Faisceaux en acier. Comment sont-ils formés

Le sujet de cet article est quelque peu inhabituel pour Habr. J'ai été incitée par elle à écrire un désir simple et compréhensible de rappeler qu'à une époque dans notre pays il y avait un très haut niveau de science des métaux, en particulier sa section sur l'étude des causes de la destruction des matériaux à haute résistance sous charge. Même avant d'arriver à LANIT, j'étais engagé dans des recherches sur ce sujet et je n'ai toujours pas perdu tout intérêt. Le problème de la destruction des matériaux n'est pas non plus devenu moins pertinent, c'est pourquoi j'attire votre attention sur un article sur les causes de l'apparition de délaminage dans les aciers à haute résistance.


On pensait que la destruction des matériaux, en particulier des aciers à haute résistance, se produisait presque instantanément à la charge maximale. Cependant, de nombreux cas de destruction et l'étude de leurs causes ont montré qu'une destruction catastrophique peut se développer bien avant que ce maximum ne soit atteint.

Pour la première fois, des cas massifs de telles destructions ont été enregistrés pendant la Seconde Guerre mondiale. Aux États-Unis, les transports maritimes de la série Liberty ont été produits en série pour approvisionner les forces alliées, dont la fabrication a commencé à être largement utilisée par le soudage d'éléments individuels des coques de navires (auparavant, les feuilles de coque étaient reliées par rivetage). Ces navires ont donc montré une telle caractéristique que littéralement après une ou deux traversées en mer, des fissures étendues sont apparues sur la coque, de sorte que leur poursuite de l'opération a suscité de graves préoccupations. Il y avait même des cas où les vaisseaux étaient cassés en deux lorsqu'ils étaient excités. Mais comme il y avait des compartiments hermétiques dans les coques, les moitiés sont restées à flot et ont continué à nager indépendamment (par la volonté des vents et des vagues).

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Comme il s'est avéré plus tard, la cause des fissures était le manque d'attention à des détails tels que la découpe de divers trous technologiques dans les coques (trous d'homme). Ces ouvertures ne doivent pas contenir d'angles vifs. Les angles vifs, comme les concentrateurs de contraintes dans la coque, qui se produisent alternativement lorsque la coque est au sommet de la vague ou sur les crêtes de deux vagues, contribuent au développement progressif des fissures de fatigue. Le corps soudé, contrairement au corps riveté, est un milieu continu dans lequel la fissure peut se propager sans entrave, ce qui a finalement conduit à la rupture.

De nos jours, des exemples de destruction catastrophique spontanée ont été notés sur les gazoducs, lorsque des tuyaux de grand diamètre (1220-1420 mm) en acier à haute résistance fabriqués à l'aide de la technologie de laminage contrôlé ont été utilisés pour leur construction. Le gaz dans le pipeline est pompé sous haute pression (75-100 atm).

Dans certains cas d'urgence, une propagation de fissure et une rupture de pipeline sur une très grande longueur ont été observées, qui se sont produites à une vitesse énorme, presque comme une explosion. Il est clair qu'une telle destruction entraîne des conséquences catastrophiques. La cause de ces dommages était les fissures microscopiques qui se produisent dans le tuyau en acier lorsque son étanchéité est perturbée, ce que l'on appelle la corrosion sous contrainte sous contrainte.

Il peut sembler qu'une pression de 100 atm ne présente pas de danger sérieux, car elle correspond à une charge de seulement 10 MPa, et l'acier pour tuyaux de haute qualité a une limite d'élasticité supérieure à 400 MPa. Mais en plus des contraintes statiques dues à la pression du gaz, les principaux gazoducs se distinguent des autres structures métalliques par leur énorme capacité énergétique en raison de leur longue étendue, ils manifestent les effets à grande échelle les plus prononcés de nature énergétique en raison de l'énorme approvisionnement en énergie élastique concentrée dans la tuyauterie et le gaz comprimé qui est pompé à travers le pipeline. Par exemple, dans une canalisation d'un diamètre de 1420 mm à une pression de 75 atm, la réserve spécifique d'énergie élastique dans le gaz pompé est de 51 mJ par mètre de canalisation, et dans le métal lui-même seulement 0,6 mJ / m. A titre de comparaison, dans une canalisation d'un diamètre de 1220 mm, l'apport d'énergie élastique d'un gaz à une pression de 55 atm est la moitié de celui de 26 mJ / m. Ainsi, un gazoduc à longue distance est comme un seul système fortement sollicité et se comporte comme une structure monobloc géante, soumise à un test de résistance.

