Содержание к диссертации
Введение
1 Аналитический обзор литературы 6
1.1 Требования, предъявляемые к структуре и свойствам сталей для энергетики 6
1.2 Механизмы упрочнения высокопрочных трубных сталей со структурами промежуточного превращения
1.3 Особенности технологии выплавки конструкционных сталей повышенной чисготы
1.4 Легирующие элементы в трубной стали, влияние на свойства 13
1.5 Особенности технологии получения и микроструктур трубных сталей 18
1.6 Классификация микроструктур конструкционных сталей категории прочности К65 для ТБД
1.7 Фрактографические особенности разрушения конструкционных сталей
1.7.1 Механизмы разрушения конструкционных сталей 25
1.7.2 Средства и методы наблюдения разрушения 28
1.7.3 Протяженные разрушения магистральных трубопроводов и полигонные испытания труб
1.8 Макронеоднородность и микронеоднородность конструкционных сталей 41
1.9 Исследование текстуры и структуры стали методом дифракции обратно 44
рассеянных электронов
1.10 Исследование преимущественной ориентировки кристаллической решетки 47 (текстуры) с помощью рентгеновской дифрактометрии
1.11 Выводы по литературному обзору 49
1.12 Цель работы 49
2 Материал и методики исследования 50
2.1 Материал исследования 50
2.2 Схемы вырезки образцов из штрипса для исследований 53
2.3 Стандартизованные методики подготовки образцов для исследований
2.3.1 Шлифовка и полировка образцов 57
2.3.2 Травление для выявления элементов микроструктуры 57
2.3.3 Исследование ликвации серы методом серных отпечатков (по Бауману) 57
2.3.4 Методика подготовки и травления шлифов для оценки макроструктуры стали
3 Результаты исследований 60
3.1 Исследование разнородных структур и их вклад в разрушение 60
конструкционных сталей
3.1.1 Ликвация, способы ее выявления в разных типах сталей 60
3.1.2 Неоднородность пятен на серном отпечатке и методы ее оценки (полиэдры Вороного и кластеры), их информативность
3.1.2.1 Методика построения полиэдров Вороного 62
3.1.2.2 Информативность методики полиэдров Вороного
3.1.3 Выделение разнородных структурных составляющих, их классификация и статистика
3.1.3.1 Особенности составляющих микроструктуры исследуемых сталей 72
3.1.3.2 Структурная полосчатость, методики ее оценки, статистика полос разных структур
3.1.3.3 Измерение микротвердости структурных составляющих трубных сталей с целью их идентификации
3.1.3.4 Изучение текстуры, методика построения текстурных полос 95
3.1.4 Анализ распределения неметаллических включений, определение их природы микрорентгеноспектральным анализом на примере сталей категории прочности К65
3.2 Особенности сериальных испытаний на ударную вязкость 112
3.2.1 Методика и результаты ударных испытаний сталей категории прочности 112 К65
3.3 Параметры макрогеометрии, мезогеометриии микрогеометрии поверхности разрушения образцов из конструкционных сталей после испытаний на ударную вязкость и испытаний падающим грузом
3.3.1 Анализ поверхности разрушения ударных образцов, параметры макрогеометрии изломов и их информативность на примере сталей категории прочности К65
3.3.2 Исследование природы аномалий поверхности разрушений в сталях категории прочности К65
3.3.3 Исследование неоднородности распределения и морфологии различных типов разрушений в изломах с температурой испытания на примере корпусной стали 15Х2НМФА
3.3.4 Изучение мезогеометрии и микрогеометрии поверхности разрушения ударных образцов, параметров групп составляющих изломов (фасеток), неметаллических включений
3.4 Испытания Z-образцов на растяжение с измерением параметров акустической эмиссией, фрактография поверхностей разрушения
3.4.1 Испытание на растяжение Z-образцов с измерением параметров акустической эмиссией
3.4.2 Особенности фрактографии поверхности разрушения после испытания на растяжение Z-образцов
4 Оценка критических параметров разномасштабных структур, определяющих разброс качества однородной металлопродукции
Выводы 167
Список использованных источников
- Механизмы упрочнения высокопрочных трубных сталей со структурами промежуточного превращения
- Стандартизованные методики подготовки образцов для исследований
- Неоднородность пятен на серном отпечатке и методы ее оценки (полиэдры Вороного и кластеры), их информативность
- Параметры макрогеометрии, мезогеометриии микрогеометрии поверхности разрушения образцов из конструкционных сталей после испытаний на ударную вязкость и испытаний падающим грузом
Введение к работе
Актуальность работы
Интенсивное развитие энергетики: строительство транспортных систем высокой производительности, работающих в неблагоприятных климатических условиях; обеспечение безопасности атомных электростанций предъявляет повышенные требования к конструкционным сталям.
