ИССЛЕДОВАНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ И ЕГО ВЛИЯНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛЕЙ ТИПА 08Г2Б С УЛЬТРАДИСПЕРСНОЙ СТРУКТУРОЙ
|
ВВЕДЕНИЕ
1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ
1.1 Химический состав и микроструктура современных строительных сталей
1.2 Стадии деформации и разрушения при статическом растяжении
1.3 Деформационное старение низкоуглеродистой стали
1.4 Деформация Людерса
1.5 Кинетика образования аустенита
2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
2.1 Материал исследования и режимы обработок
2.2 Методики структурных исследований
2.3 Дилатометрические исследования
2.4 Термический анализ
2.5 Терморентгенографические исследования
2.6 Испытания механических свойств
3 ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ СТАЛИ 08Г2Б МЕТОДОМ КОРРЕЛЯЦИИ ЦИФРОВЫХ ИЗОБРАЖЕНИЙ
3.1 Образец с одной полосой Чернова - Людерса
3.1.1 Формирование пластической и упругой волн деформации
3.1.2 Функционирование каналов течения и зон в них
3.2 Образцы с пересекающимися полосами Чернова - Людерса
3.3 Образец без деформационного старения
3.4 Параметры пластической деформации образцов с деформационным старением
3.4.1 Коэффициент Пуассона и трещиностойкость
3.4.2 Размер очага деформации и активной зоны при сосредоточенной деформации
3.4.3 Вязкость растяжения
3.4.4 Величина эффекта деформационного старения
Выводы по главе 3
4 ПРОЯВЛЕНИЕ ЭФФЕКТА ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ ЦИЛИНДРИЧЕСКИХ ОБРАЗЦОВ
4.1 Вид диаграмм растяжения и механические свойства плоских и цилиндрических образцов, испытавших одинаковую обработку
4.2 Оценка величины эффекта деформационного старения по цилиндрическим образцам
4.3 Влияние вылеживания и нагрева на величину эффекта деформационного старения
4.4 Соотношение между величиной эффекта деформационного старения и уровнем ударной вязкости
Выводы по главе 4 127
5 КИНЕТИКА ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА, ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОСЛЕ НАГРЕВА В 129 МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ ТЕМПЕРАТУР
5.1 Кинетика образования аустенита 129
5.1.1 Дилатометрические и калориметрические исследования 129
5.2 Терморентгенографические исследования 134
5.3 Микроструктурные исследования образцов стали 08Г2Б после различных обработок
5.4 Механические свойства 149
5.5 Ступенчатая закалка 156
Выводы по главе 5 158
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 160
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 168
1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ
1.1 Химический состав и микроструктура современных строительных сталей
1.2 Стадии деформации и разрушения при статическом растяжении
1.3 Деформационное старение низкоуглеродистой стали
1.4 Деформация Людерса
1.5 Кинетика образования аустенита
2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
2.1 Материал исследования и режимы обработок
2.2 Методики структурных исследований
2.3 Дилатометрические исследования
2.4 Термический анализ
2.5 Терморентгенографические исследования
2.6 Испытания механических свойств
3 ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ СТАЛИ 08Г2Б МЕТОДОМ КОРРЕЛЯЦИИ ЦИФРОВЫХ ИЗОБРАЖЕНИЙ
3.1 Образец с одной полосой Чернова - Людерса
3.1.1 Формирование пластической и упругой волн деформации
3.1.2 Функционирование каналов течения и зон в них
3.2 Образцы с пересекающимися полосами Чернова - Людерса
3.3 Образец без деформационного старения
3.4 Параметры пластической деформации образцов с деформационным старением
3.4.1 Коэффициент Пуассона и трещиностойкость
3.4.2 Размер очага деформации и активной зоны при сосредоточенной деформации
3.4.3 Вязкость растяжения
3.4.4 Величина эффекта деформационного старения
Выводы по главе 3
4 ПРОЯВЛЕНИЕ ЭФФЕКТА ДЕФОРМАЦИОННОГО СТАРЕНИЯ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ ЦИЛИНДРИЧЕСКИХ ОБРАЗЦОВ
4.1 Вид диаграмм растяжения и механические свойства плоских и цилиндрических образцов, испытавших одинаковую обработку
4.2 Оценка величины эффекта деформационного старения по цилиндрическим образцам
4.3 Влияние вылеживания и нагрева на величину эффекта деформационного старения
4.4 Соотношение между величиной эффекта деформационного старения и уровнем ударной вязкости
Выводы по главе 4 127
5 КИНЕТИКА ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА, ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОСЛЕ НАГРЕВА В 129 МЕЖКРИТИЧЕСКИЙ ИНТЕРВАЛ ТЕМПЕРАТУР
5.1 Кинетика образования аустенита 129
5.1.1 Дилатометрические и калориметрические исследования 129
5.2 Терморентгенографические исследования 134
5.3 Микроструктурные исследования образцов стали 08Г2Б после различных обработок
5.4 Механические свойства 149
5.5 Ступенчатая закалка 156
Выводы по главе 5 158
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 160
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 168
В последние годы во все возрастающих объемах при строительстве топливопроводов, зданий, судов и т.д. используется толстолистовой прокат из высокопрочных сверхнизкоуглеродистых сталей типа 08Г2Б. Благодаря ультрамелкозернистой структуре, получаемой в результате контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, легированию и сбалансированным механизмам упрочнения феррито-бейнитно/мартенситные стали группы прочности К65(Х80) обладают высокой конструктивной прочностью. Ключевым вопросом использования сталей является стабильность их функциональных свойств, что обеспечивает надежную безаварийную эксплуатацию строительных конструкций.
Однако современные высокопрочные строительные стали в силу технологии производства толстого листа, ускоренного охлаждения горячего проката, сверхмелкого зерна с повышенной плотностью дислокаций предрасположены к деформационному старению, способному привести к деградации функциональных свойств вследствие снижения вязкопластических характеристик, а также к повреждению защитного покрытия. Это вызвало пристальное внимание к эффекту деформационного старения в высокопрочных сталях; его возникновению и эволюции, возможности минимизировать и даже подавить его, а главное, влияние его на комплекс функциональных свойств в процессе производства и эксплуатации конструкций при различных температурно-деформационных воздействиях.
