Stål : stål med høy styrke og duktilitet for sveiste konstruksjoner 8251905729 [PDF]

Zitiervorschau

la Nasjonalbiblioteket Depotbibiioteket

A. ALMAR-NÆSS

Stål med høy styrke og duktilitet for sveiste konstruksjoner Kriterier for initiering og vekst av sprekker

GDE/j»

1984

© TAPIR FORLAG

ISBN 82-519-0572-9

FORORD Materialteknikk undervises idag mest som et integrert emne hvor både metal­ ler, plaster og keramer er med, og hvor man bruker materialstrukturen som en felles plattform til å forklare og diskutere materialenes egenskaper. Dette er også den mest rasjonelle måte å undervise på og vanskelig å komme uten­ om med det store antall materialtyper og -varianter som er på markedet idag, og med den nærmest eksplosive vekst som stadig er til stede. Ingeniørens krav til presis og fyldig informasjon om det enkelte materiale blir imidlertid ikke mindre om antallet øker, og fremfor alle gjelder dette vårt viktigste konstruk­ sjonsmateriale, stål.

Norsk engasjement på kontinentalsokkelen er blitt en voldsom utfordring til norsk ingeniørkunst, der toppkompetanse på en rekke områder er en forutsetning, og stål utgjør ett av dem. Den foreliggende bok er basert på en forelesningsserie om høyfaste stål i marine konstruksjoner som er gitt ved NTH i årene 1978-1983, og hvis hensikt har vært å gi en forholdsvis grundig innføring i sveisbare, høyfaste konstruksjonsstål. I den undervisning som vanligvis blir gitt for konstruktøren, blir dette emne raskt passert, fordi de mer interessante sider av stålmetallurgien er knyttet til a-y transforma­ sjonen og varmebehandling. Boken gjennomgår det fysikalsk-metallurgiske grunnlag for konstruksjonsstål med stor styrke og duktilitet, med vekt på virkningene av legeringselementer og følgeelementer. Et kapitel behandler tofasestål som er et nytt og interessant medlem av stålfamilien. Kriterier for initiering og vekst av sprekker er diskutert i to kapitler. Det er ikke en bok om valg av stål til forskjellige formål, men mekaniske egenskaper og anvendelser er forklart for de forskjellige kategorier av stål. Boken forutsetter at leseren har et elementært grunnlag i materiallære. Jeg vil gjerne takke Tapir forlag for velvillig innstilling til å forlegge en bok som bare kan ventes å selge i et begrenset antall eksemplarer, og min kone som har maskinskrevet og rettet manuskriptet og tekstet alle tegninger. Jeg vil også takke annonsørene for gode faglige bidrag og for deres hjelp til å holde prisen på boken nede. Trondheim, januar 1984.

A. Almar-Næss

INNHOLD 1. UTVIKLING AV STÅL EFTER BESSEMER.................................. 1.1 Historisk bakgrunn........................................................................ 1.2 Styrke og duktilitet........................................................................ 1.3 Sprøtt brudd i stålkonstruksjoner................................................ 1.4 Bruddteorier................................................................................... 1.5 Bruddforplantning og bruddstans................................................ 1.6 Stålprosesser................................................................................... 1.7 Utmatning........................................................................................ 1.8 Tendenser i den videre utvikling.................................................. Referanser........................................................................................

1-1 1-1 1-4 1-9 1-16 1-18 1-22 1-25 1-31 1-34

2. VIRKNINGER AV OPPLØST KARBON OG NITROGEN I FERRITT...................................................................................... 2-1 2.1 Mellomromsposisjoner (interstisielleposisjoner) og løselighet. . 2-1 2.2 Diffusivitet...................................................................................... 2-4 2.3 Markert flytegrense i stål............................................................... 2-6 2.4 Deformasjonselding i lavkarbonstål.............................................. 2-8 2.5 Blåsprøhet........................................................................................ 2-12 2.6 Bråkjølingselding............................................................................. 2-13 2.7 Komgrensecementitt i karbonfattigestål...................................... 2-15 Referanser........................................................................................ 2-16

3. HØYFASTE FERRITT-PERLITT STÅL............................................ 3.1 Ferrittkomstørrelsens betydning forflytegrense og sprekkinitiering............................................................................... Flytegrense............................................................................... Sprekkinitiering......................................................................... 3.2 Struktur og egenskaper i høyfaste konstruksjonsstål med ferritt-perlitt struktur.................................................................... Flytegrense............................................................................... Omslagstemperatur.................................................................. Styrke-omslagstemperatur vektorer........................................ 3.3 Kontroll av ferrittkomstørrelsen vedhjelp av utfelte partikler . . 3.4 Utfelling i austenitt........................................................................ 3.5 Kontrollert valsing.......................................................................... 3.6 . Båndstruktur..................................................................................

3-1

3-1 3-1 3-5 3-7 3-7 3-9 3-13 3-14 3-18 3-24 3-28

VIII

Utfellingsstyrking (partikkelstyrking)......................................... Generelt................................................................................... Dislokasjonslære..................................................................... Beregning av utfellingsstyrking............................................. Virkning av utfellingsstyrking på omslagstemperaturen. . . . Utfelling i kommersielle stål.................................................. Inneslutninger................................................................................ Type inneslutninger................................................................. Virkning på omslagstemperaturen ......................................... Virkning på duktilitet og øvre platåverdi.............................. Utrivningsbrudd..................................................................... Utmatning................................................................................ Teoretisk modell for inneslutningenes virkning på duktiliteten.............................................................................. Kontroll av inneslutninger...................................................... Referanser.......................................................................................

3-49 3-55 3-58

4. LEGERINGSELEMENTER OG STRUKTUR I BAINITTSTÅL. . 4.1 Legering og varmebehandling...................................................... 4.2 Forholdet mellom struktur og egenskaper.................................. Flytegrense.............................................................................. Omslagstemperatur................................................................. Samlet vurdering av flytegrenseog omslagstemperatur .... 4.3 Kommersielle stål med bainittiskstruktur................................... Referanser.......................................................................................

4-1 4-1 4-6 4-6 4-9 4-10 4-11 4-11

5. STÅL FOR OLJE- OG GASSLEDNINGER................................... 5.1 Utviklingstendenser....................................................................... 5.2 Valseprodukter............................................................................. Grovplater................................................................................ Sømløse rør.............................................................................. Bånd (strips)............................................................................ 5.3 Egenskaper.................................................................................... Flytegrense.............................................................................. Strekkfasthet............................................................................ Bruddmotstand....................................................................... Sveisbarhet.............................................................................. 5.4 Legeringselementer....................................................................... 5.5 Kontroll med inneslutninger........................................................ Svovelmengden....................................................................... Tendensen til ujevn fordelingog bånddannelse..................... 5.6 Ståltyper...................................................................................... • a) Ferritt-perlitt stål.............................................................. b) Ferritt-perlitt stål med små mengder bainitt og/eller martensitt......................................................................

5-1 5-1 5-2 5-2 5-4 5-4 5-5 5-5 5-5 5-6 5-6 5-7 5-8 5-8 5-10 5-13 5-15

3.7

3.8

3-29 3-29 3-32 3-34 3-37 3-39 3-43 3-43 3-44 3-44 3-48 3-49

5-18

IX

c) Stål med struktur av polygonal ferritt og en større andel av lavkarbon bainitt og/eller mindre mengde av martensitt-austenitt (MA) øer.................................................. 5-19 d) Seigherdet stål.................................................................... 5-22 Referanser......................................................................................... 5-23

6.

TOFASE STÅL I VARM- OG KALDVALSEDETYNNPLATER. . 6.1 Innledning........................................................................................ 6.2 Sammensetning og fremstilling..................................................... 6.3 Struktur og egenskaper.................................................................. 6.4 Varmvalsede tofasestål.................................................................. 6.5 Anvendelse...................................................................................... Referanser.........................................................................................

6-1 6-1 6-2 6-4 6-10 6-12 6-14

7.

SPRØBRUDDSIKKERHET .................................................................. 7.1 Konstruksjonsfilosofi .................................................................... 7.2 Slagseighetsprøving......................................................................... 7.3 Bruddmekanisk (lineærelastisk) prøving..................................... 7.4 CTOD (Crack Tip Opening Displacement)prøving..................... 7.5 Konstruksjonskurven...................................................................... 7.6 Bestemmelse av CTODq................................................................ 7.7 Eksperimentell verifikasjon av konstruksjonskurven................. 7.8 Korrelasjon mellom Charpy slagseighetsprøvingog brudd­ mekanisk prøving Referanser........................................................................................

7-1 7-1 7-2 7-3 7-5 7-8 7-11 7-13

8.

7-18 7-21

KRITERIER FOR INITIERING OGFORPLANTNING AV BRUDD I OLJE- OG GASSROR..................................................... 8-1 8.1 Bruddtyper...................................................................................... 8-1 8.2 Kriterier for initiering av brudd..................................................... 8-1 Omslagstemperatur.................................................................. 8-1 Elastisk-plastisk initiering....................................................... 8-2 Duktil initiering fra gjennomgående sprekker...................... 8-5 Duktil initiering fra overflatesprekker................................... 8-7 Korrosjonsskader....................................................................... 8-10 Initiering fra mekanisk påførte skader................................... 8-12 8.3 Kriterier for bruddstans i gassledninger....................................... 8-15 Sprø brudd............................................................................... 8-15 Duktile brudd........................................................................... 8-18 Battelle modellen for stans av duktile brudd........................ 8-22 Tilpasning av Battelle modellen til kontrollert valset stål og til nedkjølt gass.................................................................... 8-26 Referanser........................................................................................ 8-35

1. UTVIKLING AV STÅL EFTER BESSEMER

1.1 HISTORISK BAKGRUNN

Moderne stål begynner med Bessemer. Bessemers oppfinnelse som ble frem­ lagt på et møte i British Association for the Advancement of Science i 1856 /!/, danner et skille i stålkunstens 5000-årige historie, idet alt stål før 1856 ble fremstilt i fast fase, mens Bessemer kunne tappe stålet fra konverteren i flytende tilstand. Vi fikk betegnelsen flussjern eller flusstål for det nye stål, og sveisjern eller sveisstål ble et samlenavn for stål fremstilt efter de gamle metoder. Bessemer hverken eide eller var tilknyttet noe stålverk på den tid han gjorde sin oppfinnelse. Men blant hans mange interesser var også treffsikre pro­ sjektiler, og Bessemer konstruerte et roterende prosjektil beregnet til utskyt­ ing fra glattborede støpejernkanoner. Dette var i Krimkrigens dager, og det ble Napoleon III som ga Bessemer frie hender til en vellykket videreutvikling av prosjektilet. Men da ble det også klart at de gamle støpejernkanoner så langt fra var sterke nok til den påkjenning de nå ble utsatt for. Sterke nok var de forøvrig heller ikke tidligere. Det var vel kjent at mannskapet på tidens krigs­ skip fryktet egne kanoner like meget som fiendens. Hos Bessemer ga dette støtet til tanken om støpte kanoner av stål, hvilket innebar at forholdsvis store stålmengder måtte leveres i flytende tilstand. Før Bessemer var stålproduksjonen i verden ganske beskjeden. Med våre øyne var den urimelig tungvindt og kostbar, og stål ble hovedsakelig brukt til våpen og verktøy. Utgangsmaterialet var sveisjern, fremstilt ved oksydering av rå­ jern med forbrenningsgasser av kull med stort luftoverskudd, fig. 1.1. Ovnen ble beskikket med ca. 200 kg råjern som først smeltet, men som størknet igjen efter hvert som karbon ble oksydert bort og smeltepunktet steg. Dette innebar at jemluppen stadig måtte brytes opp fra herden, vendes og deles, slik at reduksjonen kunne skje over hele volumet. Det var først og fremst en arbeidskrevende operasjon, dessuten en operasjon som måtte drives til heni-

1-2

Fig. 1-1. Typisk puddelovn fra Wales i England. Man ser herden hvor jernet ble smeltet, fersket og pudlet, i midten av ovnen. Ildstedet er til venstre, og forbrenningsgassene stryker over herden. Hvelvet over herden kaster strålevarme ned mot jernet /2/.

mot termodynamisk likevekt, da det i motsatt fall ble for stor variasjon av karboninnholdet i luppen. I praksis var det ferdige jern nærmest karbonfritt med C < 0,05%. Et annet karakteristisk trekk var det store innhold av slagg. Arbeidskrevende og energisløsende — likevel hadde puddelprosessen nådd en høy grad av fullkommenhet omkring 1850. I 1860 var det hele 3400 ovner i drift i England, med en samlet årlig produksjon på 1,6 millioner tonn, hvilket utgjorde omtrent halvparten av verdensproduksjonen /2/. Forbruket var for­ delt på industribygninger, jernbaneskinner, kjelstål, dampmaskiner, spiker og nagler og tråd, og i begynnende fase broer og skip. Eiffeltåmet ble bygget av 7300 tonn sveisjem i 1889 /3/.

1-3

Bare en liten del av sveisjernproduksjonen, ca. 50 000 årstonn i England i 1855, var råmateriale for fremstilling av stål. At bruken av stål var så begrenset, er lett å forstå når man kjenner den arbeids- og energikrevende prosess som lå til grunn. Sveisjernet, i form av utvalsede flate stenger på ca. 2 m lengde, ble innpakket i trekull og glødet i ovn ved 950-1000°C i 6-10 dager. Pro­ duktet som ble kalt blisterstål eller blemmestål på norsk, var langt fra homo­ gent i karboninnhold. For mer kritiske anvendelser måtte det gjennomgå en oppsmelting i små digler, og ble så levert i blokker på ca. 10 kg.

Det var denne prosess Bessemer satte seg som mål å forenkle og dermed gi stålet et større marked, bl.a. i kanoner og andre anvendelser hvor det krevdes store stålenheter. At dette også ga støtet til en nedbygging og senere avvikling av produksjonen av sveisjern, var ikke tilsiktet. Efter tidens krav var sveisjern et godt materiale og ikke urimelig kostbart.

I betraktning av all den uvitenhet av grunnleggende art som var til stede i jern- og stålindustrien på den tid og som ble delt ikke minst av Bessemer selv, må man i eftertid forundres over at det nye flusstål slo så raskt igjennom og fortrengte sveisjernet som var basert på årtuseners tradisjon. Et tilbake­ slag kom efter få år og skyldtes at bessemerprosessen ikke egnet seg for fosforholdig råjern. Den måtte derfor drives med råjern fra fosforfattig malm inn­ til 1876-77 da Thomas og hans fetter Gilchrist viste at fosforet kunne fjernes ved å bytte ut silikatforingen i konverteren med en foring av magnesitt eller dolomitt og tilføre slagg av kalksten. I mellomtiden var også siemens-martinprosessen utviklet, og fra omkring 1880 var flusstålproduksjonen vel etablert. Figur 1.2 viser produksjonstallene i Tyskland fra 1880 frem til 1930 /4/. Fra 1850 gikk en stor mengde sveisjern til jernbaneskinner, og de gamle fabri­ kanter holdt lenge på dette marked, til tross for at det snart ble klart at skin­ ner av flusstål hadde større slitasjemotstand. USA spesielt hadde et voldsomt forbruk, og jernbaneselskapene foretrakk lenge sveisjern fordi skinnene kunne rettes ut efter avsporinger /l/. Sveisjernet beholdt et mindre marked helt frem til 1930, men det kostbare blisterstål kunne ikke konkurrere. De vel etablerte stålhus i Sheffield hadde bare latter til overs for Bessemer da han mente å kunne omdanne råjern til stål i løpet av 30 minutter, men knappe 20 år senere var det lite igjen av den 5000 år gamle industri.