Их отличительная особенность - развитая структурная неоднородность. Исследование механизмов разрушения разнородных структур необходимо для оценки критических параметров их геометрии, лимитирующих запас вязкости металла, что существенно как для управления качеством стали, так и при определении остаточного ресурса изделий. Однако преимущественно качественный характер ранжировки структур и вязкости затрудняют оценку механизмов разрушения разномасштабных структур, закономерностей их эволюции (и дефектов) в рамках технологической цепочки. Для проведения массовых, документированных измерений морфологии структур и изломов перспективна разработка соответствующих компьютеризированных процедур.
Цель работы
На основе развитых компьютеризированных процедур измерения неоднородности структур и вязкости оценить закономерности разрушения разнородных структур конструкционных сталей в различном состоянии поставки, особенности их эволюции и дефектов в ходе технологического передела с целью выявления структурных и металлургических факторов, определяющих разброс пластичности и вязкости металла.
Научная новизна
Развиты компьютеризированные процедуры количественной оценки неоднородности структур и изломов в масштабе образца («склейкой» панорам из множества кадров - до 10 ) для сталей в различном состоянии поставки.
Для сопоставления хладноломкости трубных сталей категории К65 и корпусной стали 15Х2НМФА использован принцип максимума правдоподобия при обработке сериальных кривых ударной вязкости, дополненный измерением геометрии изломов в интервале температур испытаний от +20 до - 196 С.
Массовые измерения геометрии изломов ударных образцов выявили их информативные параметры: уширение ударного образца в месте выбега трещины, линейные размеры расслоев «в плане» и морфология размещения хрупкой составляющей в изломе.
Из сопоставления структурных и металлургических факторов вязкости трубных сталей класса прочности К65 выделен определяющий - разрушение по границам раздела полосчатой структуры различной природы.
Практическая ценность
Измерена и количественно оценена неоднородность строения структур и изломов для сталей в различном состоянии поставки.
Оценена эффективность восстановительных отжигов стали 15Х2НМФА при продлении эксплуатационного ресурса корпусов атомных реакторов.
Сопоставлена сопротивляемость разрушению трубных сталей класса прочности К65, полученных у четырех ведущих производителей.
Апробация работы
Основные результаты диссертационной работы представлены: на IV и V -ой евразийских научно-практических конференциях «Прочность неоднородных структур -ПРОСТ 2008 и 2010» Москва, 2008, 2010 гг; 64 - 66-х научно-практических конференциях студентов и молодых ученых МИСиС Москва, 2009 - 2010 гг.; 48-й конференции «Актуальные проблемы прочности» и IV-й Международной школе «Физическое материаловедение» Тольятти, 2009 г.; Бернштейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов, Москва, 2009 г.; VI-й Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» Черноголовка, 2010г.;
Структура и объем работы
Механизмы упрочнения высокопрочных трубных сталей со структурами промежуточного превращения
Значения компоненты Дад с точки зрения упрочнения становятся существенными при плотности дислокации р 10 см" , когда сталь заметно наклепана в результате закалки или1 холодной деформации или когда не полностью прошли процессы рекристаллизации после горячей пластической деформации. По данным [12], для а-железа m равно 2,75, произведение (а-т) равно 0,5, модуль сдвига G составляет 84000 МПа, вектор Бюргерса равен 0,25 нм, при пороговой плотности дислокации, равной 1010 см"2, тогда пороговое значение компоненты деформационного значения Аад составляет 100 МПа [12].