Avec une charge statique prolongée et un apport accru d'énergie élastique dans le système de chargement, de nombreux matériaux, même très plastiques, sont sujets à une rupture retardée. Cette tendance est due à la localisation progressive de la déformation plastique à proximité d'une fissure microscopique et au développement ultérieur de fractures dans les volumes de matériaux les plus sollicités. Cette circonstance rend le matériau du pipeline extrêmement imprévisible en ce qui concerne le risque de destruction soudaine. Soit dit en passant, le fait que les gazoducs de diamètre accru sont plus sujets à une destruction catastrophique a été pris en compte lors de la pose des gazoducs Nord Stream 2 et Turkish Stream - le diamètre des tuyaux dans ces pipelines est de 1143 mm.

A l'étranger comme dans notre pays, de nombreuses études ont été menées, une base théorique a été développée, qui a permis d'établir les causes des dommages décrits ci-dessus et de donner des recommandations sur la prévention de tels phénomènes. Dans tous les cas, l'origine des fractures spontanées non contrôlées est le noyau de fissure, qui peut être très microscopique, se développer pendant une période assez longue et conduire finalement à une fracture presque instantanée, lorsque la fissure commence à se propager dans l'acier avec la vitesse du son.

Ci-dessous, à titre d'exemple, je donnerai l'une de ces études, qui montre à quel point il était nécessaire de se plonger dans le mécanisme de formation de la destruction incontrôlée.

Le boîtier a permis de choisir un objet de recherche très intéressant - une longue pièce en acier allié moyen d'une épaisseur de 80 mm. Plusieurs de ces pièces, lorsqu'elles ont été trempées dans l'eau après chauffage pour traitement thermique, ont formé des fissures - délaminage au milieu de l'épaisseur de la pièce. Il y avait également un seul cas de séparation complète de la pièce lors de la trempe en épaisseur sur toute la longueur, qui était accompagnée d'une fissure assourdissante, de sorte qu'au lieu d'une seule pièce, deux moitié de l'épaisseur était retirée du réservoir de trempe, ce qui n'était pas prévu par le processus technologique.

Pour l'étude, des détails ont été sélectionnés dans lesquels les fissures s'étendaient sur une longueur de 700 à 1 500 mm. Il convient de noter que la résistance à la traction de cet acier après trempe et revenu élevé est d'au moins 1300 MPa, et à l'état trempé, la résistance est encore plus élevée, par conséquent, la délamination des pièces, ainsi que la formation de telles fissures étendues, ont causé au moins la surprise.

Dans les processus technologiques modernes, le refroidissement des pièces dans l'eau après chauffage thermique ou par laminage est très largement utilisé, ce qui conduit en principe à des contraintes thermiques importantes, mais ces contraintes, comme le montrent les calculs, sont toujours inférieures à la limite d'élasticité de l'acier, dans ce cas, il semblait qu'il ne pouvait pas conduire à la destruction de la pièce.

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Matériel et méthodologie de recherche

Des faisceaux dans les blancs ont été détectés après le traitement thermique final. Ils étaient situés dans le bord inférieur de la pièce sur la longueur correspondant à la partie axiale de la tôle. Les faisceaux s'étendent sur une profondeur de un à plusieurs centimètres et, dans des cas isolés, ils peuvent conduire à une stratification complète de la pièce par épaisseur.

Des trois parties dans lesquelles des longueurs de délaminage de 780, 1000 et 1500 mm ont été trouvées le long du bord inférieur de la pièce, des échantillons de 250-300x600 mm ont été prélevés, qui étaient directement adjacents à la couche (zone axiale de la feuille), ainsi que des échantillons du bord supérieur (ci-après - bord de la feuille), qui correspondait à la surface du lingot.

Les gabarits ont été coupés à partir d'échantillons à l'aide d'une coupe abrasive, à partir de laquelle des ébauches d'échantillons ont ensuite été coupées à l'aide d'une coupe anodique-mécanique pour étudier la macro et la microstructure, les propriétés physiques et mécaniques (dans les directions transversale et verticale par rapport au plan de roulement). Des échantillons verticaux pour évaluer la ténacité et le facteur d'intensité de contrainte ont été coupés de sorte que l'encoche se trouve dans le plan de laminage dans la partie centrale de la feuille.