Tyskland overtok som verdens ledende stålnasjon fra 1880-årene efter Eng-

1-4

Fig. 1-2. Produksjon av stål i Tyskland i perioden 1880-1930 /4/.

land, ikke minst påskyndet av fredsslutningen i 1871 med Frankrike da Tyskland annekterte det malmrike Lorraine. Freden gjenspeiler en interessant metallurgisk realitet, idet Frankrike fikk beholde Briey-bekkenet like syd for den nye grense, uten tvil fordi Bismarck var informert om at malmen der var fosforrik og derfor av liten interesse for stålindustrien. Bismarcks mening var å lamme den franske stålindustri som var i rask vekst sammen med den tyske. Men mindre enn 10 år senere ble fosforproblemet løst ved Thomas’ oppfinnelse av basisk foring, og Briey-bekkenet ble mere verdifullt enn hele det område Tyskland hadde annektert /5/. 1.2 STYRKE OG DUKTILTTET

La oss springe 100 år frem til vår egen tid. Verdensproduksjonen av stål er steget fra 20 millioner tonn i 1900 til 800 millioner i 1980, fig. 1.3 /6/. Vi avleser en markant økning ved inngangen til den annen verdenskrig, og gradienten er konstant helt frem til vår egen tid. Sammenlignet med andre varer, fig. 1.4 /6/, holdt stålprisen seg bemerkelsesverdig lav efter den annen verdens-

1-5

Fig. 1-3. Global produksjon av stål, metaller og plast frem til 1980 /6/.

Fig. 1-4. Indeksprisen på stål og noen andre viktige varer i perioden 1953-73.

1-6

krig frem til slutten av 1960-tallet, først og fremst fremkalt av en nesten kontinuerlig økning av produksjonsenhetene, dernest av at de mest utviklede av utviklingslandene bygget opp en moderne stålindustri. I den neste dekade frem mot 1980 steg prisene i takt med andre varer. Det var lite å vinne på fortsatt økning av produksjonsenhetene, utviklingslandene kom efter i arbeids­ lønner, og stålindustrien ble naturligvis sterkt rammet av energikrisen. De spesielle forhold i stålindustrien i Vesten i dag har først og fremst forbindelse med stagnasjonen i den industri som forbruker stål, dernest med at utviklings­ landene er blitt en meget merkbar konkurrent.

Hva har så skjedd når det gjelder stålets egenskaper som konstruksjonsmate­ riale, karakterisert ved flytegrense og seighet? For den gruppe som vanligvis betegnes finkomstål, og som nå blir benyttet til bygningskonstruksjoner på land og på sokkelen, i skip, i lagertanker og i prosessutstyr, og hvor karboninnholdet er begrenset til 0,23%, kan flytegrense og omslagstemperatur skrives som en sum av mer eller mindre uavhengige ledd /7/. Omslagstemperaturen er knyttet til slagseighetsprøven og er temperaturen som svarer til en bruddenergi på 27,5 J i et 10x8 mm2 tverrsnitt, fig. 1.5. Noen ganger brukes også kriteriet for 50% duktilt brudd. Re (MPa) = 88 + 37 (% Mn) + 83 (% Si) +2918 (% Noppl)

+ 15,1 (d~1/2) +ARu ITT (°C) = -19 + 44 (% Si) + 700 (% NQppl)1/2 +2,2 (% perlitt) -15,1 (d-1/2) + 0,3 • ARy

Strukturen i slike stål er ferritt med opp til 25% perlitt, fig. 1.6. Perlitten er det strukturelement som inneholder karbon, og det er interessant og van­ ligvis ikke erkjent, at perlittmengden ikke virker inn på flytegrensen. De første tre ledd efter konstantleddet angir virkningen av mangan, silisium og nitrogen som er oppløst i ferritten, mens det neste ledd er knyttet til kornstørrelsen av ferritten. Det sees av fig. 3.5 at en fin ferrittstruktur gir et be­ tydelig bidrag til flytegrensen.

Den vanligste mellomkrigskvalitet av bygningsstål var St37, som fremdeles finnes som St37—1. Stålet er ulegert med ubetydelig og uspesifisert innhold av mangan og silisium og med et karboninnhold på ca. 0,2%. Garantert flyte­ grense er på 235 MPa som kan sammenlignes med 400 MPa for et moderne

slagseighet

J

1-7

Fig. 1-5. Slagseigheten avhengig av temperaturen for et karbonstål med grov ferrittstruktur og et karbon-manganstål med finere struktur. Omslagstemperaturen i de to stål differerer med omtrent 40°C.

Fig. 1-6. Ferritt-perlitt stål med 25% perlitt (mørk). Båndstrukturen skyldes mangan-karbonseigringer som presses ut i bånd under valsingen. 100X.

1-8

finkornstål. St37 var også den mest brukte fasthetsklasse for profiler og plater så langt tilbake som år 1900, da flusstål for alvor slo igjennom som materiale i skip, broer og store bygninger. Vi kan altså slå fast at styrken av alminnelige konstruksjonsstål forandret seg lite fra flusstålprosessen ble etablert og begynnerproblemene var ryddet av veien, og frem til omkring midten av 50-årene. Det var i 1953 at Hall-Petch la frem sine grunnleggende arbeider om komstørrelsens betydning /8/ som senere ble fulgt opp av stål­ industrien. Fra begynnelsen av 1960-årene har finkornstålene med øket flyte­ grense erobret stadig større andeler av stålmarkedet. Sammenligningen med ståltyper før annen verdenskrig er ikke helt rettferdig, fordi man tidligere baserte seg på strekkfastheten ved dimensjoneringen. Det var derfor lite incitament tilstede hos stålprodusentene for å heve flyte­ grensen, og ferrittstrukturen virker meget svakere på strekkfastheten enn på flytegrensen. Overgangen til flytegrensen som dimensjoneringskriterium på 1950-tallet ble derfor en avgjørende drivkraft for utvikling av de nye stål­ typer.

Komstørrelsens virkning er nærmere behandlet i kapitel 3. Her skal vi bare slå fast at atomplanglidning har visse vanskeligheter med å passere korngrenser, og at hver grense representerer et hinder som må overvinnes. Vi kan derfor oppfatte stålet som et nettverk i rommet hvor nettverksflatene er de egentlige bærere av styrken. Moderne dislokasjonslære gir et godt belegg for denne modell.

Nå er det jo ikke så at høyfaste konstruksjonsstål var ukjente før 1960. Alle­ rede i 1907 ble store deler av skroget til den første Mauretania bygget av stål med en flytegrense på 360 MPa, og et tilsvarende stål ble brukt i Sydney Bridge i 1932. Det engelske Admiralitet innførte et høyfast stål av samme type i 1920 /9/. Men disse stål fikk sin styrke fra et øket innhold av perlitt som kunne nærme seg 40%, svarende til 0,35% karbon. De var ikke sveisbare og kunne ikke kaldbøyes. Det er ikke rapportert at det høye karboninnhold førte til problemer i anvendelsene ovenfor, men det er utenkelig i dag å bruke slike stål i sveiste konstruksjoner. En fin ferrittstruktur derimot inne­ bærer ingen økning av perlittmengden og er en styrke både for sveisbarhet og kaldforming. En fm ferrittstruktur gir også en betydelig bedring i slagseigheten, hvilket kommer til uttrykk som en senkning av omslagstemperaturen. Jeg kommer

1-9

tilbake til betydningen av omslagstemperaturen senere, og nøyer meg her med å konstatere at den uttrykker konstruksjonens sikkerhet overfor sprø brudd, og at materialets styrke alltid må vurderes sammen med slagseigheten. Det er et faktum at en nedsatt flytegrense kan kompenseres med større di­ mensjoner, men det finnes ingen kjente fremgangsmåter å tilpasse et stål med for lav slagseighet, i hvert fall ikke så lenge det dreier seg om alminnelige maskin- og bygningskonstruksjoner. Fig. 3-7 viser hvorledes de forskjellige ledd i ligningen for omslagstemperaturen virker. Både perlitt og oppløst nitro­ gen gir en betydelig økning, som imidlertid mer enn balanseres av en fin ferrittstruktur.

Gjennom kornstrukturen har vi derfor et middel til å øke både styrke og slagseighet, noe stålmetallurgene mente ikke var mulig helt opp til den annen verdenskrig. 1 praksis kan kornstørrelsen drives ned mot 5 pm svarende til d-1'“ lik 14. Men vesentlig lavere verdier er oppnådd i laboratoriet, og dette er interessant når man vurderer hvilke potensielle muligheter som foreligger for en ytter­ ligere økning av styrken. Flytegrensen kan imidlertid heves videre ved utfellingsstyrking. Det dreier seg om utfelling av et stort antall meget små partikler innenfor hvert ferrittkorn som motvirker atomplanglidning på lignende måte som korngrenser. Det er noen hundretusen partikler innenfor hvert korn, men partiklene er små og den samlede andel kan holdes under 0,1%. Selv om partiklene er for­ bindelser av kostbare metaller som niob og vanadium, er legeringsomkostningene relativt små, og virkningen på sveisbarheten er ikke betydelig. Ut­ fellingsstyrking hever imidlertid omslagstemperaturen med omkring 1/3°C pr. vunnet styrke i MPa. Den blir derfor brukt med forsiktighet og kan ut­ gjøre et styrketillegg på omkring 50 MPa. Vi er da kommet opp i en flyte­ grense på 450 MPa, og en omslagstemperatur på omkring -30°C.

1.3 SPROTT BRUDD I STÅLKONSTRUKSJONER Dette er et passende tidspunkt til å si noe mer om den sprø oppførsel man kan registrere i stålkonstruksjoner, selv om stålet er duktilt i strekkprøven.

Sprø brudd av denne type ble registrert allerede omkring 1850. Nathaniel

1-10 Barnaby /10/ diskuterer slike tilfeller i the Journal of the British Iron and Steel Institute i 1879, og sier ”at det under det siste uvær i Chatham ble registrert flere tilfeller av brudd i Bessemer stenger”. I en senere diskusjon ved instituttet sier Kirk ”at stålplater splittes opp når de kastes ned i kaldt vær”, og ”at slike plater besto alle admiralitetets prøver”. I samme år, desember 1879 /3/, falt en jernbanebro over River Tay i Scotland sammen da et tog krysset broen. Ulykken krevet 87 liv. Broen var bygget på støpejernsøyler og med bjelker av sveisjern. Den primære årsak til ulykken var svikt i søylene. I Amerika ble det rapportert brudd i et vanntårn og i en gasstank, begge tilfeller før år 1900. Det pekes på at materialet i platene er sprøtt og at brudd­ flatene har grove krystallflater.

Det er ikke åpenbart at alle disse og andre tilfeller var det vi i dag forstår med sprøtt brudd. Det alminnelige beregningsgrunnlag for dimensjonering av stålkonstruksjoner var først ferdig omkring 1880, og en må anta at det tok adskillig tid før de ble kjent og forstått. For høye nominelle spenninger var derfor sannsynligste årsak til mange sammenbrudd. For dette taler også de mange kjelsprengninger man hadde både før og efter at flusstål ble tatt i bruk. I England ble nesten 2000 slike ulykker rapportert i årene opp til 1866, og de fortsatte med en frekvens av ca. 50 pr. år inntil 1882 da the Boyler Explosion Act ble satt i kraft /10/. Kjelplater er mer enn 100°C når de be­ lastes og kan ikke lide sprøbrudd.

Et moment peker imidlertid klart mot sprøbrudd, nemlig de mange be­ skrivelser av radielle sprekker i naglehull, og verkstedenes erfaringer at slike sprekker oppsto når hullene ble lokket i kaldt vær. Man innarbeidet derfor den praksis å forvarme platene før de gikk i lokkemaskinen. I min praksis­ tid i 1936 ble fremdeles denne fremgangsmåte benyttet, hvilket tyder på at platene ikke var blitt nevneverdig bedre i løpet av 30 år. Sprekker i nagle­ hull var naturligvis utgangspunkter for sprø brudd, både ved høye og lave spenninger. Efter 1900 økte sprøbruddulykkene og rammet særlig lagertanker og broer og skip i stigende grad. Mange av dem var store katastofer og krevde mange liv. Et ganske merkverdig tilfelle var sprengningen av en melassetank i Boston i 1919. 2 millioner gallon melasse rant ut og 12 personer og et ukjent antall

1-11 hester druknet. 40 personer ble skadet. Det ble rettssak, tekniske under­ søkelser ble foretatt av begge parter, og dommeren konkluderte oppgitt ved avslutningen at det eneste som syntes bevist var at halvparten av alle de tek­ niske eksperter tok feil. Hvilken part visste han ikke /ll/. Det ble imidlertid klart at spenningen i plateskjøtene på steder lå tett opp til strekkfastheten i materialet.

Det er også interessant lesning at det engelske passasjerskip Majestic fikk en alvorlig sprekk mens det var i fart i Atlanterhavet med fullt passasjertall. Det tjener White Star linjen til liten heder at den brøt med grunnfestede regler og skar ut åpninger i dekkene for å gi plass til en elevator. En sprekk sprang ut fra en av disse åpninger og løp mange meter før den stanset i en ventilåpning. Dette var i 1928, og ved en merkverdig tilfeldighet hendte det samme med det amerikanske passasjerskip Leviathan på samme tid. Det var den gang slikt kunne skje uten store avisoverskrifter og uten at passa­ sjerene var informert. Uhellene fortsatte opp gjennom årene, med skadeundersøkelser og rettssaker, men man fikk ikke tak i problemet. Dette til tross for at det med nutidens øyne forelå fornuftige prøvemetoder, og at materialprøveanstaltene forlengst var etablert i industrilandene. Dette skjedde allerede i 1870-årene, og den første internasjonale materialprøvingskongress i Munchen i 1884 samlet hele 79 deltakere /12/.

Skårprøver med visuell bedømmelse av bruddflaten var i bruk allerede på 1700-tallet. Efter 1850 arbeidet flere kjente navn med å utvikle kvantifiserte kriterier, blant disse var Tetmajer og Le Chatelier /13/. Dette var i Bessemerstålets første år, og mange resultater fra den gang viste at sveisjern var ”bedre” en flusstål, selv om kvalitetskriteriene ofte var uklare. Det ble amerikaneren S.B. Russel som i 1897 først foreslo den prøve og den maskin som satte mo­ dellen for bruddprøving i fremtiden. Skårprøven var en bøyeprøve som ble slått av med et enkelt slag av en pendelhammer, og seighetskriteriet var den absorberte energi i bruddflaten som ble avlest som differansen mellom pen­ delens potensielle energi før og efter slaget. Dette prinsipp ble videreutviklet av franskmannen G. Charpy og englenderen E.G. Izod i årene fra 1901 og fremover, til de metoder vi i dag kjenner som Charpy og Izodprøving, fig. 1-7. Men skårslagprøvene ble møtt med stor skepsis, og fra stålindustriens side med utpreget motvilje, og ble ikke godtatt som avtakerprøve før i siste halvdel

1-12

av 1950-årene og stadig under stor nølen. Vi registrerer her det motsetnings­ forhold som formodentlig alltid har eksistert mellom stålprodusent og stålforbruker, i hvert fall siden flusstålet kom i alminnelig bruk i 1880-årene, og hvor produsenten har bestemt. Stålet ble levert på produsentenes pre­ misser, og først efter de deprimerende erfaringer med sveiste skip under den annen verdenskrig og det påfølgende forskningsarbeid, ble det mulig å få stålverkene i tale.