Дисперсионное упрочнение, или упрочнение дисперсными частицами карбидов и нитридов в стали, описывается моделью Орована, согласно которой дислокации при движении будут удерживаться на частицах до тех пор, пока прилагаемое напряжение не будет достаточным для того, чтобы линия дислокации изогнулась и прошла между частицами, оставив около них дислокационную петлю. Упрочнение по модели Орована определяется по формуле Аа-=о 85ю Ю-ф-!пШ- (7) где 0,85 - статистический коэффициент; Л - среднее расстояние между центрами дисперсных частиц, нм; Ф - коэффициент взаимодействия с частицами, характеризующий тип дислокаций; п — трансцендентное иррациональное число, % = 3,1415926. і Коэффициент, характеризующий взаимодействие с частицами винтовой дислокации равен 1, а краевой дислокации, определяется по формуле 0 = (l-v)-\ (8) где v - коэффициент Пуассона. Коэффициент, характеризующий взаимодействие с частицами смешанной дислокации, определяется по формуле Ф=І.(1+ТІ_). (9) Если считать, что коэффициент Пуассона для стали равен 0,33, то коэффициент взаимодействия с частицами смешанной дислокаций составляет 1,25. Из формулы (7) следует, что дисперсионное упрочнение в сильной степени определяется расстоянием между частицами, поскольку все остальные параметры для всех сталей с ферритной основой постоянны (ш = 2,75; G = 84000 МПа; b = 0,25 нм; Ф = 1,25). Концентрация дисперсных частиц в стали обычно характеризуется объемной долей и определяется соотношением: DY х) (10) где f — объемная доля дисперсных частиц в стали, %; Преобразуя формулу (10) межчастичное расстояние, определяющее дисперсионное упрочнение, определяется по формуле x=Dfe- (11) Подстановка выражения (11) в (7) позволяет определить компоненту дисперсионного упрочнения стали в зависимости от объемной доли и размера частиц по формуле л У Лаг =13-10 VD7 lnl 5 VF (12) Дисперсионное упрочнение низколегированных строительных сталей наблюдается при легировании стали ниобием, ванадием, титаном, алюминием, азотом, образующими в стали дисперсионные карбиды, нитриды и карбонитриды этих элементов: NbC, NbN, Nb(C,N), VC. VN, V(C,N), TiC, TiN, Ti(C,N), AIN, а также их комплексные соединения типа (V,Nb)C, (V,Nb)N, (V,Nb)(C,N) и т.п.
Зернограничное упрочнение зависит от размера действительного зерна феррита и определяется по формуле Да3=Ку.сГ1/2, (13) где d - размер действительного зерна феррита, мкм Ку - коэффициент, МПа/м1/2. Для феррито-перлитных низкоуглеродистых сталей значение Ку находится в пределах от 0,57 до 0,73 МПа/м1/2. В сталях с дисперсными упрочняющими фазами достигается заметное измельчение" зерна феррита, следовательно, дисперсионное упрочнение косвенно обусловливает дополнительное зернограничное упрочнение. В дисперсионно упрочненных сталях при определенных режимах обработки (контролируемая прокатка, термомеханическая обработка) образуется субзеренная структура, представляющая собой участки внутри зерна феррита, отделенные один от другого дислокационными малоугловыми границами. Хорошо развитая субзеренная структура вызовет дополнительное субструктурное упрочнение, определяемое для феррито-перлитных сталей по формуле Аос=кс.Г1 (13), где 1 - размер субзерен, мкм; кс - коэффициент, характеризующий строение субзеренных границ, МПа-м. Для феррито-перлитных сталей значение кс составляет 1,5-10"4 МПа-м.