Несмотря на интенсивные исследования в этом направлении на протяжении многих десятилетий, весьма удачные модели, дающие трактовку с общих позиций, эффект деформационного старения, охватывающий все структурные уровни материала, настолько многогранен, что требует детального экспериментального изучения для сплавов с различной основой, структурой и фазовым составом, в том числе строительных сталей нового поколения. Это позволит сформулировать рекомендации по возможности управления данным эффектом, оценки его величины в металле после конкретного температурно¬деформационного воздействия и, в итоге, дать научно обоснованный прогноз длительной безаварийной эксплуатации строительных конструкций.
Отсюда актуальность темы диссертации и обоснованность поставленных в ней цели и задач.
Степень разработанности темы исследования
Подавляющее большинство исследований структуры, в том числе на сталях группы прочности К65(Х80), ограничиваются изучением деформационного старения (полос Чернова-Людерса) в пределах площадки текучести, хотя для понимания влияния этого эффекта на уровень свойств сталей необходимо рассмотрение пластического течения и разрушения на всех стадиях деформации растягиваемого образца.
На сегодняшний день имеется крайне малое количество исследований особенностей деформации Людерса в сталях с различными структурно-фазовыми состояниями, например, с различной плотностью дислокаций и закрепляющих их частиц карбидов.
Отсутствуют сравнительные данные по проявлению эффекта деформационного старения в плоских образцах, на которых выполнено большинство структурных исследований, и в цилиндрических образцах, широко используемых для оценки механических свойств.
На сталях класса прочности К65(Х80) не имеется исследований влияния режимов термообработки, включающих нагрев и охлаждение с различными скоростями в диапазоне температур до А с ±, а также в межкритический интервал.
Таким образом, целью работы явилось: изучение деформационного старения в сталях типа 08Г2Б и его влияния на все стадии растяжения образцов с различным структурно-фазовым состоянием и комплекс механических свойств.
В работе были поставлены и решены следующие задачи:
1. с помощью метода корреляции цифровых изображений исследовать формирование и распространение полос Чернова-Людерса в образцах, испытавших нагрев и охлаждение с различными скоростями в интервале температур от 100 до 1000°С.
2. выявить основные факторы эффекта деформационного старения, влияющие на величину и распределение деформации в растягиваемых образцах, а также уровень механических свойств.
3. разработать необходимый для оценки состояния металла после изготовления изделий и/или эксплуатации строительных конструкций параметр В, характеризующий по изменению механических свойств как плоских, так и цилиндрических образцов для растяжения, величину деформационного старения.
4. установить режимы термообработки, приводящие к минимизации или устранению эффекта деформационного старения, а также температурные интервалы нагрева/охлаждения, при попадании в которые стали типа 08Г2Б, испытавшие снижение вязкости.
Научная новизна и теоретическая ценность работы:
- впервые с привлечением метода корреляции изображений прослежено возникновение и функционирование каналов течения на всех стадиях растяжения (упругопластической, площадке текучести, равномерной и сосредоточенной) плоских образцов;
- показано, каким образом различные механизмы деформации Людерса определяют месторасположение в образце шейки и магистральной трещины, а также задают комплекс механических свойств;
- выделен период II на сосредоточенной стадии деформации, начало и протяженность которого может использоваться в качестве критерия трещиностойкости сталей группы прочности К65(Х80);
- выявлены основные факторы эффекта деформационного старения, влияющие на комплекс механических свойств сталей типа 08Г2Б.
Практическая значимость работы:
- предложен способ определения вязкости металлических материалов при испытаниях на ударный изгиб с записью диаграмм нагружения (патент №2646548). Предлагаемый способ может быть использован для определения вязкости металлических материалов при наличии инструментальной записи кривой разрушения;
- разработан параметр В, позволяющий по изменению механических свойств при деформационном старении проводить прогноз состояния металла, допустимого для безопасной эксплуатации конструкций;
- установлены температурные интервалы нагрева/охлаждения, при попадании в которые стали К65(Х80) склонны к недопустимому снижению вязкости или прочности;
- сформулированы рекомендации по режимам термообработки, обеспечивающие минимизацию эффекта деформационного старения или его устранению;
- результаты работы использованы при разработке 2-х учебных
пособий: «Деформационное старение в сталях», «Современные методы
исследования полиморфных превращений в сталях» для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлениям «Металлургия» и «Металловедение и технологии материалов»;
- результаты исследования используются в курсе лекции по дисциплине «Прочность сплавов» на кафедре Термообработки и физики металлов Института новых материалов и технологий УрФУ.
Методология и методы диссертационного исследования
Методологической основой исследования послужили труды ведущих отечественных и зарубежных ученых в области изучения деформационного старения сталей, зарубежные и государственные стандарты РФ, а также... Для достижения поставленной цели и задач в диссертационной работе были использованы методы: инструментальные испытания на растяжение и ударную вязкость, металлография, растровая и просвечивающая электронная микроскопия, метод корреляции цифровых изображений.
Положения, выносимые на защиту:
- механизмы образования и движения полос Чернова-Людерса, а также формирование очагов деформации в плоских образцах, испытавших термическую обработку по различным режимам;
- выделение периода II на сосредоточенной стадии растяжения плоских образцов, расположение и протяженность которого можно рассматривать как критерий трещиностойкости сталей группы прочности К65(Х80);
- разработка параметра Б, характеризующего по изменению прочностных и вязкопластических свойств величину эффекта деформационного старения;
- установление температурных областей, приводящих при нагреве/охлаждении к потере вязкопластических свойств сталей типа 08Г2Б ниже допустимого уровня;
- рекомендации по режимам термической обработки, обеспечивающих формирование высокого комплекса механических свойств при минимизации или устранении эффекта деформационного старения.