Nå må ikke dette nødvendigvis tolkes som arroganse hos stålverkene. Situa­ sjonen var mer et resultat av alminnelig uvitenhet om materialegenskaper og egenskapskriterier både hos produsenter og forbrukere. Tross de store vitenskapelige gevinster i kjemien som fulgte Lavoisier og Dalton fra slutten av 1700-tallet, var fysikalsk metallurgi som eget fag bare i sin aller første fase omkring år 1900. Man kunne lage stål, men man visste svært lite om sammen­ hengen mellom stålets egenskaper som konstruksjonsmateriale og hva som

1-13 forårsaket disse egenskaper. Og med referanse til Charpy prøving ble det snart klart at man ikke visste hva Charpy kriteriet egentlig betydde i konstruksjonssammenheng. Charpy angav slagseigheten i spesifikke enheter, altså som absorbert energi pr. bruddflateenhet. Konstruktørene oppfattet dette som en materialegenskap på linje med strekkfastheten, og slik at man kunne sette klare akseptkriterier for å sikre seg mot brudd. Men efter hvert ble det jo klart at slagseigheten var avhengig av prøvestykkets dimensjoner, av hvor nøyaktig skåret var fremstilt, av prøvetemperaturen, og at det innenfor samme materiale og prøvebetingelser var stor spredning i verdiene. Det lyktes ikke å finne ut av dette problemkompleks, og det er ganske forståelig siden bruddinitiering og bruddforplantning fremdeles, 80 år senere, har mange uklare sider. Resultatet var at skårslagprøving ble satt til side som avtakerprøve, men ble brukt for verktøystål, legerte stål og senere aluminiumlegeringer som et ledd i prosesskontrollen ved varmebehandling. Men da buesveisingen for alvor slo igjennom som sammenføyningsmetode i stedet for klinking i skip og bygningskonstruksjoner i årene 1930-35, regis­ trerte man en markant økning av antall sprøbrudd. De mest omtalte er brud­ dene i de tre broer over Albert-kanalen i Belgia i årene 1938-1940. Bruddene opptrådte på flere steder, hovedsakelig i den nedre platebærer av St52 stål med tykkelser opp til 55 mm, fig. 1-8 /14/. Stålet var utettet, høyt i mangan og med karbon omkring 0,3%, hvilket var en vanlig sammensetning for den tids St52. Det er interessant i dag å studere skaderapportene. I det store og hele trekkes den konklusjon at både materialer og sveiser er tilfredsstillende, og det som ikke er tilfredsstillende, har ingen ting å gjøre med ulykkene. Man er lite villig til å innrømme noe som kan tolkes som feil, og som kan gi grunnlag for erstatning. Dette er forhold vi fremdeles strir med, og det er beklagelig fordi de fører til at de egentlige årsaker til ulykker tilsløres. Det bør være mulig å innrømme at en ulykke kunne ha vært unngått hvis et annet stål hadde vært benyttet uten å skulle risikere erstatning og ærekrenk­ else. I de foreliggende tilfeller må det ha vært åpenbart at stålet ikke har vært godt nok. Med det høye karbon- og manganinnhold måtte det oppstå sprekker i sveisesonen, likevel trakk man den slutning at sveisbarheten ikke var noen avgjørende faktor. Alle tykke plater viste meget lav slagseighet, men dette ble ikke tillagt vesentlig betydning.

Skriften på veggen var naturligvis klar for fagfolkene:

Den raske avkjøling i sveisesonen med herdetilbøyelighet måtte motvirkes av stål med lavere karboninnhold, og lokale svingninger i innholdet av karbon

1-14

Fig. 1-8. Sveiste broer over Albert kanal i Belgia med spennvidder mellom 49 og 74 m. Sprekkene (bruddene) er merket //og opptrådte hoved­ sakelig i nedre platebærer som til dels var utformet som lukket kasseprofil, til dels som H-bjelke /14/.

og mangan måtte unngås. Og til tross for alle uklarheter omkring slagseighetsprøven: Det måtte være en nedre grense for slagseigheten. Men nå var man allerede midt inne i den annen verdenskrig, det var mangel på stål, og England-USA måtte måle risikoen av sprøbrudd i noen skip mot å tape krigen. Det ble bygget ca. 2500 Liberty skip, 500 T2 tankere og 400 Victory skip, og på disse 3400 skip ble det registrert 250 tilfeller av brudd av så alvorlig karakter at skipene enten gikk tapt eller kom i alvorlig fare, og hele 1200 skip hadde sprekker i dekk eller hud som ble oppfattet som en potensiell fare for forlis /14/. Dette var tall som ikke kunne neglisjeres. Man satt for første gang med et enormt erfaringsmateriale av brudd i sveiste skip, og det ble bearbeidet av en undersøkelseskommisjon oppnevnt av Secretary of the US Navy. British Admirality foretok parallelle undersøkelser. Alle som har vært med på skadeundersøkelser, vet hvilket detektivarbeid som kreves for å avdekke alle forhold av betydning. I de foreliggende tilfeller hadde man skip med sprekker, men mange skip var gått tapt, og de data som forelå om sprekkenes utvikling, var høyst mangelfulle. Professor Gordon /16/ forteller at kokken på et skip ble forskrekket da han en dag kom inn i byssa og fant en stor sprekk midt i dørken. Kokken ropte på stuerten, stuer­ ten sendte bud på styrmannen som i sin tur bad kapteinen komme. Kapteinen klappet kokken på skulderen, ba om sin frokost og fortalte at en slik sprekk ikke hadde noen betydning.

Men kokken var ikke beroliget. Han skaffet seg maling og pensel, merket en­

1-15

den på sprekken og førte på dato. Neste gang skipet kom i dårlig vær, gikk sprekken litt videre, og kokken malte et nytt merke og en ny dato. Han var en samvittighetsfull kar og gjorde dette mange ganger.

Da skipet til slutt brakk i to, hendte det seg slik at den halvpart som ble reddet og tauet i land, var den del hvor kokken hadde malt sine merker og datoer. Disse kunne sammenholdes med bestikk og værrapporter og var og er fremdeles den beste dokumentasjon som finnes av hvorledes en stor underkritisk sprekk forplanter seg. Det er nettopp en slik historie som retter opp­ merksomheten mot fordelene ved prøving av elementer i full skala, hvor man kan ha kontroll med alle forhold som kan være av betydning. Ved skadeundersøkelsen som fulgte sprøbruddene i handelsskipene under krigen, delte man alle plater i tre kategorier: 1. plater hvor sprekker ble initiert 2. plater som sprekkene løp gjennom 3. plater hvor sprekkene stanset

En viktig erkjennelse av undersøkelsen var at bare 10% av samtlige sprekker var initiert i plater med større slagseighet enn 10 ft-lb målt med Charpy prøven. Med utgangspunkt i denne verdi og tilpasset balanserte stål som kom i bruk i skip efter krigen, kom man frem til at det burde kreves en slagseighet på min. 20 ft-lb eller 27,5 J ved laveste driftstemperatur i alle stålkonstruk­ sjoner med nominell spenning større enn 1/4 av flytegrensen. Aldri tidligere har man hatt et solidere forsøksmateriale å bygge et kriterium på, og 27,5 J ble nå et utgangspunkt for positivt samarbeid mellom produsent og konstruk­ tør.

Med hensyn til plater hvor sprekker stanset, var spredningen stor med øvre verdi helt opp til 50 ft-lb eller 67,5 J. Denne ubehagelige sannhet ble stukket bort. 67,5 J var den gang et umulig utgangspunkt for en dialog med stål­ verkene, og hvem ble det spurt, er interessert i å stanse en sprekk som ikke er begynt?

Et annet resultat av denne undersøkelse var erkjennelsen av temperaturens betydning for slagseigheten, fig. 1-5. Det ville være galt å si at dette var en ny oppdagelse, men merkverdig nok var den lite påaktet tidligere. Det er jo ellers et særdeles usympatisk naturens pek at en så viktig materialegenskap skal gå fra bunn til topp innenfor et ganske snevert temperaturinterval, og

1-16 med hele temperaturskalaen til disposisjon, å plassere seg omkring 20°C. Ingen andre av våre tekniske metaller kan vise til en slik merkverdighet, men den er ikke ukjent hos organiske materialer. Man oppfattet altså verdien 27,5 J som en grense over hvilken et sprøtt brudd ikke kunne initieres. Temperaturen hvor omslagskurven bestemt med Charpy prøver er 27,5 J, kalles derfor stålets omslagstemperatur, og det er gjerne den som spesifiseres i normer og forskrifter.

1.4 BRUDDTEORIER

Gjennom tidene har mange kjente navn hatt oppfatninger av hvilke mekanis­ mer som starter, driver og stanser en sprekk, men det ble den i 1920 helt unge A.A. Griffith som fant den første nøkkel til komplekset. Griffith hevdet at et hurtig brudd drives av den elastiske energi som frigjøres i området rundt bruddstedet, og at denne minst måtte være like stor som den energi som ble absorbert i bruddflatene, fig. 1-9. Dette er en parallell til spontane reaksjoner i kjemien som er betinget av en fri enthalpisenkning, og vi finner også ofte brukt betegnelsen spontane brudd.

Fig. 1-9. Strekkbelastet stav med sprekk. I det skyggete område omkring sprekken er materialet avlastet og området vokser med kvadratet av sprekklengden a. Den elastiske energi som derved frigjøres, står til disposisjon for å drive sprekken.

Det er lett å innse at den elastiske energi som frigis, er proporsjonal med annen potens av sprekklengden, mens energien som absorberes av sprekkflaten, øker med sprekklengden i første potens. Sprekken blir derfor ustabil og omformer seg til et hurtig brudd ved en bestemt kritisk sprekklengde, fig. 1-10.

De tidligere og også mange av de senere angrepspunkter på bruddproblemet tok utgangspunkt i spenningen i bunnen av skåret. Men dette var ufruktbart

1-17

a)

Fig. 1-10. a) Variasjon av overflateenergi S, potensiell, elastisk energi U og total energi W med sprekklengden. b) Variasjon av dS/da og dU/da med sprekklengden. Kritisk sprekklengde ac er hvor dS/da + dU/da = 0.

fordi den nødvendigvis måtte gå mot meget høye verdier når sprekken først var i gang. Den frigjorte elastiske energi pr. bruddflateenhet er derimot endelig og kan beregnes. Griffith fikk lite gehør for sitt arbeid i 1920, til dels fordi han var ung og ukjent, men viktigst fordi han gjennomførte sine forsøk med glass, og at resultatene var i åpenbar konflikt med praktiske kjensgjerninger fra brudd i metaller. Konstruktørene var dessuten uvante med å regne med energier; de følte seg mer hjemme med krefter og spenninger. Men Griffith’s teori ble gravet frem fra gjemselen i begynnelsen av 50-årene, og modifisert av Orowan og Irwin til å ta vare på en viss grad av plastisitet, og har utviklet seg til det vi i dag forstår med bruddmekanikk. Bruddmekanikken fikk først betydning for dimensjonering av konstruksjoner av halvsprø materialer knyttet til rom­ fart, men har senere fått generell anvendelse, ikke minst i off-shore sammen­ heng.

1-18 Bruddmekanikken har innført spenningsintensitetsfaktoren K som en ny dimensjoneringsparameter. K kan oppfattes som et mål for den energi som står til disposisjon for å initiere og drive en sprekk, og sprekken løper når K blir større enn en kritisk verdi som betegnes bruddseigheten Kc. Bruddseigheten er derved en ny materialegenskap som uttrykker materialets evne til å motstå bruddinitiering, eventuelt dets evne til å stanse en løpende sprekk, og som inngår i mengden av alle egenskaper som karakteriserer materialet. En parallell størrelse til bruddseigheten er kritisk sprekkåpning CTOD. Når en plate med en sprekk belastes, fig. 1-11, utvides sprekken i bredde, og av Griffith’s energibalanse kan da utledes at sprekken løper når sprekkåpningen når en kritisk størrelse.

Fig. 1-11. Måling av sprekkåpning CTOD med ”paddelåre”. En fjær presser ”åren” mot de to sprekkflater, og ”åren” dreier seg når sprekken åpnes. Med moderne CTOD teknikk brukes en utmatningssprekk, og sprekkåpningen må da måles med indirekte metoder.

1.5 BRUDDFORPLANTNING OG BRUDDSTANS Sprø brudd er ikke fremmede i klinkede konstruksjoner, men sveising øker risikoen for initiering betraktelig. Først fordi skarpe feil alltid er til stede i en sveis, dernest ved at grovkornede ferrittstrukturer og herdestrukturer er vanskelige å unngå, og ved at sveiseprosessen innfører store indre spen­ ninger. Dette er samvirkende momenter og så alvorlige at det er relevant å spørre om man ikke ville være bedre tjent med klinkede forbindelser. Til dette

1-19

Fig. 1-12. Klinket sprekkstanser i skipsdekk /14/.

kommer så at sprekker i sveiste konstruksjoner løper fritt gjennom sveise­ forbindelser, mens en klinket skjøt er et hinder som hemmer penetrering. Klinkede forbindelser har derfor vært brukt som sprekkstansere i sveiste skip for å begrense skadene ved sprø brudd, og gjennomgående med godt resultat, fig. 1-12, men ikke alltid, fig. 1-13 /14/. inngang sprekk i plate uav sprekk^. sprekk i stanser O

O O

O

O

o

o

2_

O o

o o

o

OOOOO OOOOO ooo°oooooo

0_0_?_0_°—°_°.

2.

plateåpning

O

OOOOOO.-O + 106 vekslinger.

1-28 tiden er bestemt av et ganske lite materialvolum omkring initieringspunktet, og at egenskapene varierer fra sted til sted i prøvestaven. Ved statisk strekkprøving til sammenligning, flyter stavtverrsnittet i hele stavlengden, slik at flytegrense og strekkfasthet er gjennomsnittsegenskaper for hele stawolumet. Derfor er det ubetydelig spredning i resultatene.

Størrelseseffekten har vært og er en vanskeligere nøtt. Den er karakterisert ved at utmatningsgrensen i store konstruksjonselementer er lavere enn i små. Materialprøverne har alltid likt å tukle med små prøvestykker, med det resultat at de avleser for høye verdier. Størrelseseffekten ved utmatning er illustrer­ ende demonstrert på fig. 1-19 for peltonhjul, hvor også norsk industri har fått betale dyrt for sviktende materialkunnskap. Hjulene fremstilles av høylegert kromstål, og utmatningsgrensen er målt til 348 MPa når man i overensstem­ melse med vanlig praksis for 10-15 år siden bruker bøyeutmatning med 7 mm stavdiameter. 348 MPa er noe over halve flytegrensen på 600 MPa. I en bøyeutmatningsstav med tverrsnitt 40 x 60 mm faller grensen til 204 MPa, og til 153 MPa når man overlagrer en statisk strekkspenning svarende til sentrifugalspenningen i hjulet. Korrosjon gir en ytterligere reduksjon, og heves den sta­ tiske spenning til 200 MPa for også å ta indre spenninger i betraktning, er man nede i en amplitudefasthet på 54 MPa. Dette er ikke mer enn 16% av den fast­ het som måles med konvensjonell stav.

Et skovlbrudd ved et norsk kraftverk i 1951 er et godt eksempel på hvilke skader som kan påføres når utmatningsfaren neglisjeres. Anlegget har gene­ ratorer med to peltonhjul, et på hver fri ende av generatorakselen. Et utmatningsbrudd delte en skovl, og skovldelen ble kastet ut og satte seg fast i hjulkapselen, hvor den skrellet av alle de gjenværende 18 skovler. Påkjen­ ningen på hjulakselen førte til at lageret på generatoren sprakk, slik at rotoren falt ned på statoren og laget salat av polskoene. Dermed sprakk også det andre generatorlageret, og peltonhjul nr. 2 falt ned mot dysen hvor nye 19 skovler ble skrellet av. Det har vært andre uhell også, både før og efter 1951. Ingeniørene har måttet akseptere sprekker og brudd som kjensgjerninger, men de har ikke vært for­ stått. Med en utmatningsfasthet på 348 MPa og en maksimalspenning i hjulet på 50-60 MPa måtte man nødvendigvis trekke den konklusjon at bruddene skyldtes materialfeil. Feilene har sannsynligvis vært av marginal betydning, og den virkelige årsak skyldtes en grov overvurdering av utmatningsfastheten. Resultatene i fig. 1-19 stammer fra en tysk undersøkelse som først ble kjent

1-29

Fig. 1-19. Amplitudefastheten ved 107 cykler avhengig av middelspen­ ningen for forskjellige størrelser av prøvestaven. Materialet er martensittisk kromstål med 13% Cr og 4% Ni, og det er prøvet i luft og ledningsvann. ”Rand” og ”kjerne” refererer til at prøve­ stykkene er tatt ut i randen eller kjernen av en stor støpt blokk.

for 2 år siden, men det er intet som tilsier at den ikke kunne ha vært utført 30 år tidligere. I off-shore konstruksjoner viser fullskalaforsøk foretatt i de aller siste år, at utmatningsfastheten i sjøvann ligger ganske tett opp til og til dels under de konstruksjonsspenninger som er foreskrevne. Det er foreløpig uklart ved hvilke materialtverrsnitt størrelseseffekten flater ut. 40 mm platetykkelse har vært foreslått, men det finnes ingen dokumentasjon for et slikt tall, og i off-shore sammenheng er 40 mm for tynnplate å regne.

1-30 Gordon /16/ bruker uttrykket kollektiv bevissthet overfor utmatning om Comethavariene og mener at i store prosjekter hvor mange ingeniører samar­ beider, er det ikke nok med toppkunnskaper hos en og annen av dem. Det er så store interesser på spill at enkeltpersoner med spesielle synspunkter lett settes utenfor, og at faren for utmatning må brennes inn i hele gruppens bevissthet. Dette er et spørsmål både om forskning og undervisning, og i off­ shore sammenheng er det åpenbart at vi er langt fra målet.