Активное применение продувки кислородом при выплавке приводит к формированию шлаков с высоким содержанием оксида железа (II) (около 30 - 40 %). Такие шлаки при контакте с футеровкой ковша приводят к повышенному износу шлакового пояса футеровки и насыщению металла экзогенными плохо удаляемыми неметаллическими включениями типа шпинели MgO-АЬОз и т.п. Отсечение печного шлака при вьшуске значительно сокращает количество экзогенных включений в стали и сокращает потери раскислителеи и модификаторов при их последующих присадках в расплав.
Предварительное раскисление и легирование металла в ковше позволяет снять избыточную окисленность металла, провести частичное легирование металла и начать процессы десульфурации.
Внепечная обработка с постоянной продувкой металла аргоном позволяет получать заданный химический состав сталей в узких пределах. В процессе такой обработки происходит также формирование и интенсивное удаление неметаллических включений из металла за счет постоянного перемешивания высокоосновного раскисленного шлака и металла.
Вакуумирование металла с одновременной продувкой аргоном позволяет получать металл с низкой массовой долей серы, водорода и азота, а также способствует флотации образующихся продуктов раскисления и их ассимиляции шлаком.
Модифицирование и раскисление стали с применением «трайб-аппаратов» для ввода проволок, содержащих алюминий и кальций, непосредственно в металл значительно снижают расход этих раскислителеи и позволяют сформировать такие неметаллические включения, которые легко удаляются в процессе обработки стали.
Защита струи металла по всему тракту разливки аргоном и применение режима «мягкого обжатия» при разливке на установке непрерывной разливки стали (УНРС) позволяют сократить до минимума вторичное окисление металла и получить оптимальную макроструктуру сляба с минимальным развитием осевой неоднородности.
При применении этих технологических положений неметаллические включения распределяются равномерно по сечению сляба, их объемная доля составляет 0,01 - 0,05 % при размере включений 3 — 30 мкм.
Углерод всегда считался основным легирующим и упрочняющим сталь элементом, что было связано с количеством перлита в структуре и с измельчением зерна. Однако он оказывает отрицательное воздействие не только не свариваемость, но и на вязкость стали [4], что не приемлемо для трубных сталей. По данным исследований [23], снижение массовой доли углерода с 0,19 до 0,03 % в высокопрочной низкоуглеродистой трубной стали способствует увеличению интервала скоростей охлаждения от 15 до 300 С/с, при которых образуется благоприятная бейнитная структура и обеспечивается высокий уровень ударной вязкости стали при низких температурах, минимальный уровень сегрегационной неоднородности (поскольку кристаллизация расплава не претерпевает перитектической реакции), в сварном шве не появляются «холодные» трещины (углеродный эквивалент Со не более 0,43- и коэффициент трещиностойкости Рст не более 0,22).
Стандартизованные методики подготовки образцов для исследований
В условиях хладноломкости при одинаковой доле зернограничной составляющей в изломе, критический размер трещины будет достигнут быстрее там, где есть кластеры зернограничных фасеток (по сравнению с их рассеянным характером распределения) [10].
Отличие вязкого разрушения от хрупкого разрушения в масштабах пластической деформации - на 2 - 3 порядка и более. Суммарная по объему образца пластическая деформация после достижения своего предельного значения становится неустойчивой — локализуется (в шейке, в полосе среза и т. п.). Вязкое разрушение шейки происходит вследствие присутствия в материале незначительного количества (0,1 - 0,01 %) субмикронных (размером 0,1-1 мкм) включений: оксидов, нитридов, силикатов, сульфидов. В их окрестности, как около недеформируемых барьеров накапливается «критическая масса» дислокаций, достаточная либо для скалывания самих частиц, либо скола по поверхности раздела фаз (отслоение их от металла). Образовавшаяся около частицы пора вследствие последующей деформации вытягивается, перемычки между соседними порами утоняются, они сливаются, образуя ямочный излом.
