Свойства металла двухслойных трубопроводов ДУ 850 и 350
Благоприятное влияние на сопротивление хрупкому разрушению стали 10ГН2МФА оказывает увеличение скорости охлаждения после аустенизации. Особенно подвержена этому влиянию сталь пониженного легирования с содержанием никеля 2 %.
Исследование металла штампованных колен показало, что замена нормализации с охлаждением на воздухе закалкой с охлаждением в воде (масле) приводит к повышению ударной вязкости, особенно при отрицательных температурах. При температуре —20 °С после нормализации ан (КСУ) составляла 300 ... 800 кДж/м2^ а после Закалки — 500 ... 1100 кДж/м2 (см. табл. 2, режимы 5 и 7) при практически неизменных прочностных (<7в и а0>2) и пластических (6, ф) свойствах.
Наблюдаемое повышение ударной вязкости при увеличении скорости охлаждения после аустенизации связано, по нашему мнению, с увеличением степени дисперсности карбидов и более тонким строением-структуры бейнита и соответствует особенностям распада аустенита этой стали (см. рис. 1).
Однако надо отметить, что в условиях производства? при изготовлении штатных отводов применение закалки вместо нормализации не улучшило значений критической температуры хрупкости (гК()=20 °С), хотя; ударная вязкость при нормальной температуре И1 при 1=—20 °С повысилась до требований ТУ (см_ табл. 2, режимы 8 и 9).
Только применение двойной термообработки по режиму: нормализация 900 ... 920 °С, закалка 900 ... 920 С, вода (масло), отпуск 650 ... 670 °С, 8 ... 10 ч (если температура нагрева под штамповку не превышала 1050... 1100 °С) обеспечило формирование высокодисперсной, однородной, мелкозернистой, с тонким строением границ зерен структуры (см. рис. 2), следствием чего явилось высокое сопротивление металла хрупкому разрушению при ударных нагрузках, характеризуемое величиной *к0=— 50 °С.
В качестве критической температуры хрупкости ?к0 при динамическом нагружении принимали такую температуру, которой соответствовали средние значения ударной вязкости (в зависимости от фактической величины предела текучести при нормальной температуре), приведенные в табл. 3.
Кроме того, при температуре (= +30°С в структуре излома ударных образцов доля вязкой составляющей должна составлять не менее 50 %.
Существенное влияние на служебные свойства стали 10ГН2МФА также оказывают температура и длительность отпуска. При этом с возрастанием температуры и длительности отпуска прочностные свойства понижаются, а ударная вязкость ан увеличивается.
Аналогичные результаты были получены при исследовании металла колен Ду850, изготовленных из стали с пониженным содержанием легирующих элементов. При увеличении температуры отпуска с 620 до 670 °С при длительности 8 ... 10 ч ударная вязкость возрастает от 100 ... 800 до 1200 ... 2000 кДж/м2, что указывает на необходимость тщательного регламентирования режима отпуска изделий на стали ЮГН2МФА.
Существенные изменения наблюдались в переходной зоне биметаллического соединения при варьировании режима термообработки труб.
Так, после режима в плакирующем слое труб Ду350 у зоны сплавления наблюдалась узкая полоска с повышенной (до 380 Гц) твердостью, явившаяся, по нашему мнению, очагом разрушения биметаллических образцов при их испытании на изгиб. Анализ микроструктуры и микро-твердости указывает на процесс науглероживания приграничной полосы плакирующего слоя за счет обеднения углеродом основного металла при термообработке по режиму: нормализация 950 ... 980 °С, 2 ч, отпуск 620 *С, 2 ч. После термообработки по режиму: нормализация 900 ... 920 °С, 30 мин, отпуск 670 °С, 10 ч различие в микро-твердости науглероженной и обезуглероженной зоны нивелируется, микро-твердость у границы раздела снижается до 320 ... 340Гц и деформационная способность биметаллического соединения увеличивается. Биметаллические образцы были изогнуты на угол 180° без следов разрушения металла.
Важно подчеркнуть также, что плакирующий слой после всех исследованных режимов термообработки выдержал испытания на устойчивость против МКК по методу АМ ГОСТ 6032—75, что, в свою очередь подтверждает возможность использования этих режимов для термообработки биметаллических изделий из стали марок 10ГН2МФА + Св-08Х19Н10Г2Б (08Х18Н10Т).