Степень достоверности результатов диссертации определяется использованием при проведении экспериментов современных методов исследований, новейших измерительных приборов и аппаратуры, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.
Личный вклад соискателя заключается в постановке цели и задач, обработке и анализе результатов, формулировании выводов, написании статей и тезисов.
Апробация работы
Основные положения и результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на международных и всероссийских научно- технических конференциях и школах: XII, XIII, XIV, XVI, XVII, XVIII Международной научно-технической уральской школе-семинаре металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2011, 2012, 2013, 2015, 2016, 2017); XXI, XXIV Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Магнитогорск, 2012, 2018); научно-практической конференции «Актуальные вопросы конструкционный прочности и износостойкости деталей машин» (Нижний Тагил, 2014); III Международная Уральская научно¬практическая конференция «Обеспечение надежности теплоэнергетического оборудования техническое диагностирование и экспертиза промышленной безопасности» (Челябинск, 2016); VIII Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2016).
По теме диссертации опубликовано 23 печатные работы, отражающие основное содержание диссертации, в том числе 7 статей в рецензируемых научных изданиях, рекомендованных ВАК и 1 патент РФ на изобретение.
Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Фарберу Владимиру Михайловичу за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, д.т.н. профессору Попову Артемию Александровичу, коллективу кафедры «Термообработки и физики металлов».
Однако современные высокопрочные строительные стали в силу технологии производства толстого листа, ускоренного охлаждения горячего проката, сверхмелкого зерна с повышенной плотностью дислокаций предрасположены к деформационному старению, способному привести к деградации функциональных свойств вследствие снижения вязкопластических характеристик, а также к повреждению защитного покрытия. Это вызвало пристальное внимание к эффекту деформационного старения в высокопрочных сталях; его возникновению и эволюции, возможности минимизировать и даже подавить его, а главное, влияние его на комплекс функциональных свойств в процессе производства и эксплуатации конструкций при различных температурно-деформационных воздействиях.
Несмотря на интенсивные исследования в этом направлении на протяжении многих десятилетий, весьма удачные модели, дающие трактовку с общих позиций, эффект деформационного старения, охватывающий все структурные уровни материала, настолько многогранен, что требует детального экспериментального изучения для сплавов с различной основой, структурой и фазовым составом, в том числе строительных сталей нового поколения. Это позволит сформулировать рекомендации по возможности управления данным эффектом, оценки его величины в металле после конкретного температурно¬деформационного воздействия и, в итоге, дать научно обоснованный прогноз длительной безаварийной эксплуатации строительных конструкций.
Отсюда актуальность темы диссертации и обоснованность поставленных в ней цели и задач.
Степень разработанности темы исследования
Подавляющее большинство исследований структуры, в том числе на сталях группы прочности К65(Х80), ограничиваются изучением деформационного старения (полос Чернова-Людерса) в пределах площадки текучести, хотя для понимания влияния этого эффекта на уровень свойств сталей необходимо рассмотрение пластического течения и разрушения на всех стадиях деформации растягиваемого образца.
На сегодняшний день имеется крайне малое количество исследований особенностей деформации Людерса в сталях с различными структурно-фазовыми состояниями, например, с различной плотностью дислокаций и закрепляющих их частиц карбидов.
Отсутствуют сравнительные данные по проявлению эффекта деформационного старения в плоских образцах, на которых выполнено большинство структурных исследований, и в цилиндрических образцах, широко используемых для оценки механических свойств.
На сталях класса прочности К65(Х80) не имеется исследований влияния режимов термообработки, включающих нагрев и охлаждение с различными скоростями в диапазоне температур до А с ±, а также в межкритический интервал.
Таким образом, целью работы явилось: изучение деформационного старения в сталях типа 08Г2Б и его влияния на все стадии растяжения образцов с различным структурно-фазовым состоянием и комплекс механических свойств.
В работе были поставлены и решены следующие задачи:
1. с помощью метода корреляции цифровых изображений исследовать формирование и распространение полос Чернова-Людерса в образцах, испытавших нагрев и охлаждение с различными скоростями в интервале температур от 100 до 1000°С.
2. выявить основные факторы эффекта деформационного старения, влияющие на величину и распределение деформации в растягиваемых образцах, а также уровень механических свойств.
3. разработать необходимый для оценки состояния металла после изготовления изделий и/или эксплуатации строительных конструкций параметр В, характеризующий по изменению механических свойств как плоских, так и цилиндрических образцов для растяжения, величину деформационного старения.
4. установить режимы термообработки, приводящие к минимизации или устранению эффекта деформационного старения, а также температурные интервалы нагрева/охлаждения, при попадании в которые стали типа 08Г2Б, испытавшие снижение вязкости.
Научная новизна и теоретическая ценность работы:
- впервые с привлечением метода корреляции изображений прослежено возникновение и функционирование каналов течения на всех стадиях растяжения (упругопластической, площадке текучести, равномерной и сосредоточенной) плоских образцов;
- показано, каким образом различные механизмы деформации Людерса определяют месторасположение в образце шейки и магистральной трещины, а также задают комплекс механических свойств;
- выделен период II на сосредоточенной стадии деформации, начало и протяженность которого может использоваться в качестве критерия трещиностойкости сталей группы прочности К65(Х80);
- выявлены основные факторы эффекта деформационного старения, влияющие на комплекс механических свойств сталей типа 08Г2Б.
Практическая значимость работы:
- предложен способ определения вязкости металлических материалов при испытаниях на ударный изгиб с записью диаграмм нагружения (патент №2646548). Предлагаемый способ может быть использован для определения вязкости металлических материалов при наличии инструментальной записи кривой разрушения;
- разработан параметр В, позволяющий по изменению механических свойств при деформационном старении проводить прогноз состояния металла, допустимого для безопасной эксплуатации конструкций;
- установлены температурные интервалы нагрева/охлаждения, при попадании в которые стали К65(Х80) склонны к недопустимому снижению вязкости или прочности;
- сформулированы рекомендации по режимам термообработки, обеспечивающие минимизацию эффекта деформационного старения или его устранению;
- результаты работы использованы при разработке 2-х учебных
пособий: «Деформационное старение в сталях», «Современные методы
исследования полиморфных превращений в сталях» для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлениям «Металлургия» и «Металловедение и технологии материалов»;
- результаты исследования используются в курсе лекции по дисциплине «Прочность сплавов» на кафедре Термообработки и физики металлов Института новых материалов и технологий УрФУ.
