Распределение выделений

очаговых зон для труб, изготовленных из стали группы прочности Х60 ("Средняя Азия - Центр"), удаленных на расстояние более одного миллиметра от коррозионной трещины, составляло 1870 Н/мм2 и соответствовало значениям твердости для этой стали в состоянии поставки, на боковых поверхностях трещин -2000 Н/мм2, в вершине и местах ветвлений трещин — 2300 Н/мм2, что объясняется локальным охрупчиванием примыкающих к трещинам зон металла в процессе их дискретного подрастания. Подобное распределение твердости по толщине листа трудно объяснить локальным растворением сульфидных включений на поверхности стали с последующим выделением водорода как охрупчи-вающего металл агента. В последнем случае наблюдалось бы монотонное уменьшение твердости стали (от максимального значения в устье трещины до минимального в ее вершине). Точки с одинаковой твердостью располагались бы по концентрическим полуокружностям или полуэлипсам с центром в коррозионной язве, которая, по предположению некоторых исследователей [69, 86, 213]. образуется в результате растворения сульфидных включений в растворах солей угольной кислоты (формируются в тонком при-электродном слое при катодной поляризации) с выделением сероводорода и его взаимодействием с основой трубной стали по суммарной реакции

Следует отметить, что в отдельных случаях наблюдалось распределение твердости, отличное от описанного выше, что обычно было связано с интенсивным термическим воздействием горящего газа после разрушения трубы и обезуглероживанием металла [40]. Это подтверждалось при проведении микроструктурного анализа металла очаговых зон [29].

Рис. 113. Влияние погонной энергии на распределение твердости металла по поперечному сечению шва на стали 14ХГС:

4. Закалка с самоотпуском. При обычном отпуске, когда вся деталь нагревается до одинаковой температуры, она, пройдя одинаковые условия закалки и отпуска, обладает во всех точках одинаковыми твердостью и вязкостью. Для ударного инструмента (зубила, кузнечный инструмент и т. д.) такое распределение твердости нецелесообразно. Инструмент обладает высокой стойкостью тогда, когда твердость постепенно и равномерно понижается от рабочей (режущей) части к центру п к хвостовой (крепежной) части инструмента. Такое распределение твердости может быть достигнуто, если опускать инструмент по цветам побежалости, хотя в этом случае приходится удовлетворяться менее точным контролем температур отпуска.

При сквозной закалке свойства стали и, в частности, твердость по всему сечению изделия одинаковы. При несквозной закалке изменение структуры стали по сечению способствует соответствующим изменениям свойств. Распределение твердости по сечению закаленных цилиндров из разных сталей показано на рис. 130. При несквозной прокаливаемости твердость падает от поверхности к сердцевине. При несквозной прокаливаемое™ отпуск при высокой температуре уменьшает различие в твердости и временном сопротивлении по сечению. Однако предел текучести, ударная вязкость и относительное сужение в сердцевине образца остаются более низкими. Это объясняется разным характером строения феррито-карбиднон структуры. В закаленном слое в результате отпуска мартенсита образуется более дисперсная феррпто-карбид-ная структура зернистого строения, а в сердцевине она более грубая и имеет пластинчатое строение.

Рис. 1-11. Эпюры остаточных напряжении и распределение твердости по толщине закаленного слои стержня из стали 4^> диаметром 30 мм. подвергнутого поверхностной закалке па глубину '2 мм:

зонах, непосредственно примыкающих к трещинам от твердости металла вдали от очага разрушения (рис. 1.1). Так, значение микротвзр-дооти металла очаговых зон для труб, изготовленных ие стали группы прочности Х60, удаленных на расстояние более одного миллиметра от коррозионной трещины, составляло 1870 Н/мм2 и соответствовало значениям твердости для этой стали в состоянии поставки: на боковых поверхностях трещин - 2СЛЭ Н/мм2, в вершине и местах ветвлений трещин - 2300 Н/мм2, что обмшяется локальным охрупчиванием примыкающих к ним вон металла. Подобное распределение твердости по толщине листа не может быть объяснено локальным рс.зтворением сульфидных включений на поверхности стали. В последнем случае наблюдалось бы равномерное изменение твердости стали (от максимального значения в устье трещины до минимального в ее вершине). по полуокружности или полуадапсу с центром в коррозионной язве, которая по предположению некоторых исследователей, образуется в результате растворения сульфидных включений в растворах солей угольной кислоты при катодной поляризации. Тогда источником водорода явилась Оы реакция взаимодействия стали с сероводородом, об-радующимся при растворении сульфидных включений.

