику фазовых превращений аустенита при непрерывном охлаждении
3.3.2.1 Кинетика фазовых превращений при применении природного легирования 70
3.3.2.2 Влияние марганца на кинетику фазовых превращений переохлажденного аустенита 73
3.3.2.3 Влияние ниобия на кинетику фазовых превращений переохлажденного аустенита 75
3.4 Механические свойства и структура металла штрипсов контрольных плавок 77
3.4.1 Влияние природного легирования, марганца и ниобия на микроструктуру металла 86
3.4.2 Влияние природного легирования, марганца и ниобия на комплекс свойств металла листового проката 88
3.5 Определение служебных характеристик стали 90
3.5.1 Свариваемость 90
3.5.1.1 Изменение показателей свариваемости за счет природного легирования 91
3.5.1.2 Изменение показателей свариваемости при увеличении содержания марганца 98
3.5.1.3 Изменение показателей свариваемости при увеличении содержания ниобия 103
3.5.2 Исследование сопротивления металла усталостному и замедленному разрушению 107
3.5.2.1 Сопротивление металла циклическим нагружениям 107
3.5.2.2 Исследование сопротивления разрушению металла Образцове заранее наведенной трещиной при замедленном нагружении 110
3.5.3 Исследование сопротивления разрушению металла образцов Шарли при замедленном нагружении 113
3.5.3.1 Прочностные свойства 113
3.5.3.2 Работа зарождения и распространения трещины 115
3.6 Выводы по главе 120
4. Влияние химического состава стали и технологических параметров производства на механические свойства и структуру металла листового проката 124
4.1 Определение влияющих на свойства факторов производства стали 124
4.2 Влияние изменения массовой доли марганца и ниобия в стали на комплекс свойств и структуру листов 126
4.3 Сравнение преимуществ микролегирования стали ниобием и ванадием 137
4.4 Влияние технологических параметров прокатки штрипсов на механические свойства и структуру металла 139
4.5 Выводы по главе 149
5. Разработка и освоение производства природелегированных трубных сталей на ОАО «носта» (ОХМК) 152
5.1 Разработка технической документации на листовой прокат и сквозной технологии его производства 152
5.2 Изготовление промышленных партий листового проката из сталей класса прочности К52(Х60) и К60(Х70)
5.2.1 Комплекс свойств и микроструктура металла штрипсов стали типа 09ГСНФ 157
5.2.2 Комплекс свойств и микроструктура металла штрипсов стали марки 08Г1НФБ-ПЛ 159
5.3 Выводы по главе 161
Основные выводы по работе 163
Библиографический список использованной
Литературы
- Модифицирующие элементы
- Определение прочностных и пластических свойств при растяжении. Оценка сопротивления хрупкому разрушению.
- Механические свойства и структура металла штрипсов контрольных плавок
- Влияние технологических параметров прокатки штрипсов на механические свойства и структуру металла
Модифицирующие элементы
При легировании температура Аг3 снижается на 11 С при увеличении массовой доли марганца на 0,10 %. Установлено, что легирование при одинаковом влиянии на точку Аг3 вносит существенно меньший вклад в измельчение зерна, чем ускоренное охлаждение. Так, на 1 С снижения критической точки величина зерна феррита уменьшается на 0,038 мкм при легировании и на 0,091 мкм при ускоренном охлаждении. о Q 5
Зависимость величины зерна феррита (DCP) от скорости охлаждения V (цифры у условных обозначений, С/с) в интервале фазовых превращений и от содержания марганца (цифры у кривых)
Электрелно-микроскопическими исследованиями, проведенными на стали типа 09Г2 с микродобавками титана и ванадия, установлено уменьшение среднего размера частиц V(CN) и ТіС в результате применения ускоренного охлаждения листов после прокатки по сравнению с охлаждением на воздухе. На основании результатов количественных структурных исследований рассчитан вклад эффекта дисперсионного упрочнения в предел текучести двух сталей типа 09Г2: микролегированных титаном (до 0,12 %) и ванадием (до 0,11 %), подвергнутых контролируемой прокатке с последующим охлаждением со скоростью 1 и 20 С/с (до 600 С). Из приведенных нарис. 1.8 данных следует, что при увеличении содержания микролегирующих добавок возрастает различие вклада дисперсионного упрочнения в предел текучести металла, охлажденного на спокойном воздухе и с повышенной скоростью.