Сопоставление температурной зависимости ударной вязкости металла труб Ду350 и колен Ду850, приведенной на рис. 5, приводит к выводу о весьма значительном влиянии на сопротивление хрупкому разрушению исходной частоты металла, т. е. степени загрязненности его вредными примесями и неметаллическими включениями. При одинаковых режимах термической обработки металл отводов Ду850 более чистый по содержанию серы, фосфора и неметаллических включений имеет существенно более высокие значения ударной вязкости в широком диапазоне температур, включая температуры до —70 °С, вследствие чего критическая температура хрупкости его находится в районе низких отрицательных температур (*к0— = —50 °С) по сравнению с металлом труб Ду300... 350 обычной чистоты, критическая температура хрупкости которого (к0——10 °С.
Столь же значительное различие в хрупкой прочности стали 10ГН2МФА с различной степенью загрязненности вредными примесями и неметаллическими включениями показали испытания образцов с острым У-образным надрезом при статическом нагружении и изучении «вязкости разрушения» материала, которая определялась величиной коэффициента интенсивности напряжения Кгс.
За критическую температуру хрупкости при испытаниях со статическим нагружением Кс принимается температура, при которой мгновенное падение (срыв) нагрузки на диаграмме записи в координатах «нагрузка — перемещение» составляет более V3 максимальной величины нагрузки. Метод определения коэффициента К1с изложен авторами ранее. Исследование показало, что если металл отводов Ду 850 с пониженным содержанием вредных примесей и неметаллических включений имеет критическую температуру хрупкости при статическом нагружении кс=—130 °С, то более загрязненный металл труб Ду 300... 350 имеет величину —25 °С. Эти результаты были подтверждены при изучении вязкости разрушения стали 10ГН2МФА.
Диаграмма вязкости разрушения исследованных материалов приведена на рис. 6. Можно видеть, что металл труб Ду300 ... 350 с содержанием неметаллических включений 3 балла при одинаковых условиях термической обработки имеет /с-интеграл в точке А, явный 0,054 МН/м, Кгс при этом составляет 12 МН/м3/2, в то время как металл отводов Ду 850 с содержанием неметаллических включений, не превышающим 1-го балла шкалы ГОСТ 1778—70, имеет ./0-интеграл, равный 0,27 МН/м, и соответственно К1С 250 МН/м2. Выводы
1. Термическая обработка и степень чистоты металла изделий из стали 10ГН2МФА оказывают существенное влияние на сопротивление хрупкому разрушению. При соответствующей термической обработке и понижении содержания вредных примесей вязкость разрушения и критическая температура хрупкости при динамическом и статическом нагружении образцов с острым надрезом может быть повышена более чем в 2 раза.
2. Оптимальными температурами нагрева биметаллических заготовок из стали марок 10ГН2МФА + + Св-08Х19Н10Г2Б (08Х18Н10Т) под штамповку являются температуры 1050 ... 1100 °С (с выдержкой не более 1 ч); под закалку — температуры 900 ... 920 °С (2 ч). Повышение температуры иагрева выше указанных пределов способствует росту зерна и увеличивает склонность стали 10ГН2МФА к хрупкому разрушению. При использовании стали с пониженным содержанием легирующих элементов (с содержанием никеля^ 2,0 %) для получения высоких и стабильных значений ударной вязкости при комнатной и особенно при отрицательных температурах следует проводить двойную аустенизацию с применением ускоренного охлаждения в воде или масле по режиму: нормализация 900... 920 °С, охлаждение на воздухе; закалка 900... 920 °С, охлаждение в воде (масле). Необходимо также строго регламентировать режим отпуска стали. Рекомендуемый интервал температур 650... 670 °С, времени — 8 ... 10 ч.
3. При рекомендуемых режимах нагрева биметаллических заготовок, труб и отводов из стали марок 10ГН2МФА + Св-08Х19Н10Г2Б (08Х18Н10Т) не снижаются качество биметаллического соединения и стойкость плакирующего слоя против межкристаллитной коррозии.