Исследование причин снижения ударной вязкости соединительных деталей трубопроводов из стали 10Г2ФБЮ

При производстве любых современных изделий из стали среди обязательных механических испытаний всегда есть испытания на ударную вязкость, особенно для ответственных деталей. Результаты данных испытаний в комплексе позволяют оценить конструктивную прочность материала, зависящую от многих факторов, начиная от выплавки и заканчивая окончательной термообработкой готового изделия. В большинстве случаев такие испытания проводятся при отрицательных температурах, и потому они позволяют подтвердить, что температура испытаний выше порога хладноломкости. Определение причин снижения ударной вязкости конкретного материала остается актуальной задачей, так как часто трудно определить, какой из факторов является причиной его разрушения при меньших нагрузках.

В данной работе выполнено исследование изломов и микрошлифов образцов после испытания на ударную вязкость при отрицательной температуре (–20 °С), один из которых имеет этот показатель намного ниже (~ в 7,5 раз), с целью выявления причин его снижения. При этом образцы вырезались из одной области одной и той же детали (штампосварного тройника размерами 720 x 530 мм и толщинами стенок: магистраль – 20 мм, кольцо – 16 мм).

Материал и методика исследования

Сталь 10Г2ФБЮ, из которой изготавливался тройник, относится к группе низкоугле-

Таблица 1

Химический состав стали 10Г2ФБЮ согласно сертификату

Химический элемент C Mn Al V Ti Nb S P N Содержание, масс. % 0,082 1,51 0,035 0,047 0,022 0,040 0,002 0,0082 0,0057 родистых низколегированных трубных сталей класса прочности К60, благодаря дополнительному микролегированию ванадием, ниобием, алюминием и использованию при изготовлении листа контролируемой прокатки [1, 2]. Химический состав стали приведен в табл. 1.

Полный цикл производства штампосварных тройников из листа стали 10Г2ФБЮ включает следующие операции: вальцовку, сварку, промежуточную термообработку, штамповку, окончательную термообработку [3].

Режим окончательной термообработки:

Закалка:

– температура нагрева 920–940 °С;

– время выдержки 15–20 мин;

– охлаждение в воде (температура воды 60–65 °С) в течение 300 с.

Высокий отпуск:

– температура нагрева 500–530 °С;

– время нагрева не менее 60 мин;

– время выдержки 60–65 мин;

– охлаждение на спокойном воздухе.

Высокий отпуск (после приварки кольца):

– температура нагрева 450–480 °С;

– время нагрева не менее 60 мин;

– время выдержки 30–35 мин;

– охлаждение на поде печи на спокойном воздухе.

Испытания на ударный изгиб было проведено при отрицательной температуре (–20 °С) на стандартных образцах с V-образным надрезом [4], вырезанных из магистральной части тройника. С помощью электронного сканирующего микроскопа исследовались изломы разрушенных образцов, микрошлифы непосредственно после полирования, а также дополнительно протравленные в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте или в насыщенном водном растворе пикриновой кислоты с добавлением ингибитора [5]. Последний использовался с целью выявления границ исходного аустенитного зерна.

Микрошлифы изготавливались с помощью оборудования Buehler Auto Met 250. Исследование изломов и микрошлифов проводилось с помощью электронного сканирующего микроскопа JEOL JSM-7001F, снабженного специальной приставкой энергодисперсионного анализа Oxford INCA X-max 80 для проведения микрорентгеноспектрального анализа, а также на инвертированном металлографическом микроскопе Axio Observer D1m.

Обсуждение результатов

Для исследования были выбраны образцы с высоким и низким показателями KCV–20: № 1 и № 2 соответственно (табл. 2).

При визуальном осмотре поверхностей изломов отобранных образцов наблюдались довольно равномерно распределенные мелкие блестки, характерные, как известно, больше для хрупкого разрушения [6]. В первом случае (образец № 1, табл. 2) сформировалась утяжка, что свидетельствует о некотором развитии в нем пластической деформации в процессе испытания (рис. 1) [7]. Вместе с тем следует отметить отсутствие несплошностей материала (раковин, шлаковых включений и др.) в изломах изучаемых образцов, что отрицательно повлияло бы на результаты их испытания [8, 9].

Поверхность разрушения образца № 1, согласно данным электронно-микроскопического анализа, в основном представлена фасетками скола хрупкого транскристаллитного излома (рис. 2) [10, 11]. В некоторых местах видны микротрещины (рис. 2а) [12].

Таблица 2

Результаты испытаний на ударную вязкость

№ образца	KCV –20 , Дж/мм2
1	136
2	18

а)

б)

Рис. 1. Изломы с удовлетворительными (а – образец № 1) и неудовлетворительными (б – образец № 2)

результатами ударных испытаний. х 30

а)

б)

Рис. 2. Участок транскристаллитного излома хрупкого разрушения, образованного фасетками скола в изломе образца № 1: а - х2000, б - х500

Рис. 3. Участок вязкого ямочного разрушения в образце № 1. х 500

У час тк и вязк ог о ра зру ш ен и я п ре д с та в л е н ы ям к ами, ра зм еры к оторы х н е о д и н а к овы: н а фон е кру п ны х ( он и за н и ма ю т ~ 20 % по в ерхности) на б л ю д аю тс я и ме лк ие ( рис . 3).