Методология и методы диссертационного исследования
Методологической основой исследования послужили труды ведущих отечественных и зарубежных ученых в области изучения деформационного старения сталей, зарубежные и государственные стандарты РФ, а также... Для достижения поставленной цели и задач в диссертационной работе были использованы методы: инструментальные испытания на растяжение и ударную вязкость, металлография, растровая и просвечивающая электронная микроскопия, метод корреляции цифровых изображений.
Положения, выносимые на защиту:
- механизмы образования и движения полос Чернова-Людерса, а также формирование очагов деформации в плоских образцах, испытавших термическую обработку по различным режимам;
- выделение периода II на сосредоточенной стадии растяжения плоских образцов, расположение и протяженность которого можно рассматривать как критерий трещиностойкости сталей группы прочности К65(Х80);
- разработка параметра Б, характеризующего по изменению прочностных и вязкопластических свойств величину эффекта деформационного старения;
- установление температурных областей, приводящих при нагреве/охлаждении к потере вязкопластических свойств сталей типа 08Г2Б ниже допустимого уровня;
- рекомендации по режимам термической обработки, обеспечивающих формирование высокого комплекса механических свойств при минимизации или устранении эффекта деформационного старения.
Степень достоверности результатов диссертации определяется использованием при проведении экспериментов современных методов исследований, новейших измерительных приборов и аппаратуры, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.
Личный вклад соискателя заключается в постановке цели и задач, обработке и анализе результатов, формулировании выводов, написании статей и тезисов.
Апробация работы
Основные положения и результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на международных и всероссийских научно- технических конференциях и школах: XII, XIII, XIV, XVI, XVII, XVIII Международной научно-технической уральской школе-семинаре металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2011, 2012, 2013, 2015, 2016, 2017); XXI, XXIV Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Магнитогорск, 2012, 2018); научно-практической конференции «Актуальные вопросы конструкционный прочности и износостойкости деталей машин» (Нижний Тагил, 2014); III Международная Уральская научно¬практическая конференция «Обеспечение надежности теплоэнергетического оборудования техническое диагностирование и экспертиза промышленной безопасности» (Челябинск, 2016); VIII Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (Москва, 2016).
По теме диссертации опубликовано 23 печатные работы, отражающие основное содержание диссертации, в том числе 7 статей в рецензируемых научных изданиях, рекомендованных ВАК и 1 патент РФ на изобретение.
Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Фарберу Владимиру Михайловичу за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, д.т.н. профессору Попову Артемию Александровичу, коллективу кафедры «Термообработки и физики металлов».
Анализ картин КЦИ (полей компонент векторов смещения) и профилей компонент деформации, изменяющихся в ходе растяжения образцов, стали 08Г2Б с ультрадисперсной структурой, проведенный совместно с исследованием механических свойств, позволил установить, как общие закономерности деформации Людерса, типичные для всех плоских образцов, так и индивидуальные особенности, обусловленные их различным структурно-фазовым состоянием.
В растягиваемых образцах, в том числе в образце, не проявляющем деформационное старение, образуются генетически связанные между собой стоячие упругие и пластические волны. Расположение максимумов стоячей упругой волны - концентраторов деформации (напряжений) - задает расположение каналов пластического течения, формирующихся на стадии предтекучести.
Возникновение и движение одной полосы Чернова-Людерса (ПЧЛ) проявляется при наименьшей величине эффекта деформационного старения (ЭДС). При более сильном ЭДС в образце возникают несколько попарно пересекающихся ПЧЛ.
Рост напряжений в окрестностях первой ПЧЛ компенсируется формированием новой ПЧЛ, пересекающей первую и имеющей смещения противоположного ей знака. Это приводит к формированию очага деформации (ОД), состоящего из центральной области и четырех выходящих из него углов периферийных остатков ПЧЛ.
По окончанию деформации Людерса ОД достигает максимального размера, который в образце с одной ПЧЛ занимает всю рабочую часть образца, а в образцах с пересекающимися ПЧЛ - лишь долю её (в худшем случае ~ 80%). Пластическое течение на равномерной стадии повышает плотность дислокаций в деформирующихся областях образцов - возрастает площадь под кривыми
£уу — Ь 0 бр, но у них сохраняются четыре пологих пика, связанных с действием каналов течения.
Вблизи предела прочности кривые в образце с одной ПЧЛ кривые Еуу — Ь0 бр имеют вид плато с одним лидирующим по высоте пиком, в образцах с пересекающимися ПЧЛ кривые Еуу — Ь0 бр приобретают куполообразную форму с четко выраженным максимумом, возникшим еще на линейной стадии.
Ход пластического течения на сосредоточенной стадии деформации весьма единообразен во всех изученных плоских образцах, включая образец, не проявляющий эффект деформационного старения. Происходит стягивание ОД, сближение дипольных максимумов, ответственных за скручивание образца при растяжении, к тому участку, который соответствует максимуму на кривой Еуу — Ь 0 бр и где образуются шейка и магистральная трещина. Это свидетельствует о том, что место будущей шейки и магистральной трещины предопределяется еще на равномерной стадии деформации. На профилях компонент деформации очаг деформации превращается во все более узкий и высокий пик, хотя размер его «подошвы» вначале не уменьшается.