Une étude détaillée des propriétés mécaniques de cet acier (résistance, ténacité, ductilité) sur des échantillons découpés dans des zones adjacentes à la fissure et dans des zones exemptes de défauts n'a révélé aucun écart par rapport aux valeurs nominales correspondant à cette nuance. Par conséquent, pour identifier la tendance de l'acier à se délaminer le long de l'épaisseur de la tôle, un critère d'intensité de contrainte a été utilisé, désigné dans la mécanique de la rupture par K _1c . Ce critère a une dimension à première vue assez étrange kg / mm ^3/2 (MPa / m ^1/2 ). La signification physique de ce critère est la contrainte à laquelle la rupture se produit par séparation, en présence d'une fissure de taille critique dans le matériau. Les tests sont effectués de manière à ce qu'une fissure se développe dans un échantillon spécial en appliquant des charges cycliques, puis progressivement, en appliquant une charge de traction croissante à l'échantillon avec une fissure, la croissance de la fissure est observée et, au moment de la rupture, la valeur de contrainte est fixée.

L'échantillon pour les essais de traction excentrique est assez compliqué en configuration (pour lequel il a reçu le nom d'argot «pantalon»), et n'est pas moins difficile à fabriquer (Fig. 1). Selon GOST 25.506-85, il est appelé type 3, nous avons utilisé des échantillons d'une épaisseur de 25 mm.

Fig. 1. Échantillon pour essai de traction excentrique

Une fissure de fatigue a été appliquée sur un pulsateur TsDM-10 avec une charge supérieure de 2000-3000 et une charge inférieure de 500 kg. La fréquence de pulsation est de 750 cycles par seconde, le nombre de pulsations est de 3 à 5 000. La fissure de fatigue a été nucléée à une charge supérieure de 3 000 kg et sa croissance jusqu'à une longueur de 1,5 à 2 mm a été réalisée à une charge supérieure de 2 000 kg. Pour une observation plus pratique de la croissance d'une fissure, une encre d'impression diluée avec du kérosène a été pré-instillée dans l'encoche, qui a été absorbée dans la fissure pendant sa croissance. Les tests des échantillons ont été effectués sur une machine DU-19 (France) avec un relevé du diagramme d'ouverture force-fissure. La ténacité à la rupture a été estimée par une formule aussi simple :

K _1c = [P / (t * b ^1/2 )] * [29,6 * (l / b) ^1/2 - 185,5 * (l / b) ^3/2 + 655,7 * (l / b) ^5/2 - 1017 * (l / b) ^7/2 + 638,9 * (l / b) ^1/2 ], kg / mm 3/2

P - force de destruction de l'échantillon, kg;
t est l'épaisseur de l'échantillon, mm;
b est la largeur de l'échantillon, mm;
l est la longueur de l'encoche avec une fissure de fatigue, mm.

Macro et microstructure en acier

La stratification dans les parties étudiées est située au centre le long de l'épaisseur de la tôle, se propage en différentes parties à différentes profondeurs, sa trajectoire a un caractère étagé. Aucune trace de déformation plastique n'est détectée en haut du faisceau sur les gabarits transversaux. La macrostructure de tous les échantillons étudiés est caractérisée par une structure dense, il n'y a pas de défauts prononcés tels que des bulles de gaz, des bandes de ségrégation, des zones à structure dendritique rugueuse.

Aucune différence notable dans la microstructure dans les différentes zones n'a été notée.

Le métal se caractérise par une bande apparente (Fig.2), qui est associée à la structure dendritique du métal coulé initial dans le lingot d'acier et est caractéristique des aciers alliés laminés. Des bandes de différentes gravures sont allongées le long de la direction de laminage et diffèrent sensiblement par leur microdureté et par la teneur en éléments d'alliage. Les bandes légères contiennent une quantité accrue de molybdène, de nickel, de cuivre, de silicium et de manganèse (la détermination a été effectuée par micro-analyse aux rayons X), les sulfures HB et les oxydes de ligne y sont également concentrés et le faisceau se propage également à travers les bandes légères.