Det viser seg at utmatningsfastheten i høyfaste stål stiger svakt med strekk­ fastheten, men i sveiste konstruksjoner og under medvirkning av korrosjon er fastheten den samme i alle stål, høyfaste som ordinære. Man skjelner mel­ lom en initieringsfase og vekstfase i utmatning. Initieringstiden øker med strekkfastheten i stålet, mens veksthastigheten er lite påvirket. I en sveist konstruksjon bortfaller initieringsfasen, fordi sveiseprosessen innfører fullt ferdige initieringspunkter. I de konstruksjonselementer hvor utmatning er avgjørende for dimensjoner­ ingen, er det derfor lite å vinne ved å bruke høyfast stål. Konstruktørene har hatt vanskelig for å fordøye denne kjensgjerning, fordi de mister en frihets­ grad i sitt arbeid. Det er nå engang lettere å forandre en materialspesifikasjon enn å foreta en ny dimensjonering.

Men om flytegrensen er uinteressant i utmatningssamenheng, er bruddmotstanden av betydning. Med øket bruddmotstand blir den kritiske sprekklengde større, slik at sprekken er lettere å finne før den når en kritisk lengde. Efter Comethavariene er det blitt et vesentlig poeng å bruke seige legeringer nettopp med dette siktepunkt. I off-shore konstruksjoner har denne problem­ stilling vært lite berørt. Det er kanskje ikke uten grunn, for utmatningssprekkene begynner i sveisene, og det er en ubehagelig kjensgjerning at sveisene i disse konstruksjoner er sprø.

Det er en rekke uløste oppgaver knyttet til utmatning av stålkonstruksjoner, men de er først og fremst avhengige av konstruktiv utforming og belastningsforhold, og styrke og kvalitet hos stålet synes å ha liten innvirkning.

1-31

1.8 TENDENSER I DEN VIDERE UTVIKLING I sveiste konstruksjoner hvor utmatning og korrosjonsutmatning er dimensjonerende faktorer, har man foreløpig funnet det vanskelig å nyttiggjøre seg stål av høyere fasthetsklasse enn typen St52 med en flytegrense på 360 MPa. I fjernledninger for transport av olje og gass er til sammenligning den dyna­ miske komponent ubetydelig, og dimensjoneringen kan skje på basis av flyte­ grensen, med et tillegg for korrosjon. Det viser seg at omkostningene ved levering av 1 m3 gass pr. km transportvei faller med økende diameter og økende trykk, fig. 5-2. Dette betyr at ledningene kan nyttiggjøre seg stål av stor styrke så lenge sveisbarheten og bruddmotstanden kan opprettholdes. Markedet for stål til rørledninger er enormt. I Canada og Alaska er hele 27 000 km ledning under planlegging. Vi kjenner den omdiskuterte Jamal-Østerrike-Tyskland gassledningen på 5 000 km, og minst én ledning til fra de sam­ me kilder er planlagt. I Australia er det foreslått en ledning fra gassfunnene omkring Dampier øyene utenfor nordvestkysten og sydover til industriom­ rådene omkring Perth og Bunbury med en lengde på 1 500 km. Samleledningen på norsk Nordsjøsokkel blir på 860 km, og andre ledninger vil komme både på norsk og britisk side. Hva som vil skje i og utenfor Kina, er stadig uklart, men reservene er der og ledningene kommer nok.

Disse allerede planlagte ledninger utgjøren stålmengde på omtrent 15 millioner tonn, og er en utfordring til en stålindustri som strir med et ellers sviktende marked. Rør ble tidligere laget av plater avpasset for skip og lagertanker, men fra midten av 1960-årene, da rørledningsteknologien skjøt fart for alvor, utvik­ let noen av verkene egnerørstål, karakterisert ved høy styrke og slagseighet, lav omslagstemperatur, gode kaldformingsegenskaper og naturligvis god sveisbarhet. Denne prosess har fortsatt, og rørstålene betraktes i dag som toppen på utviklingsstigen.

De fleste rørstål er fortsatt av ferrittisk-perlittisk type, finkornbehandlet og kontrollert valset med en flytegrense på 450 MPa. Karboninnholdet er lavt, ikke over 0,12%, og en mindre del av styrken er knyttet til utfelling av niob og/eller vanadiumkarbid. Sveisbarheten er meget god, takket være lavt kar­ boninnhold, og må være det siden sammensveising av de enkelte rørstykker ofte foregår i arktiske egne ved lav temperatur. Den neste fasthetsklasse på 483 MPa er tatt i bruk, bl.a. på stykker av gassledningene i Canada, og de neste trinn på 553 MPa og 690 MPa er fullt utviklet og venter på avtakere. De siste har strukturer med større eller mindre mengder av bainitt eller martensitt, som oppnås ved legering med molybden, bor og krom, ofte kombinert med en forsert avkjøling efter valsing, eller en spesiell varmebehandling.

1-32

Strekkfastheten i disse meget sterke stål er bare ubetydelig høyere enn flyte­ grensen, og det er naturlig å spørre hvilken betydning dette skal tillegges. Strekkfastheten brukes ikke lenger i styrkeberegningen, men den ekstra styrke som genereres ved deformeringen, er en medvirkende faktor til å utjevne spen­ ningene f.eks. omkring et hull eller en tverrsnittsovergang, og er derfor gunstig. Plastisitetsmodulen spiller også en rolle ved utjevning av sveisespenninger. Operasjonsspenningen i et rør blir vanligvis begrenset til 0,72 ganger flyte­ grensen. Men under trykkprøving med vann av en ledning som ligger i kupert terreng, vil flyting kunne inntreffe på lokale områder. Under flyting øker rørdiameteren, mens veggtykkelsen snevres inn, og uten en viss grad av fastning opptrer en plastisk instabilitet som vil kunne sprenge røret. Dette skjer når forholdet flytegrense til strekkfasthet overstiger ca. 0,85, som også er den maksimale verdi som tillates i rørspesifikasjonene i dag. Kravet begrenser flytegrensen oppover til 553 MPa. Det lar seg gjøre å lage stål av høyere flyte­ grense og med tilstrekkelig strekkfasthet til at forholdstallet kan godtas, men dette blir stål med høyere legeringsinnhold, hvor omslagstemperatur og sveisbarhet vil lide.

Kravet til flytegrense-strekkfasthet forholdet er ikke absolutt, fordi røret ikke kan sprenges uten at merkbare vannmengder pumpes inn, og dette kan naturligvis unngås ved passende kontrolltiltak. Men det er andre grunner til å tro at de høyeste fasthetsklasser ikke vil bli benyttet. For det første har man ikke funnet fullgode metoder til å beskytte ledningene mot innvendig korrosjon. Korrosjonsmessig er det liten forskjell mellom fasthetsklassene, slik at styrketapet pr. korrodert mm stiger med flytegrensen i stålet. Dernest har det vist seg at trykket svinger noe i de fleste ledninger, vanligvis fordi de brukes som gassmagasin, og at korrosjonsutmatning kan bli utslagsgivende for dimensjoneringen. Til broer, bygninger, skip og off-shore plattformer blir det sjelden brukt stål med høyere flytegrense enn 360 MPa svarende til St52 typen eller British Standard 4360 50D. Styrkemessig ligger St52 i en mellomklasse, og erfaring peker det ut som velegnet for sveiste konstruksjoner med kombinert statisk og dynamisk belastning.

Men presset mot bruk av høyere fastheter er økende i off-shore konstruk­ sjoner på store dyp hvor konstruksjonens egen vekt blir av stigende betydning, og hvor reduserte toppvekter kan være viktig for stabiliteten. Til en viss grad

1-33

Fig. 1-20. Støpt og sveist knutepunkt i rør i en off-shore plattform. I støpt utførelse kan overgangene gjøres bløtere, slik at spenningene blir lavere på disse steder.

kan utmatningsproblemet omgås ved å bruke støpte knutepunkt, fig. 1-20, og plassere sveisene på steder med lavere spenninger. Slike knutepunkt har vært brukt i dekkskonstruksjoner, men her var hensynet til produksjonsom­ kostningene den avgjørende faktor. Det er relevant å spørre hvor lenge man er villig til å akseptere at sveising reduserer utmatningsfastheten med noe omkring 50%, sammenlignet med en tilsvarende geometrisk utformet plate eller et element av støpestål. Laboratorieforsøk viser at fastheten i sveiser kan økes ved forskjellige efterbehandlingsmetoder, som sliping, kuleblåsing, oppsmelting eller kombina­ sjoner av disse metoder med mellom 10 og 40%. Man har imidlertid vært tilbakeholden med å slippe slike metoder frem, fordi den praktiske gjennom­ føring forlanger en nitid kontroll som ingen våger å garantere. Selv mener jeg at man må satse vesentlig mer på å tilpasse, eventuelt utvikle sveisemetoder som opprettholder utmatningsfastheten i grunnmaterialet, eventuelt utvikle maskinelle efterbehandlingsprosesser. Lykkes man her, kan flytegrensen økes

1-34 til 450 MPa med store gevinster å innkassere. Disse stål kan lages med høy slagseighet, lav omslagstemperatur og god sveisbarhet i de tykkelser som kreves. Ellers kan man ikke se bort fra at gjengede forbindelser kan erstatte sveising i bestemte konstruksjonselementer. Gjenging brukes i utforingsrør i oljeog gassbrønner og i borestenger, og slike stenger er foreslått i strekkbenene i en av de plattformer som nå prosjekteres på 400 m dyp. Nye forbindelser, enten det er støping, sveising eller gjenging, forlanger prøving i full skala, ellers er det tvilsomt om oljeselskaper og klassifikasjonsselskaper våger å av­ vike fra kjent praksis. Utviklingen blir derfor avhengig av at slikt prøveutstyr med den nødvendige ekspertise blir bygget opp.

REFERANSER 1) Fisher, D.A.: The Epics of Steel, Harper and Row, London 1963.

2) Tylecote, R.F.: A History of Metallurgy, The Metals Society, London 1979. 3) Alexander, W. and Street, A.: Metals in the Service of Man, Pinguin Books 1972. 4) Petersen, Otto: Entwickling des Deutschen Eisenhilttenwesens in den letzten 50 Jahren, Stahl u. Eisen, Januar 1932.

5) Work, H.K.: Metallurgy in the Nineteenth Century, J. Chem. Education, No. 28, 1951. 6) Almar-Næss: Materialer i mekanisk industri, forbruk, prognoser, energi, anvendelser. Industri i forandring, SINTEF-NTH 1979.

7) Gladman, Terje: Structure Property Relationships in High Strength Microalloyed Steels, Session 1, Microalloying 75, NY 1975. 8) Petch, N.J.: J. Iron and Steel Institute 174, 25 (1953). 9) Strong, Tough Structural Steels, Conference Proceedings, ISI Publication 1967.

10) Constructing in steel; the user and the maker, Proceedings of a confe­ rence at Middlesbrough 1979, The Metal Society. 11) Tipper, C.F.: The Brittle Fracture Story, The University Press, Cam­ bridge 1962.

1-35 12) Burstal, E.F.: A History of Mechanical Engineering, Faber and Faber, London 1963. 13) Fettweis: Die Kerbschlagprobe. Entwicklung und Kritik. Arch. Eisenhiittenwesen, Heft 10, April 1929.

14) Biggs, W.D.: The Brittle Fracture of Steel, McDonald and Evans Ltd., London 1960. 15) Parker, E.R.: Brittle Behaviour of Engineering Structures, John Wiley & Sons Inc., 1957.

16) Gordon, J.E.: Structures, Pelican Books 1978. 17) Smedley, G.P.: Is Design Against Fracture Initiation a Safe Criterion for Welded Constructions?

2. VIRKNINGER AV OPPLØST KARBON OG

NITROGEN I FERRITT

2.1 MELLOMROMSPOSISJONER (INTERSTISIELLE POSISJONER) OG LØSELIGHET

Karbon- og nitrogenatomer og noen andre ikke-metalliske atomer er vesentlig mindre enn jernatomer, tabell 1, og plasserer seg i mellomromsposisjoner når elementene er oppløst i austenitt eller ferritt. Tabell 1.

element a-jern bor karbon nitrogen oksygen hydrogen

atomradius r, Å

r/rFe

1,28 0,94 0,77 0,72 0,60 0,46

1 0,73 0,60 0,57 0,47 0,36

7 gitteret er mer sammenpakket enn a gitteret, men mellomrommene har en slik form at det første kan huse de største atomer. Derfor er løseligheten av karbon og nitrogen større i austenitt enn i ferritt. I den flatesentrerte struktur, fig. 2-1 a), er oktaederåpningen størst med en kuleradius på 0,52 Å, derefter kommer tetraederåpningen på 0,28 Å. Atomer av karbon og nitrogen som plasserer seg i oktaederposisjoner, tvinger de nærmeste jernatomer noe fra hverandre, siden begge atomer er større enn åpningen. Dette begrenser løselig­ heten i austenitt til maksimum 2% ved 1150°C for karbon og 2,8% ved 650°C for nitrogen. I den romsentrerte struktur, fig. 2-1 b), går også karbon og nitrogen inn i oktaederåpningene med 0,19 Å kuleradius, til tross for at tetraederposisjonene med åpninger på 0,36 Å synes mer fordelaktige. Men på oktaederplass er det

2-2

Fig. 2-1. Oktaeder- og tetraederåpninger i a) kubisk flatesentrert struktur, b) kubisk romsentrert struktur /!/.

2-3

□o JrnejadLuai

2-4 bare to nærmeste naboer å forskyve, mot 4 på tetraederplass. I første tilfelle blir derfor gitterspenningene mindre enn i siste. Løseligheten av karbon og nitrogen i ferritt er vist på fig. 2-2 og 2-3. Den er maksimum 0,021% og 0,095% overfor henholdsvis Fe3C og Fe4N. Det er verd å merke seg at den større løselighet av nitrogen holder seg i hele om­ rådet fra eutektoid temperatur og ned til vcerelsetemperatur.

2.2 DIFFUSIVITET

log diffusjonskoeffisient

i

m 2/s

Diffusjonskoeffisienten av elementer i mellomromsløsning er vesentlig større i ferritt enn i austenitt ved samme temperatur, mellom 10 og 100 ganger om­ trent, fig. 2-4. Dette skyldes den løsere atompakning i ferritt som tillater

Fig. 2-4. Diffusjonskoeffisienten av C i austenitt med 0,1% C og av C og N i ferritt. Tegnet efter data i /14/.

2-5

log diffusjonskoeffisient

i

m 2/s

en lettere passasje av vakanser og oppløste atomer gjennom strukturen. Et lignende forhold, om enn noe mindre ensartet, er til stede for elementer i substitusjonsløsning.

temperatur, °C Fig. 2-5. Sammenligning mellom diffusjonskoeffisientene i ferritt av hydro­ gen, nitrogen, karbon og elementer i substitusjonsløsning. Videre er vist kolonne A, tiden for 50% diffusjon til korngrensene i en ferrittstruktur med 20 pm korndiameter og kolonne B, tiden for fullstendig inntrengning i et 2 mm tykt bånd, den siste med inntrengning fra begge sider. Tegnet efter data i /!/.

Diffusjonskoeffisienten i ferritt som funksjon av temperaturen for hydrogen, nitrogen og karbon er tegnet inn i diagrammet på fig. 2-5. På ordinaten er også vist tiden for 50% diffusjon til korngrensene i en ferrittstruktur med 20 pm korndiameter. Likeså er tiden for nær komplett inntrengning i et 2 mm tykt bånd inntegnet, beregnet efter ligningen L = , hvor L er halve bånd tykkelsen.

2-6 Den store diffusjonshastighet av interstisielle elementer i ferritt tillater at viktige teknologiske prosesser som anløping og overflateherding ved cementering og nitrering kan gjennomføres i overkommelig tid, men fremkaller også slike problemer som deformasjonselding, hydrogensprøhet og korngrensecementitt i lavkarbonstål. Diffusjonshastigheten av substitusjonelle elementer er mange dekader lavere enn for hydrogen, nitrogen og karbon, og er representert ved en enkelt linje i fig. 2-5, selv om det er noe avvik elementene imellom.