На основании анализа хода кривых, описывающих изменение различных параметров ( ц — коэффициента Пуассона, Е™ах — максимума компоненты продольной деформации, и размера очага деформации и его активной
зоны, соответственно) как функцию относительного удлинения плоских образцов, сосредоточенная стадия разбита на четыре периода, в пределах которых эти параметры испытывают однотипные изменения. В пределах нулевого (исходного) периода, примыкающего к , величина рассматриваемых параметров близка к той, которую они достигли в конце равномерной стадии, вероятно, в силу слабости процессов шейкообразования, возникновения пор и очаговых трещин, которые предшествуют зарождению магистральной трещины (МТр).
Если исходить из определения трещиностойкости, как способности материала сопротивляться образованию и развитию трещины, то параметры, описывающие наступление периода II 6 Ц (Д = 6 р — 6 Ц ) и его протяженность Д 6 ! ! = 6 Ц — 6 п , является критериями трещиностойкости (где 6 р — равномерная деформация, 6 £ и 6 Ц — соответственно начало и конец периода II.
Сравнительный анализ параметров 6 р, 6 Ц , Д 6 ! ь 5 позволяет, с одной стороны, ранжировать исследованные плоские образцы по трещиностойкости, с другой стороны, выявить факторы, ответственные за ее снижение при деформационном старении.
Таким образом, деформационное старение вносит существенные и примерно одинаковые коррективы в процессы, протекающие на равномерной и сосредоточенной стадии деформации плоских образцов. Это также следует из линейного вида зависимости вязкость (работа) растяжения (а) - относительное удлинение 6. Влияние величины ЭДС проявляется в наклоне прямой а=Г(5) к оси абсцисс (1^сх) для каждого образца: по мере возрастания величины ЭДС 1£а повышается. Это связывается с мобильностью дислокаций (Мд) - фактором, действующим на всех стадиях пластической деформации. Так, относительные изменения компонент вязкости растяжения на равномерной
сосредоточенной ( примерно одинаковы у всех изученных образцов и близки к отношению их общей вязкости растяжения.
Показано, что основным фактором, определяющим Мд и величину эффекта деформационного старения, как и свойства образцов на всех стадиях деформации, является выделение дисперсных частиц (после разблокировки дислокаций атмосферы примесных атомов, растворяясь, не вносят вклад в уровень механических свойств). Для исследованных образцов диапазон изменения величины ЭДС (Э) принят от 1 до 7, где Э=1 отвечает минимальной величине ЭДС в образце 1 (нагрев на 680°С без изотермической выдержки), а Э=7 - максимальной в образце 2 (нагрев на 250°С). Таким образом, параметр Э является относительной величиной, характеризующей величину ЭДС у конкретных образцов по отношению к эталонам.
Оценка В может проводиться как по параметрам, найденным по методу КЦИ ( Ьод, ЬАЗ, 6 ! ¡), так и по механическим свойствам, среди которых наиболее чувствительными для плоских образцов являются 6р, 6, ар и ас.
Оценка параметра В имеет многосторонний научно - практический интерес, поскольку позволяет глубже понять природу эффекта деформационного старения и его эволюцию, сформулировать научно обоснованные представления о наиболее нежелательных структурно - фазовых состояниях, возникающих при воздействии на металл. Влияние деформационного старения на вязкопластические характеристики, говорит о возможности использования параметра В для оценки состояния металла на отдельных технологических переделах изготовлении изделий (после горячей прокатки, нанесения покрытий, сварки и т.д.). Деформационное старение приводит к деградации свойств элементов строительных конструкций при их длительной эксплуатации. Поэтому оценка В образцов, вырезанных из различных участков конструкции, после определенных периодов эксплуатации, дает представление о состоянии металла и допустимой продолжительности безопасной работы.
Эффект деформационного старения проявляется на всех стадиях растяжения образцов: на площадке текучести, равномерной и сосредоточенной стадиях. Это связано с действием следующих факторов:
- увеличением масштаба дисперсионного твердения, поскольку дисперсные частицы карбидов Бе, V, N6, Т1, как и выделения £ — ф а з ы (Си), зародившиеся на дислокациях, препятствуют их движению на всех этапах пластического течения;
- локализации деформации, так как чем больше степень закрепления исходных дефектов, тем меньший объем растягиваемого образца участвует в пластическом течении;
- концентрации напряжений в очагах деформации - участках пересечения полос Чернова - Людерса.
Сопоставление параметра В у образцов после КП, естественного старения в течение 10 лет, нагрева на различную температуру (в частности 250°С - температуру нанесения защитного покрытия) с уровнем требуемых вязкопластических характеристик показало, что, несмотря на значительную величину ЭДС, исследованные стали группы прочности Х80 обладают высокой трещиностойкостью - критерием безаварийной эксплуатации изготовленных из них конструкций. Это дает научное обоснование использования таких сталей как при пониженных (вплоть до -40°C), так и повышенных температурах, где они в силу огнестойких свойств обеспечивают сохранение несущей способности конструкции.
При исследовании образования аустенита в стали 08Г2Б при непрерывном нагреве с использованием дилатометрического анализа установлены критические точки: Ac t = 70 0 и 7 7 О °C , Ас3 = 8 75 и 9 1 5 °C при скоростях нагрева
соответственно, значения которых не зависят от исходного состояния образцов (после безрекристаллизационной контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением или закалки в воде от 1000°C).
Анализ кинетики показал, что образование аустенита при всех исходных обработках включает в себя две стадии: низкотемпературную ускоренную от Ас ]_ д о Ап = 830о C и высокотемпературную замедленную от Ап д о Ас 3.
Терморентгенографическим методом установлено высокое содержание углерода в первых порциях аустенита: 0,67, 0,45 и 0,25 масс. %, соответственно, в образцах после закалки, контролируемой прокатки и нормализации.
Найдено, что нагрев с любой скоростью в МКИ, с охлаждение в различных средах устраняет эффект деформационного старения. После нагрева образцов в нижнюю область МКИ о 0 (2 резко падает до ~ 500 МПа, ов растет до ~ 800 МПа, что приводит к уменьшению отношения до 0,6-0,7, при этом пластические
свойства меняются слабо. Хотя резко ухудшается вязкость ( KCV -40 = 7 0 Дж/ с м 2) по сравнению с таковой в исходном состоянии ( KCV - 4 0 > 25 0 Дж/ с м 2).