La trajectoire de la fissure a un caractère en gradins (Fig.3), il n'y a pas de zones indiquant l'occurrence d'une déformation macroplastique avant la fracture, de nombreuses zones et rainures sont observées à la surface, indiquant une nature cassante de la fracture.

Fig. 2. La structure lamellaire et l'emplacement de l'HB. x 100

Fig. 3. La nature de la trajectoire de la délamination des fissures. x 1

Contamination par des inclusions non métalliques et influence de HB sur les caractéristiques de la rupture de l'acier sous charge

Des sulfures de manganèse, en plastique, allongés le long de la direction de laminage, ont été trouvés dans les pièces en acier (Fig.4), ainsi que des oxydes complexes situés le long de la direction de laminage sous la forme de chaînes et de lignes (Fig.6).

Fig. 4. Emplacement des inclusions de sulfure. x400

La contamination par HB est typique de l'acier à foyer ouvert de la méthode de fusion. Dans la zone centrale de la feuille, l'épaisseur de contamination par les sulfures plastiques et les oxydes de lignes est légèrement plus élevée. Les sulfures et les oxydes sont sélectivement par rapport à la structure en bandes, dans les bandes où il y a une teneur accrue en Ni, Mo, Cu, Si, Mn (figure 5).

Fig. 5. L'emplacement des inclusions d'oxyde dans la structure en bandes. x400

Dans la fracture visqueuse de la cupule des spécimens à impact transversal et vertical, de nombreux HBs sont observés, principalement des sulfures, des noyaux de fissures ne sont pas détectés (Fig. 6, Fig. 7). La nature similaire de la fracture indique que la destruction a traversé les accumulations de HB.

Fig. 7. La structure de la fracture des échantillons de chocs transversaux. x800

Fig. 8. La structure de la rupture des échantillons d'impact vertical. x1600

Nous avons étudié l'effet de HB sur la nature de la déformation plastique et de la rupture en observant ces inclusions à des grossissements élevés.

Sur les spécimens verticaux, des fissures cassantes se forment aux sites des sulfures et des oxydes se produisant presque simultanément sur toutes les inclusions dans le champ de vision en l'absence de déformation plastique du métal de base (Fig.9).

La contrainte à laquelle les microfissures se forment sur les inclusions est inférieure de 10 à 15% à l'apparition de la déformation plastique du métal de base, déterminée par l'apparition de marques de glissement. Les microfissures qui se sont formées dans les sulfures initient des bandes de glissement dans le métal de base, le long desquelles la propagation des fissures augmente encore (Fig. 9-10).

Fig. 9. L'origine des fissures dans les sulfures (échantillons verticaux, déformation = 1%). x500

Sur les lignes de sulfures allongés, il est possible de faciliter la fusion de plusieurs microfissures en une seule (Fig. 11).

Dans les zones où aucun HB n'est présent, une déformation plastique locale avec formation de microfissures en bandes de glissement n'est observée que lorsque le métal a épuisé sa marge de plasticité.

Fig. 10. Bandes de glissement amorcées par une fissure de sulfure. x 500

Fig. 11. Le développement de fissures dans la lignée des sulfures. x 500

Propriétés mécaniques

Les propriétés mécaniques et plastiques de l'acier dans les directions longitudinale et transversale dans les zones étudiées des trois parties étudiées coïncident avec une probabilité de 0,95.

L'acier se caractérise par une dispersion importante des propriétés lors de leur comparaison sur des échantillons transversaux et verticaux par rapport au plan de roulement (comme on dit, les propriétés ont un coefficient d'anisotropie important). Les propriétés plastiques de la partie axiale de la feuille sont nettement inférieures à celles du bord. Lorsque l'on teste la résistance, la ductilité et la ténacité des échantillons verticaux, ces propriétés reflètent, dans une certaine mesure, la tendance de l'acier à former un délaminage.Cependant, le coefficient de corrélation calculé entre la longueur de délaminage dans les pièces et les propriétés dans le sens vertical est nettement inférieur au coefficient tabulaire à un niveau de signification de 0,8, c'est-à-dire que cette dépendance n'est pas significative.