Известно, что расщепления в изломе ударных образцов в стали после контролируемой прокатки являются следствием ряда факторов, важнейшими из которых принято считать кристаллографическую и металлографическую текстуру, сегрегации, а также неметаллические включения и другие особенности структуры [40]. Результаты проведенных исследований показывают, что после прокатки с завершением в нижней части у-области с последующим ускоренным охлаждением отсутствуют расщепления, характерные для металла, медленно охлаждаемого после деформации. При завершении же деформации в у-а-области наблюдается заметное уменьшение плотности расщеплений. Основной причиной изменения характера разрушения, вероятно, служит устранение полосчатости структуры, а важным следствием является снижение сопротивления хрупкому разрушению (повышение Т5о), что, однако, сопровождается улучшением сопротивления вязкому разрушению.
Основными путями снижения склонности стали к расщеплению являются: оптимальное легирование стали, улучшение чистоты стали по неметаллическим включениям строчечного типа, ограничение структурной полосчатости в результате оптимизации температурно-деформационных параметров прокатки, подавление сегрегации фосфора и цветных металлов путем ускоренного охлаждения.
Тем не менее, авторы работы [40] утверждают, что расщепления металла при испытании - неизбежный сопутствующий фактор применения контролируемой прокатки низколегированных сталей с повышенной прочностью, хла-достойкостью и свариваемостью. Наличие расщеплений служит косвенным подтверждением высокой вязкости стали при данной температуре, так как в хрупком состоянии расщепления не образуются.
Температура нагрева слябов под горячую прокатку для обычных углеродистых сталей составляет как правило, 1200-1300 С. Однако, по мере развития контролируемой прокатки, в связи со стремлением получить мелкое зерно и повышенные вязкие свойства проката, появилась тенденция к снижению температуры нагрева слябов [10]. Кроме повышения вязких свойств стали, при этом появляется возможность сократить паузу для подстуживания перед чистовой стадией контролируемой прокатки и повысить производительность стана [41].
В работе [5] представлены данные о влиянии нагрева заготовки при контролируемой прокатке молибденовой малоперлитной стали. Показано, что снижение температуры нагрева под прокатку приводит к уменьшению доли бейнита в структуре. В результате снижается предел текучести и временное сопротивление, одновременно измельчается структура стали, что приводит к понижению критической температуры хрупкости (КТХ), что показано на рис. 1.9 [41]. В сталях, микролегированных ниобием и ванадием, имеющих феррито-перлитную структуру, температура нагрева под прокатку влияет, в основном, на дисперсионное упрочнение.
Если при нагреве под прокатку не происходит полного перехода карбо-нитридов в твердый раствор (для ниобия и ванадия - при температурах ниже 1150 С), то нерастворившиеся частицы практически не оказывают упрочняющего действия, и сталь имеет меньшую прочность, чем при полном растворении карбонитридов. Крупные неэффективные частицы образуются в аустените в процессе нагрева ниже температуры растворимости карбонитридной фазы. Основной эффект при снижении температуры нагрева под прокатку сталей с микролегированием связан с понижением прочностных свойств и существенным улучшением ударной вязкости и хладостойкости [41-43]. Так, по данным работ [42, 44] понижение температуры нагрева с 1200... 1250С до Ю50...1100С малоперлитных сталей вызвало понижение предела прочности в стали с молибденом и ниобием на 60...90 МПа, с ванадием и ниобием - на 50...70 МПа, а без микролегирования - на 10 МПа. Температура хрупко-вязкого перехода понизилась на 20.. .40 С.
Определение прочностных и пластических свойств при растяжении. Оценка сопротивления хрупкому разрушению.
Для записи термокинетических кривых использовали дилатометр, предусматривающий индукционный нагрев тонкостенного образца. Дилатация регистрируется на двухкоординатном самописце типа ЛКД-4, а термический цикл нагрева и охлаждения - на электронном самописце КСП-4, обладающем временем быстродействия 0,1 с. Температура фиксируется хромель-алюмелевой термопарой толщиной 0,15 мм.
Дилатометрическая установка с использованием индукционного датчика и соответствующего подбора чувствительности двухкоординатного самописца обеспечивает при записи кривой увеличение регистрируемых изменений объема образца от фазовых превращений в 2700 раз. При таком уровне чувствительности дилатометра можно определять температурные и объемные эффекты превращений при наличии 2-5 % конкретной фазы от общего количества продуктов превращения аустенита.