Выявлено, что пребывание сталей Х80 в области распада переохлажденного аустенита по I ступени при изотермической выдержке (замедленном охлаждении) приводит к снижению при всех температурах испытаний ударной вязкости до уровня ниже требуемого. Это подтверждает необходимость ускоренного охлаждения ( Ц)ХЛ>20°С / с ) по окончанию контролируемой прокатки или аустенитизации.
Таким образом, по работе можно сделать следующие выводы.
1. С использованием метода корреляции цифровых изображений параллельно с диаграммами растяжения плоских образцов сверхмелкозернистых сталей типа 08Г2Б (группа прочности К65 (Х80)) установлено, что, начиная от стадии предтекучести и вплоть до конца сосредоточенной стадии, происходит функционирование каналов течения - полос интенсивной пластической деформации.
2. Найдено, что вблизи предела прочности св профиль кривой распределения компоненты деформации е^ по длине образца Ьобр для образца без деформационного старения и образца со слабым закреплением дислокаций имеет вид плато с близкими по высоте максимумами, обусловленными каналами течения; у образцов с сильным эффектом деформационного старения (ЭДС) профиль кривой 81, - Ьобр имеет куполообразную форму с одним лидирующим максимумом в вершине. Локализация деформации и концентрация напряжений в лидирующем максимуме приводит к формированию на этом участке образца шейки и магистральной трещины одновременно с ростом св и снижением пластичности 5р и 5.
3. Обнаружено, что стали К65 (Х80) вследствие особенностей легирования и технологии изготовления листа обладают повышенным ЭДС. Нагрев на 150...350оС усиливает этот эффект. Существуют режимы термообработки, позволяющие минимизировать ЭДС (нагрев под Ас1) или подавить его (нагрев в межкритический интервал температур).
4. Показано, что предложенный, исходя из изменений прочностных и пластических свойств на площадке текучести и равномерной стадии плоских и цилиндрических образцов, параметр D, имеющий диапазон от 1 до 7, позволяет оценить величину ЭДС и прогнозировать поведение конструкций из сталей подобного класса прочности при дальнейшей эксплуатации. Даже при относительно большой величине D = 4...5 (например, после нанесения антикоррозионного покрытия при 250оС) высокочистые сверхмелкозернистые стали типа 08Г2Б обладают значительным ресурсом вязкопластических характеристик (KCV-40 > 250 Дж/см2, у > 70 %).
5. Выявлено, что основное влияние ЭДС на изменение механических свойств (повышение прочностных и снижение вязкопластических) на площадке текучести, равномерной и сосредоточенной стадиях, связано с интенсификацией выделений дисперсных частиц карбидов и Cu, препятствующих движению дислокаций после их разблокировки, локализации пластического течения в очаге деформации, размер которого уменьшается с ростом D, что приводит к концентрации напряжений (деформации).
6. Для исследованных сталей найдены температурные области, приводящие
к снижению ниже допустимого уровня вязкопластических характеристик: при нагреве - нижняя область межкритического интервала (730...800оС), при охлаждении = 680оС. Рекомендовано в качестве оптимального режима термообработки: нагрев на Тн ~ 880оС (чуть ниже Ac3) с ускоренным
охлаждением, обеспечивающим отсутствии ЭДС и наилучшую конструктивную прочность (с0,2 = 750 МПа, св = 820 МПа, с0,2/св = 0,75, 5 ~ 25 %, у ~ 80 %, KCV- 40 > 250 Дж/см2). Данный уровень механических свойств превышает требования API 5L для сталей X80 и соответствует сталям групп прочности Х90, Х100.
7. На основе проведенных исследований рекомендовано начало и протяженность периода II на сосредоточенной стадии кривой растяжения плоских образцов, контролируемого пластической деформацией в окрестностях магистральной трещины, рассматривать как критерий трещиностойкости сталей К65 (Х80).
В качестве перспектив дальнейшей разработки данной тематики можно сформулировать следующие направления:
- использование разработанной оценки величины ЭДС и уровня трещиностойкости металла строительных конструкций, испытавших длительную эксплуатацию;
- детальное изучение возникновения и эволюции эффекта деформационного старения в сталях, у которых первоначально он отсутствовал;
- опробование термообработки по разработанным в теме диссертации режимам для восстановления служебных свойств труб из сталей класса прочности К65(Х80), потерявших необходимый комплекс свойств после длительной эксплуатации.
В растягиваемых образцах, в том числе в образце, не проявляющем деформационное старение, образуются генетически связанные между собой стоячие упругие и пластические волны. Расположение максимумов стоячей упругой волны - концентраторов деформации (напряжений) - задает расположение каналов пластического течения, формирующихся на стадии предтекучести.
Возникновение и движение одной полосы Чернова-Людерса (ПЧЛ) проявляется при наименьшей величине эффекта деформационного старения (ЭДС). При более сильном ЭДС в образце возникают несколько попарно пересекающихся ПЧЛ.
Рост напряжений в окрестностях первой ПЧЛ компенсируется формированием новой ПЧЛ, пересекающей первую и имеющей смещения противоположного ей знака. Это приводит к формированию очага деформации (ОД), состоящего из центральной области и четырех выходящих из него углов периферийных остатков ПЧЛ.
По окончанию деформации Людерса ОД достигает максимального размера, который в образце с одной ПЧЛ занимает всю рабочую часть образца, а в образцах с пересекающимися ПЧЛ - лишь долю её (в худшем случае ~ 80%). Пластическое течение на равномерной стадии повышает плотность дислокаций в деформирующихся областях образцов - возрастает площадь под кривыми
£уу — Ь 0 бр, но у них сохраняются четыре пологих пика, связанных с действием каналов течения.
Вблизи предела прочности кривые в образце с одной ПЧЛ кривые Еуу — Ь0 бр имеют вид плато с одним лидирующим по высоте пиком, в образцах с пересекающимися ПЧЛ кривые Еуу — Ь0 бр приобретают куполообразную форму с четко выраженным максимумом, возникшим еще на линейной стадии.