2.3 MARKERT FLYTEGRENSE I STÅL Karbon og nitrogen som er løst i ferritt, finner mer stabile plasser i strekksonen omkring dislokasjoner enn i strukturen forøvrig, og slike omrader inne­ holder derfor en konsentrasjon av begge elementer. Man taler om atmosfærer av karbon og nitrogen som reduserer dislokasjonenes bevegelighet. Et enkelt regnestykke viser at en C-N konsentrasjon på 10’5 atom% er tilstrekkelig til å låse samtlige dislokasjoner i glødd stål. Teorien om interstisielle atmos­ færer omkring dislokasjoner ble opprinnelig fremsatt av Cottrell og Bilby i 1949 og er senere blitt alminnelig akseptert. I en strekkstav, fig. 2-6, finner en et på det nærmeste helelastisk deformasjonsforløp opp til øvre flytegrense ReH som er spenningen for løsriving av de første dislokasjoner, eller for generering av nye fra gunstig beliggende punkter, f.eks. nær inneslutninger, korngrenser og overflateriss. Den siste prosess krever en lokal spenning av størrelsesorden G/30 ~ 2700 MPa.

Når bevegelige dislokasjoner først er dannet og satt i bevegelse, formerer de seg raskt. Tøyningshastigheten i skjær ved en plastisk tøyning 7 kan skrives: 7 p b v

= = = =

p • b • v dislokasjonstettheten Burgers vektor gjennomsnittlig dislokasjonshastighet

Den raske vekst av dislokasjonstettheten fører til at 7 og derfor plastisk strekktøyningshastighet é blir større enn maskinens tøyningshastighet é^. Denne tilstand kan ikke vedvare, og spenningen Ren faller til nedre flyte­ grense ReL’hvor é = é^. Gjennomsnittlig dislokasjonshastighet v er her av størrelsesorden 10 2 mm/s.

2-7

Fig. 2-6. Øvre Rej-[ og nedre Rep flytegrense i lavkarbonstål.

Flytingen i staven begynner gjerne i skulderen, og flytefronten, kalt Luders bånd, vandrer så langs staven under virkning av nedre flytespenning Rep inn­ til hele staven har flytt, fig. 2-7. Flytefronten danner en grense mellom om­ råder med bevegelige og fastlåste dislokasjoner, og fronten kan vandre fordi dislokasjoner vokser inn i det udeformerte område og genererer nye, aktive dislokasjoner. Luders tøyning ved konstant spenning ReL kan dreie seg om 3-5%. Derefter fordeler tøyningen seg jevnt over stavlengden, og spenningen stiger med økende tøyning og økende dislokasjonstetthet. Stor tetthet på mange glideplan fører til kryssende dislokasjonsveier og redusert mobilitet. I stål som belastes i varmvalset tilstand, kan dimensjoneringen skje på basis av øvre flytegrense, og dette er fordelaktig. Men hvis materialene skal kald-

2-8

Fig. 2-7. Forplantning av Luders bånd i en strekkstav. Båndene starter gjerne i spenningskonsentrasjonen ved skulderen og brer seg så over hele staven /4/.

formes ved f.eks. dyptrekking eller pressing som et ledd i tilvirkningsprosessen, fører Luders bånd til ujevn deformasjonsfordeling som i denne forbindelse kalles stretcher strains. Stretcher strains kan unngås hvis materialet før form­ ingen gjennomløper en tempervalsing, en lett kaldvalsing med 0,5-2% reduk­ sjon av platetykkelsen. Prosessen innfører et antall mobile og jevnt fordelte dislokasjoner og bør fortrinnsvis foretas kort tid før formingsoperasjonen, slik at karbon- og nitrogenatomer ikke får tid til å låse de nydannede dislo­ kasjoner.

2.4 DEFORMASJONSELDING I LAVKARBONSTÅL Deformasjonnselding er en forsprøingsprosess i stål, knyttet til karbonog nitrogenatomers lettbevegelighet i ferritt og deres evne til å låse disloka­ sjoner. Den skjer efter en plastisk deformasjon på 5-10% og påfølgende lag­ ring, og ytrer seg ved en økning av flytespenningen, og mer viktig, ved en markant heving av omslagstemperaturen for sprøtt brudd. Ved normal tempe-

2-9 råtur går prosessen til metning i løpet av noen dager, og man taler om naturlig elding. Ved forhøyet temperatur, f.eks. 2-300°C, skjer prosessen i løpet av minutter og kalles kunstig elding.

Fig. 2-8. Virkninger av deformasjonselding på tøynings-spenningskurven for lavkarbonstål. AR er økning av flytespenningen, ep er Liiders tøy­ ning efter elding, ARm er økning av strekkfastheten, AA er senk­ ning av bruddforlengelsen.

Eldingstendensen måles vanligvis ved å ta opp tøynings-spenningskurven for en prøvestav som først er strukket og lagret ved en gitt temperatur, fig. 2-8, og sammenligne den med kurven for ikke-eldet materiale. Virkninger av elding er:

1. Økning av flytespenningen AR og gjenkomst av markert flytegrense med Liiders tøyning ep. 2. Økning av strekkfastheten ARm.

3. Senkning av bruddforlengelsen AA. Punkt 1 ovenfor skyldes at karbon- og nitrogenatomer diffunderer til plasser omkring dislokasjoner søm er energimessig mer stabile enn i gitteret omkring,

2-10

O OQO O _

_ (

\

Fig. 2-9. Et karbon- eller nitrogenatom plassert i spenningsfeltet under en kantdislokasjon vil utvide det åpne område og tillate at spenningene utfører et arbeid.

slik som tidligere forklart i kapitlet om øvre og nedre flytegrense. Man kan danne seg en oppfatning av størrelsesordenen av bindingsenergien AH mellom en kantdislokasjon og et C-atom ved følgende resonnement /5/:

Anta en atomplass like nedenfor halvplanet i en positiv kantdislokasjon, fig. 2-9. Området rundt plassen har et volum som omtrent svarer til en kule med diameter lik atomavstanden b og med overflate 7rb2. Strekkspenningene i samme område er av størrelse omkring G/10. Et karbon-eller nitrogenatom plassert i området vil utvide diameteren med anslagsvis 20%, og strekkspen­ ningene får da anledning til å utføre et arbeid: • 0,2 = 0,01 • 7T • G • b3 10 2 = 0,01 • 7F • 83000 • 106 • (2,5 • 1O’10)3 J = 4 • 1O’20 J

W = 7rb2 •

= 0,04 aJ = 0,04 • 6,2 eV = 0,25 eV

Dette arbeid utføres av strukturen og er like stort som bindingsenergien AH som må tilføres strukturen når atomet skal rives løs igjen. En mer nøyaktig beregning gir en bindingsenergi på ca. 0,1 aJ.

2-11 La oss så anta at Maxwell-Bolzmanns fordelingslov for konsentrasjonen av atomer i oppløsning gjelder: „ _ „ . AH/kT q - Qo ’ e

hvor q0 og q er henholdsvis gjennomsnittlig konsentrasjon av C-atomer i ferritten og konsentrasjonen rundt dislokasjonen. q0 kan være 10’4 og q = 1 målt i atom pr. atom i overensstemmelse med premissene ovenfor. Vi får da:

T -

_ k • ln(q/q0)

0,1 • 10 ____ 1,38 • 10’2 3 ln( 104)

_

'IOt'

IZ = C 1

Dette er høyeste temperatur under hvilken en slik kondensert dislokasjonsatmosfære på q = 1 kan opprettholdes. Eldingssprøhet kan derfor oppheves ved gløding vel over temperaturen T, idet den termiske energi da blir stor nok til å overvinne bindingsenergien til dislokasjonen. I praksis brukes normaliserende gløding.

Maksimal løselighet av nitrogen i ferritt er ca. fem ganger løseligheten av karbon, fig. 2-2 og 2-3. Ved lavere temperatur er forholdstallet vesentlig større, således løses (3 til 6) • 10"4% karbon og 250 • 10’4% nitrogen ved 400 C. Dette og nitrogenets noe større diffusivitet peker mot nitrogen som hovedansvarlig for naturlig elding, idet karboninnholdet i ferritten er for lavt til at'det kan dannes en kondensert atmosfære ved værelsetemperatur innen rimelig tid. I oksygenblåste og deoksyderte stål kan oppløst nitrogen bindes ved tilsetning av nitriddannende elementer som aluminium, niob, vanadium og titan, og slike stål går på det nærmeste fri for elding ved temperaturer opp til 100°C. Karbonet kan man imidlertid ikke gjøre noe med, og det frem­ kaller elding ved høyere temperatur.

Virkningen av deformasjonselding har vært kjent så lenge stål har vært laget, men de noe spesielle forhold som fremkaller prosessen, gjør at den ofte blir neglisjert, og med alvorlige konsekvenser. Kjettinger av lavkarbonstål eldes efter overbelastning eller rykk, og normaliserende gløding skal foretas med jevne tidsintervall. I naglingens dager forårsaket elding at det dannet seg radi­ elle sprekker rundt lokkede naglehull, og brotsjing ble foreskrevet for å begrense deformasjonen rundt hullkantene. I buttsveiste plater med tykkelse fra 50 mm og oppover er sveismetallet sprøtt selv om nitrogeninnholdet er lavt. Dette skyldes at tykke plater sveises i mange lag, og når de avkjøles, opptrer en betydelig plastisk deformasjon i de første lag med en tilhørende markert karbonelding.

2-12

De lumske virkninger av elding spores særlig hvor retting og bøying i kald tilstand har vært benyttet under tilvirkningen, og hvor slike steder senere blir utsatt for noen hundre graders oppvarming. Denne kan skrive seg f.eks. fra en nærliggende sveis. Elding av kaldbøyde deler som senere blir varmgalvanisert, er også et velkjent fenomen. Praksis viser at deformasjonselding først og fremst rammer stål med karbon­ innhold under 0,15-0,2%. Utettet stål med høyt nitrogeninnhold og en karbonfattig rimsone som er karakteristisk for luftblåste thomas- og bessemerstål, har vist seg særlig utsatt. Mangan reduserer eldingstendensen, antakelig ved at diffusiviteten av karbon og nitrogen senkes.

2.5 BLÅSPRØHET Blåsprøhet eller dynamisk deformasjonselding er elding som skjer samtidig med deformasjonsprosessen. Dette innebærer at det oppløste atom må foret^ minst ett diffusjonshopp mens deformasjonsprosessen pågår. Blåsprøhet er derfor følsom overfor temperatur og deformasjonshastighet, og er best merk­ bar ved 230-370°C. Den praktiske virkning er en økning av flytespenningen og en markert lavere slagseighet med tilhørende forhøyet omslagstemperatur. Navnet henviser til oksydasjonsfarven på overflaten av stålet ved 250-350°C, og smeden har alltid visst at han aldri må smi når stålet er blåvarmt. Da sprekker det.

Fig. 2-10 sammenligner virkningen på flytespenningen av statisk og dynamisk deformasjonselding i et utettet stål med en rimsone med 0,03% karbon. I kurve b er stålet eldet ved 200°C efter 4% forutgående strekking ved normal temperatur, i kurve a er strekkingen foretatt ved 200°C. Begge stål er så be­ lastet på nytt efter nedkjøling til 20°C. Det sees at dynamisk elding er mer effektiv til å øke flytespenningen enn statisk elding ved samme temperatur. Ved 200°C låses dislokasjonene umiddelbart efter at de er dannet, slik at nye må genereres under hele deformasjonsprosessen. Dynamisk elding krever der­ for en større dislokasjonstetthet til å gjennomføre den samme tøyningsgrad, sammenlignet med statisk elding hvor deformasjonen skjer ved normal tempe­ ratur. Stor tetthet betyr redusert dislokasjonsmobilitet og derfor øket spen­ ning. Dette er også bekreftet av tynnslipundersøkelser med elektronmikroskop, som viser et forholdstall mellom dislokasjonstetthetene på 10 : 1.

Den ganske betydelige styrkeøkning ved dynamisk elding kan utnyttes når

400-

2-13

tøyning e, % Fig. 2-10. Virkningen på flytespenningen av statisk b) og dynamisk elding a) i et utettet stål med 0,03% karbon i rimsonen /6/.

prosessen skjer under full kontroll og kravene til duktilitet er moderate. Men slagseighet og omslagstemperatur lider, og ute av styring representerer dyna­ misk elding en listig fare som rammer bruddmotstand og omslagstemperatur i enda større grad enn statisk elding. Den egentlige blåsprøhet skjer ved forhøyet temperatur mens stålet er blått, men deformasjonsevnen reduseres ytterligere etter kjøling til værelsetemperatur, og er særlig merkbar ved slagartet be­ lastning. Blåsprøhet angriper regulære karbonstål og noen legerte stål. Den lave slagseighet og CTOD som kan måles i roten av buttsveiser i tykke plater og omtalt foran, er i virkeligheten et resultat av blåsprøhet, siden deforma­ sjonen skjer ved forhøyet temperatur.

2.6 BRÅKJOLINGSELDING Ferritt løser 0,02% karbon ved 730°C, og ved bråkjøling fra denne temperatur opptrer en overmettet løsning som senere skiller ut karbon ved anløping (elding) til 2-300°C. Karbon felles først som heksagonalt e karbid Fe2 4C som transformeres til cementitt ved temperaturer over 200°C. Dette skjer også ved anløping efter herding og skyldes at aktiveringsenergien ved innkiming

2-14 av e karbid er lavere enn av cementitt. Senkningen av fri enthalpi er imidler­ tid størst ved overgang til cementitt, som derfor blir endeproduktet når barrieren ved innkiming er overvunnet.

Karbidene har dendrittlignende struktur som er krystallografisk orientert i forhold til ferritten. Størrelsen kan dreie seg om 1 gm, men de enkelte dendrittnåler er ikke mer enn 30-50 Å lange /!/.

%

forlengelse

strekkfasthet og flytegrense, MPa

Bråkjølingselding resulterer i en økning av flytegrense og strekkfasthet på samme måte som andre utfellinger, og en senkning av bruddforlengelse og slag­ seighet som kan bli ganske betydelig, fig. 2-11. Nitrider felles ved siden av karbider, men i moderne stål hvor nitrogenet bindes til aluminium, niob og vanadium ved høy temperatur, mens stålet er austenittisk, er bråkjølings­ elding hovedsakelig et produkt av karbon. Praksis viser at stål med karbon­ innhold mellom 0,04% og 0,12 % er mest følsomme. Virkningene reduseres når bråkjølingstemperaturen senkes og forsvinner for temperaturer under 560°C /8/.

Fig. 2-11. Forandring av strekkfasthet, flytegrense, kontraksjon og brudd­ forlengelse ved elding efter bråkjøling fra 727°C. Utettet stål med C = 0,03% karbon/13/.

2-15

2.7 KORNGRENSECEMENTITT I KARBONFATTIGE STÅL Ferritt løser 0,02% karbon ved 730°C, og ved langsom avkjøling fra denne temperatur felles cementitt, siden løseligheten faller til nær null ved værelsetemperatur. I stål med karbon over 0,15% og tilhørende perlitt over 20% faller cementitten hovedsakelig ut på perlitten like under 730°C. Men når karboninnholdet synker til 0,1% og lavere, orienterer cementittlamellene i perlitten seg langs korngrensene /9/, og ved videre avkjøling felles finpartiklet cementitt på lamellene og på den øvrige del av korngrensene. Dette er en meget uheldig struktur som gir stålet en lav slagseighet og en markert reduk­ sjon av deformasjonsevnen.

Korngrensecementitt opptrer ved langsom avkjøling i området omkring og under nedre omvandlingspunkt. Stål med karboninnhold under 0,1% er mest utsatt, og virkningen er sterkest i en grov ferrittstruktur hvor konsentrasjonen av cementitt på kornflatene blir forholdsvis stor. Mangan undertrykker dan­ nelse av korngrensecementitt /10/. Problemet kan ellers unngås ved å sørge for rask avkjøling ned til 600°C, der diffusiviteten er så lav at utfellinger bare kan skje over meget lang tid. En bevisst økning av karboninnholdet er og benyttet. Korngrensecementitt opptrer også i moderne finkornstål. Men virkningen på slagseigheten er ikke betydelig, til dels fordi meget cementitt felles ut på det fint fordelte nettverk av karbider og nitrider som dannes i austenitten under valsing, og til dels fordi den resterende cementitt har store kornflater å fordele seg på. Baird og Preston /10/ foreslår at korngrensecementitt øker omslagstemperaturen i finkornstål av ferrittisk—perlittisk type med △ITT (°C) = 3 (prosent av ferrittkorngrensene dekket med cementitt) Morrison /12/ mener at karbidryÆkeZserø er den avgjørende parameter og setter

△ITT (°C) = 131 hvor t er karbidtykkelsen i mm.