Следует отметить, что в отдельных случаях наблюдалось распределение твердости, отличное от описанного выше. Так, для стали 17Г2СФ (рис. 1.2) значение микротвердости изменялось от 2250 Н/мм2 в середине листа до 1720 Н/мм2 у стенок трубы и до 1290 Н/мм2 на расстоянии менее 0.5 мм от полости трещины. Микроетрук-турный анализ выявил наличие крупных ферритных зерен на участках с пониженной твердостью. Данный эффект может наблюдаться только яа темплетах, подвергшихся интенсивному термическому воздействию горящего аза после разрушения трубы. Он объясняется тем. что находившиеся в полости трещины соли угольной кислоты, образовавшиеся под воздействием токов катодной защиты, обезуглероживают сиаль при таких условиях в большей степени, чем вовдух. что согласуется с современными представлениями о высокотемпературной коррозии. Поэтому такое распределение твердости не может .быть следствием проявления механоэлектрохимических реакций при КР.

По частоте муаровых полос (линий равных перемещений) можно судить о степени и распределении остаточных деформаций в различных сечениях моделей. Как видно из приведенных рисунков деформации в различных сечениях моделей распределяются кратко неравномерно. Неравномерность пластических деформаций (рис. 2.19,а) в моделях обуславливает неравномерное распределение твердости и механических свойств в моделях (рис. 2.19). На рис. 2.19,6 предел текучести определяется по твердости (HV). Таким образом, испытания формируют новую топографию механических свойств металла в конструктивных элементах. Этот факт необходимо учитывать при оценке ресурса оборудования.

Известно, что при сооружении линейной части магистральных трубопроводов находят применение как дуговые, так и контактно- стыковые способы сварки. Исследования, проведенные А. В. Пуйко /6/ для трубных сталей марок 17Г1С . 17Г2СФ, 09Г2ФБ, Х-60 (Германия), Х-60 (Япония), Х-60 (Италия), дуговая сварка кольцевых стыков которых производилась по штатной технологии (электроды УОНИ 13/45 — корневой шов; электроды «Шварц ЗК» — заполняющие V-образную разделку слои), показали, что структура основного металла этих сталей подразделяется на малоперлитную, перлитную и бейнитную, в то время как структура металла шва в основном феррито-перлитная с твердостью HV= 1600-2100 МПа. Структура зоны термического влияния — доэвтектоидный феррит. Имеет место значительная химическая неоднородность по углероду, марганцу, кремнию и другим элементам. Структурная и химическая неоднородность приводит к развитой механической неоднородности. На рис. 1.4 приведено типичное распределение твердости в зоне стыков магистральных трубопроводов . При этом довольно часто механическая неоднородность является прямым следствием применяемой технологии, при

Рис. 1.4. Типичное распределение твердости в зоне

На двух сталях 18/8, содержащих, %: 00,065; Si 0,40; Мп 0,43; Сг 18,15; № 8,89 и С 0,098; Si 0,56; Мп 0,39; Сг 18; Ni 9,79, Франк [101 ] исследовал с помощью металлографического анализа распределение выделений при длительном нагреве до 550—850° С и их распознаваемость путем травления хлорной, щавелевой кислотами, царской водкой и спиртовым раствором соляной кислоты. .