Ход пластического течения на сосредоточенной стадии деформации весьма единообразен во всех изученных плоских образцах, включая образец, не проявляющий эффект деформационного старения. Происходит стягивание ОД, сближение дипольных максимумов, ответственных за скручивание образца при растяжении, к тому участку, который соответствует максимуму на кривой Еуу — Ь 0 бр и где образуются шейка и магистральная трещина. Это свидетельствует о том, что место будущей шейки и магистральной трещины предопределяется еще на равномерной стадии деформации. На профилях компонент деформации очаг деформации превращается во все более узкий и высокий пик, хотя размер его «подошвы» вначале не уменьшается.
На основании анализа хода кривых, описывающих изменение различных параметров ( ц — коэффициента Пуассона, Е™ах — максимума компоненты продольной деформации, и размера очага деформации и его активной
зоны, соответственно) как функцию относительного удлинения плоских образцов, сосредоточенная стадия разбита на четыре периода, в пределах которых эти параметры испытывают однотипные изменения. В пределах нулевого (исходного) периода, примыкающего к , величина рассматриваемых параметров близка к той, которую они достигли в конце равномерной стадии, вероятно, в силу слабости процессов шейкообразования, возникновения пор и очаговых трещин, которые предшествуют зарождению магистральной трещины (МТр).
Если исходить из определения трещиностойкости, как способности материала сопротивляться образованию и развитию трещины, то параметры, описывающие наступление периода II 6 Ц (Д = 6 р — 6 Ц ) и его протяженность Д 6 ! ! = 6 Ц — 6 п , является критериями трещиностойкости (где 6 р — равномерная деформация, 6 £ и 6 Ц — соответственно начало и конец периода II.
Сравнительный анализ параметров 6 р, 6 Ц , Д 6 ! ь 5 позволяет, с одной стороны, ранжировать исследованные плоские образцы по трещиностойкости, с другой стороны, выявить факторы, ответственные за ее снижение при деформационном старении.
Таким образом, деформационное старение вносит существенные и примерно одинаковые коррективы в процессы, протекающие на равномерной и сосредоточенной стадии деформации плоских образцов. Это также следует из линейного вида зависимости вязкость (работа) растяжения (а) - относительное удлинение 6. Влияние величины ЭДС проявляется в наклоне прямой а=Г(5) к оси абсцисс (1^сх) для каждого образца: по мере возрастания величины ЭДС 1£а повышается. Это связывается с мобильностью дислокаций (Мд) - фактором, действующим на всех стадиях пластической деформации. Так, относительные изменения компонент вязкости растяжения на равномерной
сосредоточенной ( примерно одинаковы у всех изученных образцов и близки к отношению их общей вязкости растяжения.
Показано, что основным фактором, определяющим Мд и величину эффекта деформационного старения, как и свойства образцов на всех стадиях деформации, является выделение дисперсных частиц (после разблокировки дислокаций атмосферы примесных атомов, растворяясь, не вносят вклад в уровень механических свойств). Для исследованных образцов диапазон изменения величины ЭДС (Э) принят от 1 до 7, где Э=1 отвечает минимальной величине ЭДС в образце 1 (нагрев на 680°С без изотермической выдержки), а Э=7 - максимальной в образце 2 (нагрев на 250°С). Таким образом, параметр Э является относительной величиной, характеризующей величину ЭДС у конкретных образцов по отношению к эталонам.
Оценка В может проводиться как по параметрам, найденным по методу КЦИ ( Ьод, ЬАЗ, 6 ! ¡), так и по механическим свойствам, среди которых наиболее чувствительными для плоских образцов являются 6р, 6, ар и ас.
Оценка параметра В имеет многосторонний научно - практический интерес, поскольку позволяет глубже понять природу эффекта деформационного старения и его эволюцию, сформулировать научно обоснованные представления о наиболее нежелательных структурно - фазовых состояниях, возникающих при воздействии на металл. Влияние деформационного старения на вязкопластические характеристики, говорит о возможности использования параметра В для оценки состояния металла на отдельных технологических переделах изготовлении изделий (после горячей прокатки, нанесения покрытий, сварки и т.д.). Деформационное старение приводит к деградации свойств элементов строительных конструкций при их длительной эксплуатации. Поэтому оценка В образцов, вырезанных из различных участков конструкции, после определенных периодов эксплуатации, дает представление о состоянии металла и допустимой продолжительности безопасной работы.
Эффект деформационного старения проявляется на всех стадиях растяжения образцов: на площадке текучести, равномерной и сосредоточенной стадиях. Это связано с действием следующих факторов:
- увеличением масштаба дисперсионного твердения, поскольку дисперсные частицы карбидов Бе, V, N6, Т1, как и выделения £ — ф а з ы (Си), зародившиеся на дислокациях, препятствуют их движению на всех этапах пластического течения;
- локализации деформации, так как чем больше степень закрепления исходных дефектов, тем меньший объем растягиваемого образца участвует в пластическом течении;
- концентрации напряжений в очагах деформации - участках пересечения полос Чернова - Людерса.
Сопоставление параметра В у образцов после КП, естественного старения в течение 10 лет, нагрева на различную температуру (в частности 250°С - температуру нанесения защитного покрытия) с уровнем требуемых вязкопластических характеристик показало, что, несмотря на значительную величину ЭДС, исследованные стали группы прочности Х80 обладают высокой трещиностойкостью - критерием безаварийной эксплуатации изготовленных из них конструкций. Это дает научное обоснование использования таких сталей как при пониженных (вплоть до -40°C), так и повышенных температурах, где они в силу огнестойких свойств обеспечивают сохранение несущей способности конструкции.
При исследовании образования аустенита в стали 08Г2Б при непрерывном нагреве с использованием дилатометрического анализа установлены критические точки: Ac t = 70 0 и 7 7 О °C , Ас3 = 8 75 и 9 1 5 °C при скоростях нагрева
соответственно, значения которых не зависят от исходного состояния образцов (после безрекристаллизационной контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением или закалки в воде от 1000°C).