Охлаждение с применением циркониевой обоймы или принудительное охлаждение образцов путем обдува инертными газами (гелием и аргоном) позволяет осуществлять изменение скорости охлаждения в интервале 0,5-350 С/с.
За температуру фазовых превращений принимали точку на термокинетической кривой, в которой начиналось отклонение от прямолинейного характера изменения объема образца, соответствующего отсутствию фазовых превращений в стали (см. рис. 2).
Для надежности интерпретации кривых дополнительно использовали металлографический анализ микроструктуры и измерение твердости по Виккерсу. Поскольку используемая система дилатометра позволяет фиксировать изменение объема образца при фазовых превращениях без применения дифференцирующих устройств, то изменение размеров нагреваемого металла соответствует действительному объемному эффекту фазовых превращений, фиксируемых на кривой. Поэтому при расшифровке кривых применяли метод, основанный на правиле рычага, позволяющий определить количество фаз в процентах.
Для оценки количества структурных составляющих на термокинетической кривой в точках начала превращений (кроме ферритного) проводятся осевые линии АВ параллельно координате «деформация» (см. рис. 2). Процентное соотношение фаз определяется по формулам (13): АС % Феррита = х 100 %; АВ А С АС % Перлита = — - х 100 % - — х 100 %; А В АВ (із) % Бейнита = - х 100% - -?- х 100 %; А В А "В" C"R" % Мартенсита = х 100 % А "В" где АВ, АС и т.д. - отрезки на схематическом изображении термокинетической кривой, характеризующие объемную долю эффекта соответствующих фазовых превращений.
Количество остаточного аустенита не учитывается, поскольку для рассматриваемых сталей оно незначительно и практически трудноопределимо.
Запись дилатометрических кривых осуществлялась посредством высокотемпературного нагрева металла до температур 920, 1050, 1180 и 1300 С и фиксированием фактических скоростей охлаждения в диапазоне 0,1-150 С/с.
Температуры нагрева приняты из соображения практического применения полученных результатов и построенных термокинетических диаграмм: 1) 920 С - температура нагрева под нормализацию или закалку листового проката; 2) 1180 С - температура нагрева заготовок (слябов) под контролируемую про катку; 3) 1300 С - температура нагрева металла при проведении сварки швов в трубе.
При построении диаграмм фазовых превращений использовали значение скорости охлаждения металла околошовной зоны, определенное в температурном интервале 800-700 С, характеризующем наименьшую устойчивость ау-стенита в области диффузионных ферритных превращений при непрерывном охлаждении.
Свойства наиболее опасной зоны - околошовной (ОШЗ), связанные с воздействием тепловложений при сварке, определяются скоростью охлаждения сварных соединений и соответствующим влиянием на процесс структурных превращений [54—57].
При изучении структурных изменений, происходящих при сварке стали, использовали термокинетические диаграммы распада аустенита от температуры нагрева 1300 С, описанные выше.
Для определения поведения металла в ОШЗ параллельно применили исследование ударной вязкости при изменении скорости охлаждения после сварочного нагрева. Скорость охлаждения на образцах варьировали в широком диапазоне (0,1-290 С/с) для изучения воздействия различного вида сварки с разными тепловложениями. За основу критериев свариваемости приняли показатели ударной вязкости, доли волокна в изломе и микроструктуру образцов с имитированной зоной термического влияния. Полученные показатели сравнивали с аналогичными показателями для основного металла.
Исследование роста зерна аустенита при нагреве производили на образцах от четырех контрольных плавок и специально отобранных образцах от плавок двух марок стали типа 09ГСФ и 17Г1С. Для исследования контрольных плавок использовали образцы размером 5x10x20 мм с полированными гранями. Данные образцы нагревали с применением высокочастотного индуктора до температуры аустенизации 800...1300С с интервалом в 100 С. При температуре аустенизации производилась выдержка в диапазоне 0,1-10 секунды. После выдержки образцы закаливали в воде для получения мартенсита и исключения диффузионных превращений.