обработка жидкого чугуна перед разливкой его в формы графитизирующими и стабилизирующими модификаторами, способствующими улучшению его структуры и повышению механич. св-в в результат» положит, воздействия на процессы кристаллизации. Цели М. ч. многообразны: 1) благоприятное распределение выделений пластинчатого графита; 2) придание чугуну мелкозернистого строения путем увеличения числа центров кристаллизации; 3) распад структурно-свободного цементита; 4) придание металлич. основе чугуна чисто перлитной структуры (вместо феррито-перлитной); 5) ускорение процесса отжига белого чугуна на ковкий; 6) повышение механич. св-в отбеленного чугуна.

Износостойкость серых чугунов зависит также от распределения графита. Наличие феррита в структуре чугуна и междендритное распределение выделений графита в сером чугуне снижает износостойкость отливок (табл. 2).

Легирование чугуна повышает механич. св-ва (прочность, пластичность, износостойкость) (табл. 1) путем воздействия на строение металлич. основы структуры, на форму и распределение выделений графита, а также путем раскисления (см. Чугун магниевый, Чугун износостойкий)', выравнивает твердость отливок разного сечения', увеличивает или уменьшает устойчивость (стабильность) карбидов; повышает корро-

Рис. 2. Схематичное изображение микроструктуры типичного суперсплава на никелевой основе. Показано равномерное распределение ^выделений в

казано равномерное распределение v-выделений в г _ р /-.ТИР-ГИТ*.

Чтобы обеспечить более равномерное распределение выделений внутри зерна, необходима большая пластическая деформация после отжига при температуре, близкой к температуре растворимости

Высокая прочность сплавов серии 7000 определяется в основном присутствием в их составе цинка и магния. Алюминий может содержать большие количества цинка и магния в твердом растворе при температуре под закалку (443—482 °С). При высоких скоростях закалки пересыщенный твердый раствор может быть получен при комнатной температуре. Этот раствор распадается при соответствующих режимах старения. Если при распаде во время старения достигается тонкое дисперсное распределение выделений, то имеет место значительное упрочнение этих сплавов. Типичная микроструктура такого сплава после искусственного старения на максимум прочности показана на рис. 103. Уровни прочности, которые могут быть получены, зависят от концентрации цинка и магния, как показано схематически на рис. 104. Максимальную прочность можно получить путем старения приблизительно при температуре 121°С в течение 24—48 ч (состояние Т6). Старение при более высоких температурах, например 160—177°С, приво-

Чтобы сопротивление ползучести было наилучшим, надо добиваться образования очень мелкодисперсных выделений зг'-фазы. Однако это часто вызывает нежелательные потери пластичности и длительной прочности образцов с надрезом. Обычно у большинства сплавов оптимальный размер выделений зг'-фазы— около 0,1—0,5 мкм, что обеспечивает хорошее сочетание прочности и пластичности. Для некоторых сплавов, где содержатся крупные выделения ^'-фазы, характерно бимодальное и даже тримодальное распределение выделений З^'-фазы по размерам. Крупные выделения ^'-фазы часто присутствуют в литейных сплавах; они образуются там из-за микросегрегации легирующих элементов в процессе затвердевания, и растворить их с помощью последующей термической обработки достаточно трудно. Укрупненные выделения %'-фазы образуются и в процессе многоступенчатой термической обработки—старения, которую используют и для литейных, и для деформируемых сплавов. Вклад крупных частиц "У'-фазы в сопротивление ползучести невелик, но они рассредоточивают скольжение и снижают чувствительность к надрезу.

Износостойкость серых чугунов зависит также от распределения графита. Наличие феррита в структуре чугуна и междендритное распределение выделений графита в сером чугуне снижает износостойкость отливок (табл. 2).

Легирование чугуна повышает механпч. св-ва (прочность, пластичность, износостойкость) (табл. 1) путем воздействия на строение металлич. основы структуры, на форму и распределение выделений графита, а также путем раскисления (см. Чугун магниевый, Чугун износостойкий); выравнивает твердость отливок разного сечения; увеличивает или уменьшает устойчивость (стабильность) карбидов; повышает корро-