Анализ кинетики показал, что образование аустенита при всех исходных обработках включает в себя две стадии: низкотемпературную ускоренную от Ас ]_ д о Ап = 830о C и высокотемпературную замедленную от Ап д о Ас 3.
Терморентгенографическим методом установлено высокое содержание углерода в первых порциях аустенита: 0,67, 0,45 и 0,25 масс. %, соответственно, в образцах после закалки, контролируемой прокатки и нормализации.
Найдено, что нагрев с любой скоростью в МКИ, с охлаждение в различных средах устраняет эффект деформационного старения. После нагрева образцов в нижнюю область МКИ о 0 (2 резко падает до ~ 500 МПа, ов растет до ~ 800 МПа, что приводит к уменьшению отношения до 0,6-0,7, при этом пластические
свойства меняются слабо. Хотя резко ухудшается вязкость ( KCV -40 = 7 0 Дж/ с м 2) по сравнению с таковой в исходном состоянии ( KCV - 4 0 > 25 0 Дж/ с м 2).
Выявлено, что пребывание сталей Х80 в области распада переохлажденного аустенита по I ступени при изотермической выдержке (замедленном охлаждении) приводит к снижению при всех температурах испытаний ударной вязкости до уровня ниже требуемого. Это подтверждает необходимость ускоренного охлаждения ( Ц)ХЛ>20°С / с ) по окончанию контролируемой прокатки или аустенитизации.
Таким образом, по работе можно сделать следующие выводы.
1. С использованием метода корреляции цифровых изображений параллельно с диаграммами растяжения плоских образцов сверхмелкозернистых сталей типа 08Г2Б (группа прочности К65 (Х80)) установлено, что, начиная от стадии предтекучести и вплоть до конца сосредоточенной стадии, происходит функционирование каналов течения - полос интенсивной пластической деформации.
2. Найдено, что вблизи предела прочности св профиль кривой распределения компоненты деформации е^ по длине образца Ьобр для образца без деформационного старения и образца со слабым закреплением дислокаций имеет вид плато с близкими по высоте максимумами, обусловленными каналами течения; у образцов с сильным эффектом деформационного старения (ЭДС) профиль кривой 81, - Ьобр имеет куполообразную форму с одним лидирующим максимумом в вершине. Локализация деформации и концентрация напряжений в лидирующем максимуме приводит к формированию на этом участке образца шейки и магистральной трещины одновременно с ростом св и снижением пластичности 5р и 5.
3. Обнаружено, что стали К65 (Х80) вследствие особенностей легирования и технологии изготовления листа обладают повышенным ЭДС. Нагрев на 150...350оС усиливает этот эффект. Существуют режимы термообработки, позволяющие минимизировать ЭДС (нагрев под Ас1) или подавить его (нагрев в межкритический интервал температур).
4. Показано, что предложенный, исходя из изменений прочностных и пластических свойств на площадке текучести и равномерной стадии плоских и цилиндрических образцов, параметр D, имеющий диапазон от 1 до 7, позволяет оценить величину ЭДС и прогнозировать поведение конструкций из сталей подобного класса прочности при дальнейшей эксплуатации. Даже при относительно большой величине D = 4...5 (например, после нанесения антикоррозионного покрытия при 250оС) высокочистые сверхмелкозернистые стали типа 08Г2Б обладают значительным ресурсом вязкопластических характеристик (KCV-40 > 250 Дж/см2, у > 70 %).
5. Выявлено, что основное влияние ЭДС на изменение механических свойств (повышение прочностных и снижение вязкопластических) на площадке текучести, равномерной и сосредоточенной стадиях, связано с интенсификацией выделений дисперсных частиц карбидов и Cu, препятствующих движению дислокаций после их разблокировки, локализации пластического течения в очаге деформации, размер которого уменьшается с ростом D, что приводит к концентрации напряжений (деформации).
6. Для исследованных сталей найдены температурные области, приводящие
к снижению ниже допустимого уровня вязкопластических характеристик: при нагреве - нижняя область межкритического интервала (730...800оС), при охлаждении = 680оС. Рекомендовано в качестве оптимального режима термообработки: нагрев на Тн ~ 880оС (чуть ниже Ac3) с ускоренным
охлаждением, обеспечивающим отсутствии ЭДС и наилучшую конструктивную прочность (с0,2 = 750 МПа, св = 820 МПа, с0,2/св = 0,75, 5 ~ 25 %, у ~ 80 %, KCV- 40 > 250 Дж/см2). Данный уровень механических свойств превышает требования API 5L для сталей X80 и соответствует сталям групп прочности Х90, Х100.
7. На основе проведенных исследований рекомендовано начало и протяженность периода II на сосредоточенной стадии кривой растяжения плоских образцов, контролируемого пластической деформацией в окрестностях магистральной трещины, рассматривать как критерий трещиностойкости сталей К65 (Х80).
В качестве перспектив дальнейшей разработки данной тематики можно сформулировать следующие направления:
- использование разработанной оценки величины ЭДС и уровня трещиностойкости металла строительных конструкций, испытавших длительную эксплуатацию;
- детальное изучение возникновения и эволюции эффекта деформационного старения в сталях, у которых первоначально он отсутствовал;
- опробование термообработки по разработанным в теме диссертации режимам для восстановления служебных свойств труб из сталей класса прочности К65(Х80), потерявших необходимый комплекс свойств после длительной эксплуатации.
Подобные работы
- ИССЛЕДОВАНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ ДЕФОРМАЦИОННОГО
СТАРЕНИЯ И ЕГО ВЛИЯНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛЕЙ
ТИПА 08Г2Б С УЛЬТРАДИСПЕРСНОЙ СТРУКТУРОЙ
Авторефераты (РГБ), материаловедение . Язык работы: Русский. Цена: 2200 р. Год сдачи: 2019