Ямки (при случайном расположении включений) в первом приближении обычно подразделяют на равноосные сферические и параболические [25]. Однако из прямых, массовых наблюдений геометрии ямок нескольких групп сталей следует [26], что их профили удовлетворительно (с риском 0,05) аппроксимировались параболой. С увеличением диаметра ямки становились более плоскими, приобретали линзообразную форму. Это следует из обратной зависимости коэффициента параболы от диаметра ямки. Ямки были і изотропными - доля ямок с соотношением двух взаимно перпендикулярных диаметров, равным 0,5 - 2,0, составляла не менее 0,97, а с максимальным соотношением 2 - 3 — всего 0,03 (при 940 — 1000 ямках, просмотренных на вариант).
Уменьшение величины коэффициента в уравнении параболы, описывающей вертикальное сечение ямки, при переходе от мелких к крупным ямкам, отражает нарушение закона геометрического подобия. Чем ямки глубже (больше отношение глубины к ширине), тем больше раскрытие от среза их бортов и выше вязкость разрушения [27]. В предельном случае, например, с понижением температуры отпуска стали совсем пологие ямки трансформируются в квазискол [28]. Наблюдаемая морфология ямок - следствие вязкого разрушения в центральной части большого (ударного) образца, которому предшествует общая или местная (перед трещиной) пластическая деформация в достаточно толстом слое. Дальнейшая локализация сдвига перед передним фронтом трещины в двух тонких полосах, наклонённых под некоторым углом к макроплоскости излома, приводит к образованию в той части полосы, где деформация достигает критической величины, пор. Они сливаются в единую наклонную трещину пилообразного излома [29]. Если поры растут от нормальных напряжений после окончания сдвига, то можно ожидать появления равноосных ямок. При этом в вертикальном сечении ямок, проходящем параллельно надрезу ударного образца, их края будут примерно равноплечими. Там же, где сечения ямок, совпадают с направлением распространения трещины, они будут асимметричными, что определяется расположением ямок на ступенях ломаной лестницы (пилообразного мезопрофиля излома). Т.е. ямка в простейшем (квадратичном) приближении - это параболоид вращения, «обрезанный сверху» плоскостью мезоступени излома, наклоненной под углом а, равным arctg(H/B), где Н и В — ее высота и ширина, описываемый уравнением у = с(х2 +z2).
Сопротивляемость разрушению контролируют в основном напряжение, определяющее рождение пор на включениях, и пластическая деформация, предшествующая их слиянию, которые определяют неоднородность размеров и форм частиц, их неравномерность размещения в материале. Однако крупные включения могут растрескиваться и вне пластического слоя глубиной г s — уже на расстояниях г г s, тогда как прочные мелкие — только в узком слое г « г S вблизи трещины. Часть образовавшихся пор может не соединиться с макротрещиной. Поэтому не всегда ясно — частицы какого размерного поддиапазона (из всего интервала размеров) необходимо учитывать, чтобы по среднему расстоянию Л (только между ними) дать прогноз вязкости металла К\с [27].
Частный случай неоднородности в размещении включений - кластеры субмикронных частиц, выделяющихся при охлаждении по границам перегретого зерна аустенита. В изломе им отвечают грубые зернограничные фасетки с микровязким строением поверхности.