Les résultats de la détermination de K _1c par la méthode de la tension excentrique d'échantillons transversaux de 25 mm d'épaisseur avec une encoche latérale et une fissure de fatigue (Fig.12) ont passé le test de correction selon les critères du rapport du facteur d'intensité de contrainte à la limite d'élasticité de l'acier. Avec une épaisseur d'échantillon sélectionnée de 25 mm et une longueur d'entaille avec une fissure de 28-30 mm, les échantillons transversaux ne satisfont pas non plus à ce critère (des échantillons plus grands sont requis) et les résultats de leurs tests ne peuvent être utilisés que comme approximatifs.

Pour les échantillons verticaux de tension excentrique, toutes les conditions d'essai nécessaires et suffisantes sont satisfaites et les résultats sont corrects lorsque l'épaisseur des échantillons est de 25 mm (Fig. 12).

Fig. 12. La relation du facteur d'intensité de contrainte avec la longueur des faisceaux (échantillons transversaux et verticaux pour la tension excentrique)

Le paramètre K _1c marque significativement la différence de qualité du métal de la zone axiale et du bord de la tôle au sein de la même fusion. Les intervalles pour K _1c dans l'axe et le bord de la feuille ne se chevauchent pas même avec un niveau de confiance élevé de 0,95, la valeur maximale de K _1c dans la zone axiale est inférieure à la valeur minimale de K _1c pour le bord de la feuille. Une telle différence nette de propriétés n'a pas pu être obtenue en utilisant les indicateurs de ductilité et de ténacité décrits précédemment.

Le coefficient de corrélation entre la longueur des stratifications sur les pièces et les valeurs de K _1c pour la zone axiale est de 0,89, ce qui confirme la fiabilité de la relation entre ces valeurs.

Encore plus convaincant est le paramètre combiné, qui a une dimension de longueur et est directement proportionnel à la longueur de la fissure embryonnaire, capable de se propager spontanément et spontanément à un niveau de contraintes de traction inférieur à la limite d'élasticité (Fig.13). Le coefficient de corrélation entre la longueur des faisceaux et le paramètre (K _1c / σ ₂ ) ² est de 0,94. Cela nous permet de représenter cette dépendance comme une fonction linéaire. L'extrapolation de cette fonction avec la longueur du faisceau égale à zéro donne une valeur critique à laquelle, avec une valeur supérieure, la probabilité de faisceau est également nulle. Avec une limite élastique moyenne de 1120 MPa pour la zone axiale, la valeur de K _1c , à laquelle la probabilité d'apparition de délaminage est proche de zéro, correspond à 101 MPa / m ^1/2 .

Fig. 13. La relation de l'indicateur généralisé avec la longueur des faisceaux (tension excentrique, échantillons verticaux)

La raison de l'apparition de délaminations dans les tôles d'acier est la nature fibreuse mécanique du métal, en raison du laminage de l'hétérogénéité dendritique du métal et de l'agencement en couches associé des inclusions non métalliques. Le rôle des inclusions non métalliques et d'autres particules étrangères est réduit à la concentration de contraintes près des inclusions, à la possibilité de fissuration de ces particules, à la rupture de la connexion entre les inclusions et la base en acier, et à la propagation ultérieure de la microfissure formée, qui se produit à des contraintes inférieures à la limite d'élasticité. Par la suite, la fissure se propage le long des chemins les plus faciles en grappes d'inclusions non métalliques et à l'interface acier à base de particules.

Les valeurs du critère d'intensité de contrainte trouvé montrent qu'à un niveau de contrainte de 700 à 800 MPa (malgré la limite d'élasticité de l'acier non inférieure à 1050 MPa), l'acier conserve la capacité de résister à la propagation des fissures si la taille du noyau de fissure ne dépasse pas 1,3 mm de profondeur sur la longueur 13 mm, lorsque ces indicateurs sont dépassés, l'acier est détruit. Au même niveau de contraintes survenant dans la direction transversale à la direction de laminage, l'acier étudié est capable de résister à la rupture fragile si la taille de l'encoche ne dépasse pas 2,5 mm de profondeur et 25 mm de longueur.

L'exemple ci-dessus d'étude de la résistance à la fissuration montre clairement que la rupture de l'acier en présence de discontinuités microscopiques et d'inclusions non métalliques peut se produire à des contraintes inférieures à sa limite d'élasticité, ce qui, lors du calcul de la résistance des structures sans tenir compte de cette circonstance, peut créer l'illusion de la fiabilité des matériaux dans les conditions d'exploitation.