Для исследования специально отобранных плавок использовали образцы размером 70x70 мм с полированными гранями. Образцы подвергали нагреву до температуры нормализации 900...920 С в течении 1...6 ч в проходных роликовых печах (сталь типа 09ГСФ) и до температур нагрева под термомеханическую обработку 1150... 1180 С с выдержкой 1...6 ч в методической печи стана «2800» (сталь типа 17Г1С с ниобием). В обоих случаях температура нагрева образцов контролировалась ручным электронным пирометром «Луч» с интервалом 15 мин.
Шлиф на полученных образцах готовили методом полировки верхнего обезуглероженного слоя и травили азотной кислотой для выявления границ ау-стенитного зерна.
Размер аустенитного зерна на полученных микрошлифах оценивали на оптическом микроскопе «Neofot-2».
Исследование влияния природного легирования, марганца и ниобия на интервал температур максимума выделения карбонитридных фаз производили на четырех контрольных плавках по методике, аналогичной описанной в работе [69].
Для исследования использовали образцы размером 5x10x20 мм. Данные образцы нагревали на установке с высокочастотным индуктором до температуры аустенизации 800... 1000 С с интервалом в 50 С и до 1250 С. При температуре аустенизации производилась выдержка 5 минут. После выдержки образцы закаливались в воде для получения мартенсита и исключения диффузионных превращений. После охлаждения образцы подвергались старению (отпуску) при 650 С в течение 2 часов. После термообработки на образцах прово 62 дили замер твердости по шкале Виккерса HVI0.
Механические свойства и структура металла штрипсов контрольных плавок
Как показал анализ термокинетических диаграмм распада аустенита (см. рис. 3.4 и 3.5), при повышении температуры нагрева образцов с 920 до 1350 С на обеих рассматриваемых контрольных плавках происходит понижение температуры начала ферритного превращения, то есть устойчивость аустенита возрастает. Кроме того, при повышении температуры нагрева происходит смещение области диффузионных превращений в сторону более низких скоростей охлаждения. Эффект торможения протекания рекристаллизации (повышение устойчивости) аустенита основан на том, что выделяющиеся частицы карбо-нитридов ниобия, ванадия или титана задерживают миграцию границ зерен и субзерен и таким образом тормозят рекристаллизацию. Как описывается в работах [12, 18, 16, 28-29], это может приводить к торможению процессов рекристаллизации за счет общего затруднения в развитии диффузионных процессов в твердом растворе.
Так, при скорости охлаждения 2 С/с после нагрева до 920 С на стали обоих вариантов выплавки температура начала ферритного превращения составляет 805 С. При этом твердость образцов стали с природным легированием и без него одинаковая и составляет 144... 145 ед. HVm. Равенство показателей твердости объясняется одинаковой структурой металла: при данной скорости охлаждения в структуре образцов содержится 7-8 % перлита и 92-93 % феррита. При нагреве до температуры 1180 С при скорости охлаждения 2 С/с на стали обоих вариантов выплавки температура начала ферритного превращения составляет 740...760 С. При этом твердость образцов стали с природным легированием составляет 195 ед. НУю, а образцов стали традиционной выплавки - 193 ед. HV,0.
Следует отметить, что при температуре нагрева 920 С область диффузионных превращений ограничивается скоростью охлаждения 100 С/с для стали традиционной выплавки и 70 С/с для природнолегированной стали. Данное изменение минимальной скорости охлаждения для протекания бейнитного превращения определяется прежде всего, как утверждают авторы работ [1, 3], за счет повышения устойчивости аустенита и его гомогенности при увеличении содержания хрома и никеля. Мартенситная составляющая при данной темпера
При нагреве до 1180 С бейнитная составляющая в структуре появляется при скорости охлаждения 15 С/с для стали традиционной выплавки и 12 С/с для природнолегированной стали, мартенситная же составляющая при данной температуре нагрева появляется при скорости охлаждения 150 С/с для стали без природного легирования и при 200 С/с для природнолегированной стали. Примечательно, что температура начала мартенситного превращения (Мн) изменятся незначительно (460...465 С для стали обоих вариантов), так как основное влияние на Мн оказывает углерод, а рассматриваемое применение природного легирования (хром и никель) не является существенным фактором [48.
При повышении температуры нагрева образцов с 920 до 1180 С на обеих рассматриваемых контрольных плавках (см. рис. 3.5 и 3.6) происходит понижение температур начала ферритного превращения, то есть устойчивость аустенита возрастает. Кроме того, при повышении температуры нагрева происходит смещение области диффузионных превращений в сторону более низких скоростей охлаждения.