Прямые измерения геометрии ямок выявили [26] в центре зернограничной фасетки мелкие ямки равноосной формы, при приближении к её периферии глубина ямок увеличивается, и они вытягиваются в радиальном направлении. По-видимому, в центральной зоне зернограничного кластера поры растут от нормальных; напряжений (отрыв), на периферии - срезом. Геометрия ямок (как и в случае обычного вязкого излома) зависит от ориентации зернограничного кластера частиц макроплоскости излома - увеличение угла наклона площадки, на которую действуют внешние механические напряжения, повышает долю касательных напряжений. Отсюда вытекает возможный сценарий вскрытия вязкой межзеренной фасетки: зарождение (и слияние) пор на субмикронных частицах в центре кластера и дальнейшее распространение трещины к его периферии. При этом увеличивается вклад микропластической деформации (рост асимметричности горизонтальных сечений ямок в изломе), предшествующей слиянию микропор (аналогично образованию донной трещины в центре разрывного образца при испытании на растяжение с последующим срезом боковой перемычки).
Разрушение - достаточно быстродействующий процесс. Например, транскристаллитные фасетки скола в пределах одного зерна поперечником d, равным 10 — 100 мкм вскрываются со скоростью порядка скорости звука (для стали с 5 - 6 км/с [30]) за время т d/c, что составляет 2 — 20 не. Такие наномасштабы времени протекания элементарных актов разрушения, как хрупкого, так и вязкого, определяют ограниченность средств измерений процесса, поэтому на практике обычно наблюдаем только его конечный результат - рельеф поверхности разрушения (излом).
Неоднородность пятен на серном отпечатке и методы ее оценки (полиэдры Вороного и кластеры), их информативность
Для исследования стали 15Х2НМФА-А были вырезаны ударные образцы Шарли из металла обечайки, поковка № 448530 производства Ижорского завода. Расстояние между слоями образцов, вырезаемых из темплетов основного металла, составляло 16 мм (слой 2 между сварными швами 2 и 3), как показано на рисунке 16. Схема вырезки ударных образцов Шарпи из сварного шва № 3 приведена на рисунке 17. =- UIOB N=3 шов № А-А
Шлифовка и полировка образцов проводилась на шлифовально-полировальном станке Buehler Vector Phoenix Beta, предназначенном для механической подготовки поверхности с целью последующего исследования её микроструктуры. Процесс шлифовки выполнялся на шлифовальных бумагах, которые имели дисперсностью Р120, Р400, Р600, Р1000, Р2500, с целью выравнивания поверхности и снятия деформаций. Процесс полировки осуществлялся на тканях с разной текстурой материала с добавлением алмазных суспензий, содержащих абразивные частицы размером от 0,6 до 0,05 мкм. Он являлся финальным в процессе пробоподготовки.
Для металлографического исследования микроструктуры образцы протравливали 3 % спиртовым раствором азотной кислоты в течение 5 секунд до достижения матового оттенка і исследуемой поверхности. Затем протравленный шлиф промывали водой и спиртом, насухо вытирали. Оптимальность травления контролировалась просмотром протравленного шлифа в оптическом микроскопе.
Распределение сульфидных включений на металлографических шлифах устанавливали методом снятия отпечатков на серу по ГОСТ 10243 [60]. Образцы подвергались неглубокому травлению, при котором выявлялись распределения сульфидных включений.
Травление образцов проводили под вытяжным зонтом в темном помещении. При этом соблюдали все меры предосторожности при работе с кислотами и их растворами. Для снятия отпечатка на распределение серы металлические образцы были отшлифованы и отполированы, обезжирены техническим спиртом. Отпечатки снимались на фотобумагу, соответствующую размерам образца. Листы фотобумаги замачивали от 5 до 8 мин в 5 % растворе серной кислоты, доставали и выкладывали на стол глянцевой эмульсионной стороной наверх. Образцы исследуемой поверхностью накладывали сверху на фотобумагу, не допуская сдвига. Отпечатки снимали при температуре около 20 С в течение от 3 до і мин. Затем снимали образцы и фотобумагу погружали в ванночку с фиксажем на 20 мин. Готовый отпечаток тщательно промывали, просушивали и надписывали и сразу же сканировали при максимальном разрешении — 2400 точек на дюйм для исключения ошибок из-за искажения высыхающей фотобумаги.