2-16

REFERANSER 1)

Leslie, W.C.: The Physical Metallurgy of Steels, McGraw Hill 1981.

2)

Chipman, L: Metals Handbook, 8. ed. vol. 8, Am. Soc, Met. 1973.

3)

Verrijp, M.B.: J. Iron Steel Inst., 180:337, 1955.

4)

Almar-Næss: Metalliske materialer, Tapir 1981.

5)

Cottrell, Alan: An Introduction to Metallurgy, Edward Arnold 1975.

6) Keh, A.S., Leslie, W.C.: Materials Science Research, vol. 1, Plenum Publishing Corp., 1963.

7) Speich, G.R., Clark, J.B.: Precipitation from Iron-Base Alloys, Gordon and Breach Science Publishers. 8)

Low, J.R.: Embrittlement of Steels, Metals Handbook, vol. 1,8. edition.

9)

Wefring og Gorrissen: Konstruksjons- og verktøystål, Fabritius 1948.

10) Baird, J.D., Preston, R.R.: Relationship between Processing, Structure and Properties in Low Carbon Steels, Processing and Properties of Low Carbon Steels, AIME 1972. 11) Pickering, F.B.: The Optimisation of Microstructures in Steel and Their Relationship to Mechanical Properties, Hardenability Concepts with Applications to Steels, AIME 1977. 12) Morrison, W.B.: Controlled Processing of HSLA Steel, BSC Conference, York 1976.

13. Keh, Leslie and Sponseller: Interaction of Dislocations and Precipitates in some Iron-Base Alloys, Precipitation from Iron-Base Alloys, Gordon and Breach, NY 1963. 14) .

Honeycombe, R.W.K.: Steels, Edward Arnold. London 1981.

3. HØYFASTE FERRITT-PERLITTSTÅL

3.1 FERRITTKORNSTØRRELSENS BETYDNING FOR FLYTEGRENSE OG SPREKKINITIERING Flytegrense. I ferritt-perlitt stål for konstruksjonsformål er karboninnholdet lavt, under 0,2%, og i høyfaste stål med lav omslagstemperatur er det vanligvis under 0,15%. Ferrittmengden utgjør da (0,9 - 0,15) • 100/0,9 = 83% av strukturen, og ferrittens egenskaper er avgjørende for flytegrensen. I udeformert ferritt er dislokasjonene gjennomgående fastlåst av karbon- og nitrogenatomer i mellomromposisjoner. Den nødvendige spenning for å rive dislokasjonene løs fra slike karbon- og nitrogenatmosfærer er meget stor ved romtemperatur, og det er en prosess som sjelden finner sted. I det elas­ tiske område er derfor tøyningen i en strekkstav meget nær proporsjonal med spenningen, og dislokasjonene står i ro.

Ved øvre flytegrense Rej_[ er den lokale spenning på visse steder i strukturen høy nok til at det genereres nye dislokasjoner. Fra forsøk med hårkrystaller (whiskers) kan man vise at denne spenning må være av størrelsesorden G/30 ~ 2500 MPa, og den opptrer i strekkstaven nær spenningskonsentratorer som inneslutninger, overflateriss og korngrenser. Når dislokasjonene kommer i bevegelse, formerer de seg raskt, og spenningen i staven faller til nedre flyte­ grense ReL, hvor det er balanse mellom plastisk tøyningshastighet og tøyningshastigheten som påtvinges staven av strekkmaskinen. Under virkning av ReL brer så deformasjonen seg langs plan med maksimal skjærspenning, fig. 2-7. Prosessen er heterogen, idet bare et begrenset antall glideplan er i funksjon, og mellom planene er strukturen uberørt. Glidningen på de enkelte plan kan ikke sees, men den resulterende glidning fra en gruppe plan er synlig som linjer på overflaten av en polert stav og kalles glidebånd eller Luders bånd.

3-2 Ved videre strekking brer glidebåndene seg over staven under konstant spen­ ning, svarende til nedre flytegrense. Først når de dekker hele overflaten, stiger spenningen. Tilsynelatende er hele stavvolumet plastisk deformert på dette tidspunkt, men det er bare i makroskopisk skala. Deformasjonen er fordelt på et begrenset antall glideplan, og mellom dem er strukturen stadig uberørt. La oss gå tilbake til situasjonen ved øvre flytegrense, der den første plastiske deformasjon utløses ved at det genereres nye dislokasjoner. Når først disloka­ sjoner er dannet, genereres nye ved meget lav skjærspenning, av størrelses­ orden G • 10’4 =8 MPa. Ved denne spenning kan dislokasjoner bevege seg innenfor de enkelte ferrittkorn og forårsake mikrodeformasjoner. Flyting i makroskopisk skala forutsetter imidlertid at hele kornaggregatet deformeres slik at glidning i et kom forplanter seg til glideplan i nabokornene.

Fig. 3-1. Opphopning av dislokasjoner på grensen mellom korn A og B initierer glidebånd i korn B.

Anta at det finnes dislokasjonsgeneratorer i korn A ved O, fig. 3-1. Under virkning av skjærspenningen beveger dislokasjonene seg på et antall glide­ plan i glidebåndet Q og stues opp mot komgrensen mellom A og B. Dette resulterer i en konsentrert spenning i et felt omkring skjæringspunktet mellom korngrense og glidebånd. Man kan vise at spenningen er proporsjonal med antall oppstuede dislokasjoner, og når tilstrekkelig mange er til stede, er lokalspenningen stor nok til at det dannes en ny dislokasjonskilde i nabokornet ved P. Her genereres friske dislokasjoner, og et nytt glidebånd oppstår i korn B. B har en annen oritentering enn A, og glideretningene faller derfor ikke sammen. t

3-3

Flyting i makroskopisk skala inntrer når glidebånd forplanter seg over korn­ grensene, og nedre flytegrense er den normalspenning i kornaggregatet som kreves for at dette skal skje. Vi kan vise at nedre flytegrense er avhengig av korndiameteren d på følgende måte, fig. 3-2: snitt A — A

Fig. 3-2.

Dislokasjonsopphopning på en korngrense. I nabokomet oppstår en spenningsøkning som kan initiere en dislokasjonskilde.

Anta at glidebåndet består av et enkelt glideplan, og at den midlere skjær­ spenning i strukturen i et plan parallelt med glideplanet er r. I planet kan dis­ lokasjoner bevege seg under friksjonsspenningen 74. Planet kan altså ikke over­ føre større spenning enn Ti? mens det i strukturen virker en meget høyere skjærspenning r. Denne situasjon fremkaller en spenningskonsentrasjon i krysspunktet glideplan - korngrense, analog den som opptrer rundt enden av

3-4

Fig. 3-3. Spenningskonsentrasjon: a) i krysspunktet glideplan - korngrense, b) i bunnen av en sprekk.

en sentral sprekk med lengde 2a belastet med en skjærspenning parallelt med sprekken, fig. 3-3. Lineærelastisk bruddmekanikk viser da at henholdsvis maksimal hoved- og skjærspenning i et punkt med koordinater r, 0, fig. 3-3 b), kan skrives: t

(3.1) (3.2)

F(0) og F’(0) er to forskjellige funksjoner av 0 med maksimalverdi ved hen­ holdsvis 0 = 0° og e = 45°. Kriteriet for at spenningskonsentrasjonen i krysspunktet glidelinje - korn­ grense utløser en ny dislokasjonskilde i en avstand r = r* , er at skjærspen­ ningen i punktet når en kritisk verdi r* . Da er også skjærspenningen r i struk­ turen lik flytespenningen Tp. I ligning(3.2)innfører vi lik Tp - Tp 2a = korndiameteren d, sløyfer 6 funksjonen og får: t

rmaks

T

(TF

Tp = Tj + t*

op — (7j + kj • d 1/2

= Ti + k • d 1/2

(3.3)

Dette er Petch-Halls ligning som viser at flytegrensen øker med minskende

3-5

kornstørrelse i strukturen, og at den avgjørende komstørrelseparameter er d’1/2. Ikke minst i konstruksjonsstål er det en observasjon av avgjørende betydning, siden den betyr at flytegrensen kan økes uten at innholdet av kar­ bon eller andre legeringselementer heves. Et stort antall eksperimentelle undersøkelser har bekreftet riktigheten av Petch-Halls ligning. Betydningen av kornstørrelsen for flytegrensen forståes umiddelbart når man først erkjenner at flyting innen de enkelte korn skjer under meget lav skjær­ spenning. Det er korngrensene som yder den virkelige motstand mot plastisk deformasjon av kornaggregatet som helhet. Fasthetsmessig kan derfor et polykrystallinsk materiale som ferritt oppfattes som sammensatt av stive skall hvor skalldiameteren tilsvarer korndiameteren. Et aggregat av slike skall vil yte større motstand mot plastisk deformasjon jo flere skall skjærkraften fordeles på. Sprekkinitiering. Når det skal vurderes om høyfaste stål egner seg for bestemte formål, er mange egenskaper av betydning. Imidlertid kan det trygt sies at flytegrense og motstand mot sprøtt brudd er egenskaper som alltid teller. For et stål av gitt sammensetning er temperaturen den parameter som’ i størst grad på­ virker bruddmotstanden. Det mest brukte kriterium er derfor stålets omslags­ temperatur målt med Charpy prøven eller Battelle riveprøven (tear test). Over omslagstemperaturen er bruddet i prøvestaven hovedsakelig et skjærbrudd, under omslagstemperaturen et kløvingsbrudd. Det siste initieres med liten energi og er uønsket. Omslagstemperaturen er ikke nødvendigvis den samme i små prøvestykker som i praktiske konstruksjoner, men for sammenligning av forskjellige ståltyper er likevel omslagstemperaturen av små prøvestykker et verdifullt kriterium.

Ferrittkornstørrelsen påvirker bruddmotstand og omslagstemperatur. Den kvantitative behandling er analog den som er vist foran for kornstørrelsen: Spenningen i punkt r, 6 på grunn av dislokasjonsoppstuving på grensen mellom komene, fig. 3-3, vil kunne utløse en ny dislokasjonskilde. Men hvis dette ikke skjer, for eksempel fordi glideplanet er uheldig orientert i forhold til skjærspenningen, eller fordi området er gjennomtrengt av låste (sessile) dislokasjoner, fortsetter de elastiske spenninger å vokse når nye dislokasjoner presses mot korngrensen. Når normalspenningen i punktet er lik materialets teoretiske styrke, som dreier seg om E/10, dannes en sprekk. Parallelt til lig­ ning (3.3) fåes

3-6 o

umaks

=

E

|Q

= (t

's

/±

mv^

= Tj + OJEV^? = Tj + k-d’172 s 1 v d 1

ts

(Js = Gi + krd-172

(3.4)

7S og (7S er de respektive skjærspenninger og normalspenninger i ferrittstrukturen som initierer en kløvingssprekk. Sprekken fortsetter å vokse så lenge dislokasjonskilden i korn A sender dislokasjoner mot korngrensen.

Når sprekklengden nærmer seg lengden av glidebåndet, gjelder ikke ligning (3.3) og (3.4) lenger. Sprekken medfører en avlastning av spenningene i punkt r, 0, slik at veksten fremkalt av glidebåndeffekten stanser. Men sprekken vil nå kunne utvikle seg til et ukontrollert brudd drevet av normalspenningen i strukturen og spenningskonsentrasjonen i sprekken selv. Vi skal behandle dette mer detaljert senere.

Vi leser av ligning (3.4) at den nødvendige spenning for initiering av en kløv­ ingssprekk øker når kornstørrelsen faller. En liten kløvingssprekk i strukturen er ikke det samme som et kløvingsbrudd, men det må antas at kløvingssprekker lange nok til å dele de enkelte korn, innebærer en potensiell risiko for at store sprekker og brudd skal oppstå. Vi slutter derfor at en ferrittstruktur bestående av små korn, har større motstand mot bruddinitiering enn en struktur av grove korn, og at den bestemmende parameter er d ”1/2 Den egentlige årsak til at moderate skjærspenninger i makrostrukturen kan generere lokale normalspenninger høye nok til å fremkalle lokale kløvings-

Fig. 3-4. Ved en gitt plastisk deformasjon £ gir få glideplan a) høyere spen­ ningskonsentrasjoner enn mange plan b).

3-7 sprekker, er at den plastiske deformasjon fordeler seg på få glideplan. Hvis glidelengden C i krystallet på figur 3-4 a) blir spredd på flere glideplan som i fig. 3-4 b), blir de lokale spenningskonsentrasjoner mellom glidelinjer og korngrenser også mindre, fordi det er færre dislokasjoner på hvert plan. Og den lokale spenning blir for liten til å fremkalle sprekkinitiering.

3.2 STRUKTUR OG EGENSKAPER I HØYFASTE KONSTRUKSJONS­ STÅL MED FERRITT-PERLITT STRUKTUR Flytegrense. Flytegrensen i et lavkarbon ferritt-perlitt stål er struktur- og legeringsavhengig som følger, /1 /

Re = K + 37 (Mn%) + 83 (Si%) + 2918(N2%) + 15,1 d"1/2

(3.5)

Ligningen er basert på eksperimentelle studier av virkningen av legerings­ elementer og struktur på flytegrensen og bruk av moderne regresjonsanalyser. Den gir flytegrensen med en nøyaktighet på ±31 MPa og 95% konfidensgrense.

Konstanten K er 88 MPa for luftkjølt og 62 MPa for ovnskjølt materiale. Forskjellen skyldes avkjølingshastighetens innflytelse på mengden og for­ delingen av cementitt i ferritten. De tre ledd som følger K, uttrykker virk­ ningen av oppløsningsstyrking for legeringselementene mangan, silisium og nitrogen. Mangan og silisium danner substitusjonsløsning med jerngitteret og nitrogen går i mellomromsløsning. Atomer i substitusjonsløsning, enten de er større eller mindre enn vertsatomene, forårsaker en fortrekning av gitteret omkring og et spenningsfelt rundt oppløste atomer. Dette reagerer med feltet omkring dislokasjonene på en slik måte at friksjonsspenningen i gitteret øker.

Oppløste atomer i mellomromsposisjoner, som nitrogen og karbon i ferritt, danner tilsvarende et spenningsfelt omkring seg fordi de er større enn plassen i mellomrommene. Styrkingsgraden, regnet pr. masseprosent legeringselement, er knyttet til størrelse og form av spenningsfeltet, og er størst for atomer i mellomroms­ posisjoner. Den er ellers større når atomer i substitusjonsløsning danner grup­ per enn når de fordeler seg jevnt i strukturen. En teoretisk behandling viser

3-8 at styrkingsgraden øker med kvadratroten av konsentrasjonen av legerings­ elementer i oppløsning, men ved lave konsentrasjoner er det nær lineær av­ hengighet slik det fremgår av ligning (3.5). Multiplikatorer for andre oppløste elementer er oppgitt til /1 / 33 • (%Ni), -30 • (%Cr), 680 • (% P), 38 • (%Cu), 11 • (%Mo)

Nyttbar styrking av oppløste elementer er begrenset, til dels fordi løseligheten av elementer med stor styrkingsgrad er liten, til dels fordi sveisbarheten setter skranker for legeringsmengden. Virkningen av å redusere ferrittkornstørrelsen er mer fremtredende. Ved finkornbehandling kan parameteren d’1/2 økes med 7 enheter fra 6 til 13. Dette svarer til en stigning i flytegrensen på 100 MPa. De enkelte ledd i ligning (3.5) er vist grafisk på fig. 3-5 for et stål med 1,0% Mn, 0,25% Si og 0,01% Ng.

Fig. 3-5. Komponenter av flytespenningen beregnet efter ligning (3.5) for et luftkjølt karbon-manganstål med 1% Mn, 0,25% Si og 0,01% oppløst nitrogen.

3-9 Man kan merke seg at flytegrensen er uavhengig av karboninnholdet. Dette er riktig så lenge perlittmengden i strukturen er lavere enn 25-30% svarende til et karboninnhold på 0,2-0,25%. I et stål som skal sveises, og hvor det stilles store krav til motstand mot bruddinitiering (omslagstemperatur), er karboninnholdet sjelden over 0,2% og vanligvis under 0,15%. I arktiske egne hvor det er ekstra strenge fordringer til lav omslagstemperatur, brukes enda lavere karboninnhold, f.eks. 0,06-0,08% i rørstål.