Так, при скорости охлаждения 2 С/с после нагрева до 920 С на стали с пониженным содержанием марганца температура начала ферритного превращения составляет 805 С, а на стали с повышенным содержанием марганца -730 С. При этом твердость образцов стали составляет 144 и 187 ед. HV0. Повышение твердости при увеличении массовой доли марганца является следствием изменения количественной характеристики структуры - при повышении марганца с 0,70 до 1,30 % увеличивается количество перлита с 7 до 32 %.
При нагреве до температуры 1180 С и скорости охлаждения 2 С/с на стали с пониженным содержанием марганца температура начала ферритною превращения составляет 740 С, а на стали с повышенным содержанием марганца- 695 С. При этом твердость образцов составляет 195 и 218 ед. HVW соответственно. Разница в показателях твердости образцов объясняется различием в качественных характеристиках структуры, так как при данной скорости охлаждения в структуре образцов стали с пониженным содержанием марганца V\ і\! і Термокинетическая диаграмма (вариант исх+ПЛ+Мп) содержится 12 % перлита, а в стали с повышенным содержанием марганца -45% перлита и 30 % бейнита. При температуре нагрева 920 С область диффузионных превращений ограничивается скоростью охлаждения 70 С/с для стали с пониженным содержанием марганца и 35 С/с для стали с повышенным содержанием марганца. Мартенситная составляющая при данной температуре нагрева при реальных скоростях охлаждения не наблюдается.
При нагреве до 1180 С бейнитная составляющая в структуре появляется при скорости охлаждения 12 С/с для стали с пониженным содержанием марганца и при 1,5 С/с для стали с повышенным содержанием марганца. Мартенситная составляющая при данной температуре нагрева появляется при скорости охлаждения 200 С/с для стали с пониженным содержанием марганца и при 35 С/с для стали с повышенным содержанием марганца.
При повышении массовой доли марганца с 0,70 до 1,30 % температура Мц изменяется значительно - с 460 до 410 С, что показывает существенное влияние марганца на начало мартенситного превращения [48,12].
Как показал анализ термокинетических диаграмм распада аустенита (см. рис. 3.6 и 3.7), при повышении температуры нагрева образцов с 920 до 1 180 С на обеих контрольных плавках происходит понижение температуры начала ферритного превращения, но смещение области диффузионных превращений в сторону более низких скоростей охлаждения не происходит.
Так, при скорости охлаждения 2 С/с после нагрева до 920 С на стали с повышенным содержанием ниобия температура начала ферритного превращения составляет 720 С, а на стали с пониженным содержанием ниобия 730 С. При этом твердость образцов стали составляет 203 и 187 ед. HV0. Повышение твердости при увеличении массовой доли ниобия является следствием изменения качественной характеристики структуры металла - при повышении содержания ниобия с 0,03 до 0,06 % количество перлита изменяется с 32 % зернистого до 14 % игольчатого.
Влияние технологических параметров прокатки штрипсов на механические свойства и структуру металла
Как видно, вязкие свойства металла околошовной зоны основного шва стали с повышенным содержанием ниобия несколько лучше. Кроме того, при-роднолегированная сталь с повышенным содержанием ниобия при скоростях охлаждения, соответствующих сварке монтажных и стыковых швов в полевых условиях (70 С/с), является также предпочтительнее, чем сталь с пониженным содержанием ниобия за счет того, что диапазон скоростей охлаждения, при которых получается благоприятное сочетание вязких свойств металла и структуры металла, довольно широк, что позволяет несколько расширить количество видов и режимов сварки.
Для исследования трещиностойкости металла проводили оценку стойкости металла к разрушению при циклических нагрузках и замедленном нагру-жении. На рис.3.28-3.29 представлены графики результатов испытания ударных образцов 5x10x55 мм с острым надрезом (типа Шарпи) на циклическую уста-лостность. На рис. 3.30-3.37 представлены результаты испытания образцов типа Шарпи 5x10x55 мм (с заранее наведенной трещиной и без трещины) на сосредоточенный изгиб при замедленном разрушении.
Как показывает анализ графиков (см. рис. 3.28), кривые роста усталостной трещины имеют некоторые характерные особенности, которые позволяют разделить образцы металла на две группы : - I группа: сталь с пониженной массовой долей марганца традиционной выплавки и с природным легированием; - II группа: сталь с природным легированием с повышенной массовой долей марганца и различным содержанием ниобия.