Для снятия повторного отпечатка поверхность образцов необходимо шлифовать со снятием слоя металла не менее чем на 0,3 мм.
Отпечаток считался готовым при потемнении фотобумаги до светло-коричневого цвета. В местах скопления серных включений потемнение фотобумаги было максимальным в соответствии с количеством образующегося сернистого серебра.
Изображения серных отпечатков образцов обрабатывали с помощью компьютера и соответствующего программного обеспечения - программы Image Expert Pro 3.5. Минимальная величина пятен серы определялась размером пиксела, объекты меньшего размера относились к шуму. Количественную оценку содержания в стали сульфидных включений проводили по методу измерения суммарной площади включений, обнаруживаемых при просмотре всей поверхности шлифа или ее части, с последующим определением объемного процента содержания включений в металле. Содержание включений выражали долей или процентом площади, занимаемой ими по отношению к просматриваемой площади шлифа или их площадью на определенной площади шлифа.
2.3.4 Методика подготовки и травления шлифов для оценки макроструктуры стали
Макроструктуру металла контролировали протравливанием специально подготовленных образцов в растворах кислот. Метод основан на различии в травимости бездефектного металла и участков с наличием ликвации; неоднородности структуры и других дефектов.
Подготовленные образцы погружали в термостойкую колбу таким образом, чтобы поверхности шлифов не соприкасались. Травильный раствор - 50 % водный раствор соляной кислоты - заливали в колбу со шлифами и нагревали до температуры 80 С. Через 20 мин после того, как начиналось обильное выделение пузырьков газа с поверхности металла, образцы осторожно вынимали и сразу же промывали спиртом. Просушенные и остывшие образцы протирали резиновым ластиком, чтобы лучше была видна макроструктура металла. После этого протравленную поверхность образца сканировали. , Травление образцов должно обеспечивать получение четко выявленной, макроструктуры, позволяющей надежно оценить ее при сравнении со шкалами и фотоснимками по ГОСТ 10243 [60]. В случае сильного растравливания металла (потемнения поверхности, появления ложной пористости по всему сечению, шероховатости) испытания повторяли на тех же образцах после снятии поверхностного слоя па глубину не менее 2 мм.
Параметры макрогеометрии, мезогеометриии микрогеометрии поверхности разрушения образцов из конструкционных сталей после испытаний на ударную вязкость и испытаний падающим грузом
Такие строчки не всегда обнаруживаются при сдаточных испытаниях, но с отрицательной стороны могут проявить себя при проведении полигонных пневматических испытаний, когда оценивается способность металла сопротивляться протяженному вязкому разрушению. Строчки неметаллических включений могут снижать сопротивление распространению расслоений в трубных сталях, особенно при их значительной протяженности.
Ударную вязкость измеряли на маятниковом копре Roell Amsler RKP-450 (Zwick Roell) с запасом работы 450 Дж. Работу определяли по углу вылета копра с помощью датчика углового перемещения в диапазоне значений от 0 до 15 мм с погрешностью 1%, записано в файл с дискретностью 0,005 мм. Диаграмму деформации ударных образцов записывали в координатах «Сила - Перемещение» с интервалом отсчетов 10 мс. Датчик ( силы, расположенный в бойке, регистрировал силу в диапазоне от 0 до 45 Н с погрешностью 1 % и записывал с дискретностью 0,05 Н. Образцы типа Менаже (для корпусных сталей) и Шарпи (для трубных сталей) были вырезаны поперек направления прокатки в соответствии с требованиями ГОСТ 9454 [46]. Надрез был выполнен перпендикулярно плоскости листа, глубиной 2 мм и радиусом 0,25 мм.