Utfellingsstyrking og dislokasjonsstyrking er to ytterligere mekanismer som kan bidra til flytegrensen i stål. Tilleggene er imidlertid små i ferritt-perlitt stål av vanlig type og har større betydning i strukturer som dannes ved ned­ satt transformasjonstemperatur. De er nærmere omtalt i senere kapitler. Omslagstemperatur.

På samme måte som flytegrensen kan også omslagstemperaturen skrives som en funksjon av kjemisk sammensetning og struktur: ITT (°C) = -19 + 44 (Si%) + 700 (Nc%)1/2

+ 2,2 (perlitt%) - ll,5d"1/2

(3.6)

Toleransen ér hele ±30°C, hvilket ikke er uventet. I staver med skår er mate­ rialet som prøves, begrenset til et ganske lite volum foran skåret, og over en plate eller charge av stål med nominelt sett samme sammensetning og struk­ tur, varierer egenskapene av slike små områder ganske betraktelig. Dette kommer også til syne ved mikrohårdhetsmåling og utmatningsprøving, hvor det er tilsvarende stor spredning i verdiene. Forholdet er anderledes i en strekkstav der hele stavens midtparti deformeres, og hvor man avleser middel­ verdier for et stort materialvolum. Ved hjelp av ligningen ovenfor kan om­ slagstemperaturen i et stål av gitt sammensetning og struktur beregnes, men med de store toleranser som er innebygget, har resultatet begrenset verdi. Ligningen er imidlertid nyttig fordi den så klart viser de faktorer som inn­ virker på omslagstemperaturen. Oppløst silisium og nitrogen øker omslagstemperaturen. Innholdet må derfor begrenses selv om begge elementer øker flytegrensen. Et aluminiumfritt stål kan inneholde f.eks. 0,005% nitrogen i overmettet løsning, hvilket øker om­ slagstemperaturen med hele 50°C.

3-10

Mangan i ferritt har liten eller ingen virkning. Men mangan øker perlittmengden og senker transformasjonstemperaturen, slik at ferritten blir finere. Den samlede effekt av mangan er at omslagstemperaturen faller.

Multiplikatorer for andre oppløste elementer er oppgitt til /1 / (200 til 350) • %P, (4 til 6) • %Mo, (10 til 20) • %Cu Nikkel virker med negativt fortegn.

Perlitt øker omslagstemperaturen. En løfting av karboninnholdet fra 0,1% til 0,2% hever perlittmengden i et stål med 1,5% Mn fra 14 til 28%, og om­ slagstemperaturen øker med 14 • 2,2 = 31°C. Karbon oppløst i austenitt er imidlertid også en kornforfiner siden det senker transformasjonstemperaturen fra austenitt til ferritt. Denne virkning lar seg vanskelig kvantifisere, men svarer til at d”1/2 heves med omtrent 2 mm”1/2 i det foreliggende tilfelle. Resultatet er at omslagstemperaturen stiger med △ITT = 2,2 • 14 - 11,5 • 2 = 8°C og flytegrensen med ca. 30 MPa. Følgelig har karbon også en positiv virkning, og når innholdet reduseres merkbart, f.eks. under 0,1-0,12%, må man bruke andre metoder til å holde ferrittkornstørrelsen nede.

Ved lave karboninnhold må man ellers være oppmerksom på faren for korn­ grensecementitt. Maksimal løselighet av karbon i ferritt er 0,02%, og den faller til nær 0 ved værelsetemperatur. I stål med så små perlittmengder som 5-10% felles karbon som cementitt på ferrittkorngrensene ved langsom avkjøling omkring og under Arj. Dette har en markant virkning på omslagstemperatu­ ren som vist på fig. 3-6 /2/. Figuren peker på karbidtykkelsen som den be­ stemmende parameter, og virkningen er stor når tykkelsen øker ut over 2 fim. Baird og Preston /11/ foreslår at karbidlengden i % av samlet korngrenselengde er den avgjørende størrelse og gir et bidrag til omslagstemperaturen i ligning (3.6) med △ITT (°C) = 3 • (%korngrense dekket av cementitt)

Mangan motvirker dannelse av korngrensecementitt på to måter: Utfellingen senkes til lavere temperatur og går da tregere, og den mengde som felles, blir fordelt på en større flate av korngrenser. For stort manganinnhold fremkaller

3-11

cementitt-tykkelse, nrc\

Fig. 3-6. Virkning av tykkelsen av korngrensecementitt på omslagstempera­ turen /2/.

imidlertid innslag av øvre bainitt som hever omslagstemperaturen. Dette forhold er nærmere forklart nedenfor. Ferrittkornstørrelsen er den enkeltparameter som påvirker omslagstempera­ turen mest. Ved finkornbehandling kan korndiameteren reduseres fra 28 pm til 6 pm, svarende til at d"1/2 stiger med 7 enheter fra 6 mm”1/2 til 13 mm'1/2, og at omslagstemperaturen faller med 80°C, fig. 3-7.

En fin ferrittstruktur er følgelig fordelaktig både for flytegrensen og omslags­ temperaturen. Som vi senere skal se, kan en finkornbehandling gjennomføres med lave legeringstilsetninger og innenfor en akseptabel økonomisk ramme. Alle høyfaste konstruksjonsstål bruker derfor en eller annen form for finkombehandling. Dette er spesielt viktig når man ønsker stål av meget høy fasthet og må gjøre bruk av oppløsningsstyrking og andre fasthetsøkende metoder. Med unntak av finkornbehandling øker de alle omslagstemperaturen, og dette kan bare godtas hvis man har en struktur med tilstrekkelig lav om­ slagstemperatur som utgangspunkt.

Ligning (3.6) forutsetter ferritt-perlitt struktur. I stål med så høyt manganinnhold som 1,5-1,7%, som kan være nødvendig for å oppnå en tilstrekkelig

3-12

ferrittkornstørrelse d'1'2 mm

Fig. 3-7. Komponenter av omslagstemperaturen beregnet efter ligning 3.6 i et karbon-manganstål med 0,15% C, 1,0% Mn, 0,25% Si og 0,01% oppløst nitrogen.

grad av oppløsningsstyrking og en fin ferrittstruktur, er det imidlertid en risiko for at det opptrer innslag av øvre bainitt. Det er vanlig at manganinnholdet begrenses nettopp slik at øvre bainitt ikke dannes, men strukturen kan likevel dannes lokalt i områder med grov austenitt. Velger man å lage et stål med høyt manganinnhold, må man samtidig legge vekt på å frembringe en homogen, finkornet austenittstruktur ved finkornlegering eller en godt avpasset termomekanisk behandling.

Strukturen i øvre bainitt består av bunter av parallelle, stavformede ferrittplater. Adskillige slike bunter rommes innenfor et tidligere austenittkorn. Ferrittplatene i hver bunt har nær samme krystallografiske orientering, gren­ sene mellom dem kan derfor oppfattes som lawinkelgrenser. Både på disse og på høyvinkelgrensene mellom de enkelte bunter av ferrittstaver ligger partikler av cementitt eller martensitt med en fast krystallografisk orientering til naboferritten. Vanligvis finner man også cementitt på forhenværende austenittgrenser.

Omslagstemperaturen i øvre bainitt er merkbart høyere enn i ferritt-perlitt strukturer av samme styrke. Den grunn som vanligvis anføres, er at cemen-

3-13 tittpartiklene knekker ved deformasjon, og at sprekken forplanter seg gjen­ nom de omliggende ferrittplater. Vi skal komme tilbake til beregning av styrke og omslagstemperatur for bainittiske strukturer senere og slår her bare fast at ligningene (3.5) og (3.6) gjelder for ferritt-perlitt stål og ikke uten videre kan brukes når strukturen inneholder bainitt.

Styrke-omslagstemperatur vektorer.

økning i omslagstemperatur A lT T ,

Virkningene av struktur og sammensetning kan fremstilles ved vektorer med flytegrense og omslagstemperatur som koordinater, fig. 3-8 /3/. Kornforfining øker flytegrensen og senker omslagstemperaturen. Dislokasjons- og utfellingsstyrking øker både flytegrense og omslagstemperatur. Vi skal komme tilbake til disse styrkeprosesser senere. Perlitt øker omslagstemperaturen uten å øke flytegrensen.

økning i flytegrense ARe, MPa

a)

økning i flytegrense ARe, MPa

b)

Fig. 3-8. Virkning av struktur a) og legeringselementer b) på flytegrense og omslagstemperatur. Legeringselementenes virkning er avhengig av stålprosessen og er heller ikke uavhengig av hverandre, slik at fig. 3.8 b) bare angir grove tendenser.

3-14

Omtrentlig innflytelse av de enkelte legeringselementer og forurensninger i ferritt-perlitt stål er vist på fig. 3-8 b). Alle virkninger av elementene er tatt med, f.eks. for mangan både den direkte virkning av at elementet er oppløst i ferritt, og videre at mangan senker transformasjonstemperaturen og derfor er en finkorndanner. Aluminium stiller svært fordelaktig som finkorndanner og som binder av oppløst nitrogen. Tallene på fig. 3-8 angir forandringen i omslagstemperatur pr. 15 MPa økning av flytegrensen. Oppløselighet og andre omstendigher, herunder sveisbarhet, setter strenge grenser for hvor store legeringstilsetninger som kan brukes, og derfor for de totale virkninger av elementene. Den fordelaktige effekt av aluminium f.eks. er for det første knyttet til normaliserte stål, og styrkeøkningen vil i praksis ikke kunne drives meget over 50 MPa.

3.3

KONTROLL AV FERRITTKORNSTØRRELSEN VED HJELP AV UTFELTE PARTIKLER

Den ferrittstruktur som oppstår ved transformasjon av austenitten, er av­ hengig av austenittstrukturen den springer ut fra. Ferrittkornene kjernedannes hovedsakelig fra austenittkorngrensene. En fin austenittstruktur med store kornflater pr. volumenhet utvikler derfor en fin ferritt. Ved konvensjonell praksis begynner varmvalsing ved 1250-1200°C og avsluttes ved 1000-950°C. Efter hvert valsestikk skjer det en rekrystallisasjon og en påfølgende kornvekst som kan bli ganske fremtredende ved de høyeste tempe­ raturer. Så lenge valsingen kan gjennomføres raskt, med bare korte opphold mellom stikkene, er veksten begrenset, og man ender opp med en rimelig fin austenitt efter siste valsestikk. Imidlertid skjer det en betydelig kornvekst i avkjølingsperioden fra 1000-950°C til transformasjonen begynner ved ca. 850°C. Spesielt gjelder dette i store platetykkelser med langsom avkjøling. I høyfaste konstruksjonsstål kan kornvekst av austenitten under og efter valsing motvirkes ved finkornbehandling av smeiten. Behandlingen består i addering av små mengder aluminium, vanadium, niob eller titan eller kombi­ nasjoner av disse elementer, i mengder som totalt kan dreie seg om 0,1%. Elementene utfelles som fine partikler av karbider eller nitrider i austenitten i området 1200-900°C, og ved noe lavere temperatur for vanadiums ved­ kommende. Partikler i tilstrekkelig antall låser austenittgrensene slik at korn­ vekst hindres.

3-15

Fig. 3-9

Korngrense-partikkelkonstellasjonen b) er mer stabil enn a) siden korngrensearealet er redusert med 7rr2.

Bakgrunnen for denne virkning forstås ved å sammenligne a) og b) på fig. 3-9. Både korngrenser og partikkel-matrixgrenser utgjør uordnede områder med bunden elastisk energi, sammenlignet med den øvrige struktur. Det følger at korngrense-partikkelkonstellasjonen på fig. 3-9 b) har lavere energi enn den på 3-9 a), siden korngrenseflaten på den første er redusert med et areal på 7rr2. Termodynamisk sett er derfor b) mer stabil enn a). Hver partikkel virker på korngrensen med en kraft som er rettet mot en forflytning av grensen, og når antallet partikler er stort nok, er strukturen stabil. En enkel teori for partiklenes evne til å låse korngrenser er foreslått av Zener /4/, fig. 3.10. Zener betrakter først et kuleformet korn med radius R, fig. a). Krystallstrukturen inne i kulen er forskjellig orientert fra matrix omkring, men forøvrig er materialet inne i kulen det samme som utenfor. Korngrensen har energi som kan identifiseres som et grenseflatestrekk (grenseflatespenning) 7 regnet i kraft pr. breddeenhet. Strekket yter et radielt trykk Ap på massen i kornet

Ap7rR2 = 2tfR7

AP =

(3.7)

Ap setter opp et mottrykk fra kornmassen innenfor, men på grunn av diffu­ sjon gjennom grenseflaten er mottrykket alltid mindre enn Ap. Derfor vil korngrensen vandre innover mot sentrum, og kornet forsvinner med tiden. Det samme resonnement kan brukes for strukturen i fig. 3.10 b). På korn-

3-16

Fig. 3-10. a) Grenseflatestrekket 7 mellom kuleformet korn og matrix uten­ for setter opp et overtrykk Ap på kornmassen. b) Overtrykket Ap presser korngrensen i retning mot krumningssentret.

Fig. 3-11. Grenseflatestrekket 7 setter opp et trykk Ap som søker å bevege grenseflaten i retning mot krumningssentret, men bevegelsen motvirkes av partikkelen.

3-17

grenseflaten AB virker et radielt trykk Ap ifølge ligning (3.7), idet R er krumningen i grenseflaten. Trykket gjør at korngrensen beveger seg radielt mot krumningssentret. Vi betrakter så en liten del av korngrensen AB, fig. 3-11 a). På delen ligger en partikkel med diameter 2r. Når korngrensen forskyves av Ap, gjør korngrensestrekket at grensen orienterer seg loddrett på partikkelflaten, fig. 3-11 b). Kontaktlinjen mellom korngrense og partikkel er en sirkel med radius r cos 0 og omkrets 2?rr cos Q. På omkretsen ligger en samlet kraft fra korngrensestrekket som er motsatt rettet korngrenseforskyvningen og lik

F = 27rr7cosØsinØ = 7rr7sin20 Fmaks = "H- forS =45°

Hvis ns er lik antall partikler pr. arealenhet korngrense, fåes stabil struktur når

Ap = 27 R

ns7rr7

(3.8)

For å bestemme ns innfører vi volumandel partikler i strukturen f og får antall partikler pr. volumenhet:

Bare de partikler er virksomme som ligger innenfor et volum lik korngrensearealet A ganger 2r. Vi får derfor n

s

„ 2rA _ 3f • 2r _ 3 . v A ~ 2

f

og når ns settes inn i ligning (3.8):

R

(3.9)

Dette er altså betingelsen for stabil struktur. Setter vi R lik den halve korn­ diameter d/2, kan minste partikkelradius r for gitt volumandel partikler be­ regnes. En normal struktur kan imidlertid ikke bestå av bare kuler, og gjen­ nomsnittlig krumningsradius i kornflatene er adskillig større enn halve korndiameteren. Dette problem har vært behandlet av Gladman /5/, som kom til følgende reviderte betingelse for maksimal partikkelradius

3-18

^3 7T 2

2fi Z

hvor Ro er radien i kornene i matrix og Z er forholdet mellom radiene i voksende korn og matrix korn. Med Z mellom 1,5 og 1,6 fåes r = 10 Rof

(3.10)

som stemmer vesentlig bedre med eksperimentelle observasjoner enn ligning (3.9). Antas f =0,02% = 2 • 10'4,fåes

r = 10 • 10 • 104 • 2 • 10'4 = 220 Å for Ro = 10 pm

og r = 10 • 60 • 104 • 2 • 10’4 = 1320 Å for Ro = 60 pm Ro = 10 og 60 fim svarer til kornstørrelseparametre d på respektive 7 og 3 mm-12 og representerer en fin, respektive normal austenittstruktur i en valset plate like over transformasjonstemperaturen.

3.4 UTFELLING I AUSTENITT En effektiv finkorndanner er et legeringselement som tilsatt i liten mengde danner små og stabile partikler i austenitten. Viktige karakteristika for ele­ mentet er:

partikkelfase og partikkelfordeling elementets oksydasjonstendens fasens oppløselighetsprodukt partiklenes forgrovningshastighet ved aktuelle temperaturer 4 elementer er aktuelle finkorndannere:

Aluminium som utfelles som nitrid. Niob som danner karbonitrid, altså et karbid der en større eller mindre del karbon er erstattet med nitrogen. Vanadium og titan som danner både karbid og nitrid.