В глубине ямок располагаются частицы неметаллических включений размерами 3–4 мкм (рис. 4–6).

На рис. 4 приведены примеры таких обра- зований, а в табл. 3 – их химический состав, полученный с помощью микрорентгеноспектрального анализа. Эти частицы различаются по цвету, размерам и форме и представляют собой сложные оксисульфиды (рис. 4а), алюминаты кальция в сульфидной оболочке разного состава (рис. 4б, в) [8, 13, 14]. Очевидно, они являются продуктами, образовавшимися в процессе плавки и раскисления стали.

В более хрупком образце № 2, естественно, площади поверхности разрушения, занятые хрупкими фасетками скола, больше по сравнению с предыдущим образцом № 1 (рис. 5) [15]. Ямочное вязкое разрушение здесь представ- лено небольшими прослойками между хрупкими фасетками скола (рис. 6) [9, 10]. В ямках встречаются очень мелкие карбонитриды титана размерами 690 nm (см. рис. 6).

Более детальное изучение характера неметаллических включений было выполнено на полированных нетравленных плоскостях, противолежащих поверхности разрушения рассмотренных выше ударных образцов. В образце № 1 встречаются карбонитриды титана и ниобия серого цвета прямоугольной формы размерами 4–6 мкм (рис. 7а) в виде цепочек (рис. 7б). Кроме того, здесь можно наблюдать в небольших количествах черные округлые

а)

б)

в)

Рис. 4. Частицы неметаллических включений в изломе образца № 1: оксисульфиды (1), алюминаты кальция в сульфидной оболочке (2, 3)

Таблица 3

Химический состав включений в ямках поверхности разрушения образца № 1, масс. %

№ на рис. 4	O	Mg	Al	Si	S	Ca	Ti	Mn	Fe
1	19,25	38,89	11,68		1,28	1,49	0,94	—	26,47
2	16,41	2,0	22,88		2,49	12,02	0,61	0,44	43,14
3	–	8,33	4,82	–	20,74	24,86	–	0,88	40,37

Рис. 5. Фасетка хрупкого скола с трещиной в образце № 2. х 300

Рис. 6. Прослойки вязкого ямочного разрушения между фасетками скола в образце № 2. Светлым перекрестием указано округлое включение. х 2000

а)                                                               б)

а)

Рис. 8. Цепочки серых карбонитридов (а), круглых темных неметаллических включений (б) в образце № 2

Рис. 7. Карбонитриды титана и ниобия в образце № 1: форма и размеры (а), характер распределения (б)

б)

о к с и ды, с у льфид ы, а т а кже б о ле е с л ож ны е по составу оксисульфиды.

В хру пк о м о бра з ц е ц еп оч к и ка р б ид о в т и тан а и н и о б ия т о же в стр е ч аю т с я (рис. 8) [14].

Но гораз до чащ е в хру п к ом об ра зц е № 2 мож но наблюд а ть ок ру г лые те мные в клю ч ения (рис. 8 б) ; п ри че м он и , с огл а сно микрор ент г ено спект р ал ь но м у а нал из у, им еют сл ожный х ими че с кий с ос т а в : те мн ый ц е н тр – сул ьфи д ы н а ос н ове н а ос н ов е Ti, Ca, Mg (рис. 9а), а светлая оболочка – карбиды титана, ниобия, молибдена (рис. 9 б ) [ 14 ] .

В хрупком образце зафиксированы также неметаллические включения с цирконием, которые могли попасть в жидкую сталь из футеровки агрегата (рис. 10). Светлый участок на рис. 10, указанный белым перекрестием, содержит этот элемент.

Микроструктура травленых шлифов, изученных образцов № 1 и № 2 близка: небольшие участки массивного феррита на фоне отпущенного бейнита; размер бывшего аустенитного зерна ~ 8–9 баллов; на его границах наблюдаются выделения карбонитридов как и на нетравленых шлифах (рис. 11). Изученные образцы имеют близкие значения твердости HV 2000 = 219–220 МПа.

а)

б)

Рис. 10. Образец № 2. Белым перекрестием указаны места определения химического состава отдельных частей включения

Рис. 9. Строение округлой неметаллической частицы (с рис. 8): а – темный центр – сложный сульфид, б - светлая оболочка - карбид. х 3000

Рис. 11. Микроструктура травленного шлифа, образец № 1. х 500

Заключение

Основными причинами снижения ударной вязкости в данном случае является увеличение количества неметаллических включений. Разрушение во всех образцах идет по телу зерна с преобладанием хрупкой составляющей. Наблюдающееся различие в резуль- татах механических испытаний связано с локальным увеличением количества неметаллических включений металлургического происхождения в стали 10Г2ФБЮ. Для определения полной картины необходимо дополнительное исследование на большем количестве образцов.