Так, инкубационный период (время до зарождения и начала роста трещины) на образцах с низким содержанием марганца составляет 0,06 -10 циклов для стали традиционной выплавки и 0,10 -10 циклов для стали с природным легированием. Для природнолегированной стали с повышенной массовой долей марганца инкубационный период значительно выше и составляет 0,20 -10 циклов для стали с пониженным содержанием ниобия и 0,25 10 циклов для стали с высоким содержанием ниобия.
Дальнейшее циклическое нагружение после начала роста усталостной трещины характеризуется монотонно медленным увеличением ее длины для образцов стали первой группы. Для второй группы характерна более высокая скорость роста усталостной трещины (см. рис. 3.29).
Длина трещины в 2,5 мм при испытании образца стали традиционной выплавки с пониженным содержанием марганца достигается за 0,95 -10 циклов со скоростью 0,281 мкм/цикл. Применение на указанной стали природного легирования приводит к увеличению времени достижения длины трещины в 2,5 мм до 1,0 -104 циклов со скоростью 0,278 мкм/цикл за счет повышения сопротивляемости металла усталостному разрушению при повышении предела текучести стали.
Рост усталостной трещины на образцах от обеих плавок второй группы идентичен до длины трещины в 1,0 мм. Дальнейшее нагружение образца природнолегированной стали с повышенным содержанием марганца и пониженным содержанием ниобия показывает значительное снижение стойкости металла. В результате длина трещины в 2,5 мм на данной стали достигается за 0,65 -10 циклов со скоростью 0,556 мкм/цикл. Повышение массовой доли ниобия в стали до 0,06 % приводит к снижению скорости роста усталостной трещины. При этом длина трещины в 2,5 мм на образце достигается за 1,05 -104 циклов со скоростью 0,313 мкм/цикл, что близко к показателям природнолегированной стали с пониженным содержанием марганца и ниобия.
По всей вероятности, причиной снижения стойкости к циклическому на-гружению образцов стали с повышенным содержанием марганца и пониженным содержанием ниобия является наличие участков бейнитной структуры [20].
Таким образом, природнолегированная сталь с повышенным содержанием марганца и ниобия обладает значительно большей стойкостью к циклическому разрушению по показателям длительности инкубационного периода и по скорости роста усталостной трещины. Близкие показатели имеет сталь с более низкой массовой долей марганца, независимо от наличия или отсутствия природного легирования (группа I).
Анализ графиков, приведенных нарис. 3.30 показал, что увеличение содержания в стали легирующих и микролегирующих элементов неодинаково сказывается на прочностных свойствах металла после испытания на замедленное разрушение образцов с усталостной трещиной. Так, применение природного легирования на стали с пониженным содержанием марганца не оказывает влияния на изменение общего предела текучести и сопротивление разрушению. При повышении содержания марганца с 0,60 до 1,30 % в природнолегирован-ной стали приводит к повышению предела общей текучести с одновременным снижением сопротивления разрушению из-за отрицательного влияния бейнит-ных участков при накоплении дефектов в вершине трещины в процессе испытания на сосредоточенный изгиб. Дополнительное микролегирование стали ниобием приводит к существенному повышению предела общей текучести и сопротивления разрушению. Это происходит не только за счет измельчения структуры, но и, в большей степени, за счет дисперсионного или дислокационного упрочнения.
Сравнение результатов работы распространения трещины при сосредоточенном изгибе показывает существенную зависимость данного показателя от легирования металла (см. рис. 3.31). Так, применение природного легирования на стали с пониженным содержанием марганца несколько снижает работу раз-вития трещины - со 149 Дж/см" для стали традиционной выплавки до 130Дж/см" для природнолегированной стали. Такое отличие не согласуется с повышенной ударной вязкостью стали с природным легированием, что свидетельствует о различии в схеме распространения трещины при динамических и статических испытаниях.
Подтверждением данного факта является то, что критическое раскрытие трещины для природнолегированной стали (см. рис. 3.32) снижается до 0,81мм по сравнению со сталью традиционной выплавки (1,00 мм).
Повышение массовой доли марганца на стали с природным легированием значительно снижает работу развития трещины - со 130 Дж/см2 для стали с по-ниженным содержанием марганца до 70 Дж/см для стали с более высоким содержанием марганца.