Сериальные кривые зависимости ударной вязкости от температуры были построены по испытаниям сталей 08Г2МБ, 07Г2МБ, 06Г2НДБ, 06Г2МФБ при температурах плюс 20 С, 0 С, минус 40 С, минус 60 С, минус 80 С по три образца на точку; при температурах минус 105 С, минус 150 С, минус 196 С по одному образцу на точку. Образцы до минус 105 С охлаждали до заданной температуры в емкости со смесью этилового спирта и жидкого азота в соответствии с ГОСТ 9454 [46]. Температуру емкости измеряли термопарой, поддерживая в пределах ± 5 С. Выдержка до удара составляла не менее 10 мин при установившемся режиме, время от выгрузки до удара составляло 6 - 8 с. Переохлаждение образцов выбирали, исходя из замеренной скорости нагрева образцов при комнатной температуре 1 С/с. Охлаждение до минус 150 С осуществлялось парами жидкого азота в теплоизолированном минеральной ватой керамическом сосуде при непрерывном контроле температуры в образце-свидетеле, как показано на рисунке 86.
Проведение сериальных ударных испытаний и определение температуры вязко-, хрупкого перехода (ВХП) материала корпусной стали осуществляли в соответствии с «Методикой определения критической температуры хрупкости материалов корпусов реакторов по результатам испытаний малогабаритных образцов на ударный изгиб». На основе полученных результатов ударных испытаний были построены зависимости работы разрушения от температуры испытаний.
Температурные зависимости ударной вязкости были аппроксимированы функцией гиперболического тангенса с четырьмя независимыми величинами А, В, С, То, определяемыми методом максимума правдоподобия по формуле f(T) = i + = .1h[(T0)/C] (33), где f- работа разрушения, Дж; Т — температура испытания, С; А - ударная вязкость на верхней полке, Дж/см2; В - ударная вязкость на нижней полке, Дж/см ; С - «крутизна» ВХП, С; То -температура середины ВХП (соответствующая уд. вязкости (А+В)/2), С.
В качестве дисперсии каждого из найденных параметров принимались такие отклонения этих параметров (одно из двух возможных направлений; берется максимальное по абсолютной величине), что S = 2-Smin (причем S = S(A, В, С, Т0) = ] (f (Т) - KCV(T))2 ), при і этом остальные параметры соответствуют положению оптимума. Для каждой аппроксимации определяется остаточная дисперсия по формуле = /S(A,B,C,T0) где ст(АіВіс,т0) остаточная дисперсия параметров А, В, С, То; S(A, В, С, То) — отклонение параметров А, В, С, То; N - количество пар (KCV, Т) в серии. Таким образом, параметры, определенные методом максимума правдоподобия для четырех марок сталей категорий прочности К65 представлены в таблице 23. Температурные зависимости ударной вязкости образцов Шарпи четырех марок сталей категории прочности К65 представлены на рисунке 87, 88. При понижении температуры испытания до некоторой температуры (различной для разных составов, но не выше минус 40 С) наблюдалось незначительное колебание ударной вязкости на верхней полке кривой хладноломкости. Дальнейшее снижение температуры испытания происходило со значительной крутизной в районе температуры ТВХП. Ударная вязкость на нижней полке кривой Точки - экспериментальные значения; Линии — аппроксимация методом максимума правдоподобия
Как видно из полученных зависимостей, стали одного и того же номинального состава, удовлетворяющие всем нормам механических свойств, в том числе по ударной вязкости при минус 20 С и минус 40 С, существенно различаются по ударной вязкости при t минус 80 С.
Для корпусной стали 15Х2НМФА проводились аналогичные испытания для образцов с U-надрезом (Менаже). Результаты испытаний и параметры аппроксимации максимумом правдоподобия и определения критической температуры хрупкости представлены на рисунке 89 и в таблице 24 для образцов из основного металла и металла сварного шва после четырех охрупчивающих термических обработок (ОхрТО).