Aluminium og titan har begge stor affinitet til oksygen. I utettet stål felles begge elementer i smeiten som grove oksydpartikler som ikke er effektive i å stanse austenittkomvekst. Aluminium og titan kan derfor bare brukes i fullt tettede stål.

3-19

Partiklenes løselighet i austenitten uttrykkes ved løselighetsproduktet. Ver­ diene varierer noe i de forskjellige kilder. Tallene nedenfor er basert på opp­ gaver i /2/ og /6/. 1200°C

105105105105 • 105105-

(% Al) (% N) 27 (%Nb) (%C + 12/14% N) 461 (% V) (% N) 638 (% V) (% N) i stål med 1% Mn 841 (% V)-4/3(%C) 53 459 (% Ti) (%C) 995

900°C

1,8 31 23 30 713 61

Det sees at aluminiumnitrid skiller seg ut ved meget lavere løselighet enn de andre forbindelser. Det felles derfor ut ved høy temperatur, til dels mens stålet er i varmegropen, og vil lett forgroves. Vanadiumkarbid har meget høy løselighet, og ved vanlig innhold av vanadium faller karbidet først ut i ferrit­ ten. Forholdene kompliseres imidlertid av at utfellingen generelt sett er treg og derfor også er avhengig av avkjølingshastigheten. Andre omstendigheter spiller videre inn, og alle fire legeringselementer har sine spesielle anvendelser. Alminnelige legeringselementer i stål som krom, wolfram og molybden kan ikke brukes som finkomdannere fordi de først felles ut i ferritten. Fig. 3-12 viser dannelsesentalpien for en del karbider og nitrider i forhold til cementitt, og det sees at forbindelser av titan, vanadium og sirkonium er de mest stabile.

Poenget ved bruk av finkorndannende elementer er at det felles ut et fint nettverk av partikler mens stålet er austenittisk og fortrinnsvis mens valsingen pågår. Utfellingen bør ikke skje ved for høy temperatur, således ikke mens stålet ligger i varmegropen, fordi partiklene har en innebygget tendens til forgrovning. På grunn av den mindre krumningsradius mot matrix, er små partikler mer ustabile og løses opp mens de større vokser. Best virkning fåes derfor når en vesentlig del av utfellingen skjer under valseprosessen. Mekanisk deformasjon fremmer også utfellingen. Oppløseligheten av aluminiumnitrid er vist grafisk på fig. 3-13 /2/. Varme­ gropen holder en temperatur på 1200°C, og man regner at alle partikler som felles her, er for grove til å være effektive finkomdannere. Partikkelforgrovning fremkalles av høy temperatur og lang virketid.

3-20 TiB2

ZiB2

NbB2

HfB2

_J____ 1 160

TaB2

Ilil 1 1 l1 80

120

_ „ 0 Cr23C6

40

TiC

VCx

(Cr3C2) ZrC

Mo2C

NbC

(MoC)

(Nb2C)

HfC

TaC

W2C (WC)

(Ta2C)

160

TiN

120

(Mo2N)?

TaN

I 160

0

40 Cr2N

NbN

ZrN

HfN

80

VN

120

II 80

II 40

I 0

-AH298k (kJmol 1)

Fig. 3-12. Dannelsesentalpien av borider, karbider og nitrider i forhold til cementitt (Schick, 7).

Søylediagrammet til høyre på figuren viser forholdet mellom grove, uvirksomme og fine, effektive nitrider, idet de siste felles under 1200°C. Starter man med støkiometrisk forhold mellom aluminium og nitrogen, pkt. A på fig. 3-13, følger de oppløste mengder den støkiometriske linje A-0 ved avkjøling. Med aluminium i overskudd, pkt. B, sees at mengden av grove og dermed uvirksomme partikler øker. Støkiometrisk forhold mellom de partikkeldannende elementer gir derfor størst utbytte av fine partikler. Støkiometrisk sammen­ setning lar seg tilnærmelsesvis oppfylle for nitrider, men ikke for karbider, idet karboninnholdet vanligvis ligger 5-10 ganger høyere enn innholdet av f.eks. niob. En kan merke seg at oppløst nitrogen ved 900°C er lavere i legering B enn i A. Ved værelsetemperatur er ferritten overmettet på nitrogen i en grad som er avhengig av oppløst nitrogen i austenitten ved transformasjonstempera-

3-21 0,02

| 0,01

0,02

0,03

0,04

stål A

stål B

aluminium, % —* •

Fig. 3-13. Oppløselighet av aluminiumnitrid i austenitt ved 1200°C og 900°C. Søylene til høyre viser de teoretiske forhold mellom grove og fine aluminiumnitridpartikler for to forskjellige aluminiumtilsetninger A og B /2/.

Fig. 3-14. Virkningen av aluminium på ferrittkornstørrelsen og transforma­ sjonstemperaturen /2/.

3-22 tur. Derfor vil aluminium utover støkiometrisk mengde kunne innebære at innholdet av nitrogen i ferritten reduseres.

Virkningen av for høy aluminiumtilsetning sees av fig. 3-14 /2/. Størst ferrittkornparameter d” ' fåes ved støkiometrisk forhold mellom aluminium og nitrogen, og ved mengder utover dette synker parameteren. Man må også være oppmerksom på at herdbarheten stiger ved synkende parameter, slik dette gjenspeiles av kurven for temperaturen ved 50% transformasjon. Lav transformasjonstemperatur produserer en struktur som er iblandet øvre bainitt. Små mengder av dette strukturelement kan bevirke en betydelig økning av omslagstemperaturen. Det er enda en grunn til at det må føres nøyaktig kontroll med tilsetning av aluminium. Utfellingen går tregt av alle partikkelfaser, men påskyndes av mekanisk de­ formasjon. Dette er vist skjematisk på CCT diagrammet på fig. 3-15 for karbonitrid av niob /8/. Partikler felles derfor i den overmettede austenitt efter hvert som valsingen går frem. Aluminiumnitrid dannes imidlertid på­ fallende langsomt også under valsing, og forblir i løsning i austenitten, til

avkjøl ings kurver

temperatur

NbC(N) i austenit med deformasjon

NbC(N) i austenitt uten deformasjon

område med NbC(N) i ferritt

A F B C M

= austenitt = ferritt = bainitt = cementitt = martensitt

log tid, vilkårlige enheter

Fig. 3-15. CCT diagram for finkornbehandlet lavkarbon stål /8/.

3-23

dels også i ferritten. Aluminium er derfor en svak finkorndanner i varmvalset stål. Men når stålet gjenoppvarmes til ca. 900°C ved normalisering, faller nitridene ut som partikler i et fint nettverk som effektivt stanser kornvekst. Aluminium brukes derfor først og fremst i stål som skal normaliseres.

Fig. 3-16. Niob øker rekrystallisasjonstiden, og dette kan utnyttes i nioblegerte stål slik at uheldig kornvekst mellom valsestikkene unn­ gåes /9/.

Ulegert stål rekrystalliserer raskt i området 1200-950°C, slik at hvert valse­ stikk følges av fullstendig rekrystallisasjon og en viss kornvekst. Den siste prosess er ikke ønsket. Nå har alle finkomdannere den egenskap at de for­ sinker rekrystallisasjonen, og dette gjelder niob i særlig grad, fig.3-16. Korn­ vekst kan først begynne efter fullført rekrystallisasjon, og ved bruk av niob kan valseprogrammet avpasses slik at kornveksten helt unngåes i de siste valsestikk. Denne virkning av niob kommer i tillegg til den som er forklart foran, hvis funksjon er knyttet til utfelte partikler. Nærmere forklaring er gitt i kapitlet om kontrollert valsing.

Det endelige valg av legeringselementer er til dels bundet til virkningen som

3-24

finkomdannere, til dels til den omstendighet at niob og vanadium kan bringes til å falle ut i ferritten og fremkaller da utfellingsstyrking. I hovedtrekk gjelder: 1. Aluminium brukes i normalisert stål som også må være fullt tettet.

2. Niob er den beste finkorndanner i varmvalset og kontrollert valset stål. Det brukes ofte sammen med vanadium som i et avpasset valseprogram vil felles ut som nitrid og karbid i ferritten og gi utfellingsstyrking. 3. Vanadium kan også brukes alene, men er en svakere finkorndanner enn niob, og siden virkningen på rekrystallisasjonshastigheten også er mindre, foretrekkes niob i kontrollert valset stål. Niob og vana­ dium kan begge brukes i halvtettet stål. 4. Vanadiumkarbid løses under normaliserende gløding, og felles ut i ferritten når stålet avkjøles. Vanadium brukes derfor sammen med aluminium for å gi utfellingsstyrking i normalisert stål.

5. Titanforbindelsene er resistente mot forgrovning, og titan brukes blant annet i kaldvalsede tynnplater for å redusere flytegrensetapet når platene senere blir glødet. Fullt tettet stål er nødvendig. Titan har ellers en fordelaktig virkning på plastisiteten av sulfider som er forklart i kapitlet om inneslutninger.

6. Titannitrid utfelles normalt i smeiten som staver av mikrometerstørrelse, og har da liten virkning som finkorndanner. Men ved spesielle prosesser har japanske stålverk lykkes å produsere stål med et fint nettverk av titannitrider som effektivt motvirker korn­ vekst. Stålet er særlig fordelaktig ut fra et sveiseteknisk synspunkt, siden titannitrid som en meget stabil fase, også hindrer kornvekst i den varmepåvirkede sone i sveisen. De øvrige finkomdannere har liten virkning her fordi de fort forgroves ved sveisetemperatur.

3.5 KONTROLLERT VALSING I moderne finkornstål er austenittkomstørrelsen avhengig av mengde og størrelse av utfelte partikler og av rekrystallisasjonshastigheten, og disse størrelser er igjen bundet til temperatur og deformasjonsgrad under valsingen. Utfellingsstyrking dirigeres av utfelte partikler i ferritten som bl.a. er påvirket av avkjølingshastigheten i perioden før transformasjonen. Skal man få frem et optimalt produkt med hensyn til flytegrense og omslagstemperatur, og

3-25 samtidig et produkt der innholdet av legeringselementer er forenlig med god sveisbarhet, må temperatur og deformasjonsgrad for de enkelte valsestikk være under kontinuerlig kontroll, det samme må avkjølingshastigheten. Man taler om termomekanisk behandling eller kontrollert valsing.

Kontrollert valsing brukes ofte i en mer spesifikk betydning, nemlig om en valseprosess som avsluttes like før austenitten transformeres til ferritt. På den måte unngår man, eller man begrenser den kornvekst som skjer i austenitten efter at valsingen er ferdig. Det er to problemer knyttet til kontrollert valsing; For det første øker både deformasjonskraft og -energi når temperaturen faller, slik at eksisterende valseverk ikke uten videre kan brukes. I teorien burde man kunne bruke mindre stikk og flere stikk, men det har vist seg at reduksjonsgraden ved laveste valsetemperatur må ha en viss størrelse.

Under valsing tilføres en betydelig mengde mekanisk energi, og temperaturen synker langsomt. For å kunne avslutte valsingen ved 800-850°C må det derfor innføres ett eller flere opphold i valseperioden, der emnet ligger til nedkjøling. Dette øker gjennomgangstiden, og selv i nye verk som er bygget for kontrol­ lert valsing, ser det ut til å være vanskelig å få full driftstid på valsestolene. Plassbehovet i verket blir også større.

Kontrollert valsing gjennomføres i forbindelse med en metallurgisk finkorn­ behandling som forklart foran. Det beste resultat blir oppnådd med niob, eventuelt sammen med vanadium. Niob i austenitt senker rekrystallisasjonshastigheten, og liten eller ingen rekrystallisasjon skjer under 930°C. Dette forhold utnyttes ved kontollert valsing, og et typisk forløp er som følger, fig. 3-17: Blokken gjenoppvarmes til ca. 1200°C og holdes der lenge nok til at alle temperaturdifferanser utjevnes. Ved 1200°C er nesten all niob oppløst. Grovvalsing skjer i området 115O-1O3O°C. Det er full rekrystallisasjon mellom hvert valsestikk, og valsing og rekrystallisasjon bryter efter hvert ned den grove dendrittstruktur og medfører også en oppdeling og fordeling i blokken av inneslutninger som sulfider, oksyder og silikater.

I nedkjølingsperioden mellom 1030°C og 930°C valses ikke, og austenittkornene vokser. Sluttvalsingen foregår mellom 930°C og 800°C, først med langsom og senere uten rekrystallisasjon. Efter siste valsestikk er strukturen

3-26

Fig. 3-17. Skjematisk fremstilling av de forskjellige prosesser ved kontrollert valsing i to trinn av et C-Mn-Nb stål.

sterkt deformert med skiveformede korn (pannekakestruktur) med stor dislokasjonstetthet. Den store korngrenseflate er en meget effektiv generator av stabile ferrittkim, og efter transformasjonen foreligger en særlig fin ferritt­ struktur. Pannekakestrukturen i austenitt lar seg bare fremstille med niob som finkorndannende element, idet niob motvirker rekrystallisasjon i sterkere grad enn de andre legeringselementer. Enda en betingelse må stilles, nemlig at reduksjonsgraden i de siste valsestikk er tilstrekkelig til å danne de store og aktive korngrenseflater som ferrittstrukturen springer ut fra. Hvis stikkene settes ved for høy temperatur, eller hvis niobmengden er for liten, skjer en partiell avspenning eller rekrystallisasjon som fører til en dupleks struktur med områder med grov ferritt og ofte iblandet øvre bainitt, fig. 3-18. Aluminium- og vanadiumbehandlet stål er mindre kritisk med hensyn til valseparametrene. Rekrystallisasjon og kornvekst følger efter hvert reduk-

3-27 austenitt før sluttvalsing

austenitt efter sluttvalsing

austenitt og ferritt

fin og grov ferritt plus bainitt (perlitt)

delvis rekrystallisert austenitt

Fig. 3-18. Hvis austenitten rekrystalliserer efter siste valsetrinn, opptrer en dupleks struktur av fin og grov ferritt efter transformasjonen, ofte iblandet bainitt /9/.

sjonstrinn ned til laveste temperatur. Men man oppnår ikke den fine ferrittstruktur som ved legering med niob. Ved å fortsette valsingen under År3 kalddeformeres ferritten, og det skjer en økning av dislokasjonstettheten og en tendens til cellestruktur. Flytegren­ sen stiger merkbart, 50-80 MPa eller så, men det gjør også omslagstempera­ turen. Samtidig opptrer en tekstur som er karakterisert ved en preferert orien­ tering av ferrittens kløvingsplan parallelt med valseplanet. Teksturen frem­ kaller en oppspaltning av platen i området foran sprekker og ytrer seg med platåer på omslagskurven ved Charpy prøving og DWT-prøving. Disse forhold blir nærmere omtalt i kapitlet om rørstål.

Kontrollert valsing kan efterfølges av normalisering, især for store platetykkelser hvor det er risiko for dupleks ferritt med innslag av bainitt. Kontrollert valsing kan ikke uten videre tilpasses de største plaretykkelser,

3-28

til dels fordi det er grenser for hvor store separasjonskrefter på valsene som kan godtas, til dels fordi nedkjølingsperioden blir urimelig lang. Prosessen er mest brukt for rørstål med tykkelser opp til 30 mm, men japanske stålverk tilbyr 40-50 mm plater av kontrollert valset stål.

3.6 BÅNDSTRUKTUR

I en varmvalset plate av karbon-manganstål finner man at perlitt og ferritt er fordelt i vekselvise lag, parallelle med valseplanet, fig. 1-6, og ikke i homo­ gen blanding som det ville være nærliggende å vente. Tendensen synes å øke ved kontrollert valsing. Båndstruktur eller skiktning skriver seg fra interdendrittisk seigring av mangan når blokken, eller valseemnet ved kontinuerlig støping, størkner, fig. 3-19 a). Områdene mellom dendrittgrenene og de enkelte dendritter (lyse felter på fig. 3-19) er høyere i mangan enn gjennomsnittet, og under valsingen presses de ut til skarpt avgrensede bånd parallelle med valseplanet, fig. 3.19 b).

a)

b)

Fig. 3-19. Mangan seigrer til partier mellom dendrittene når stålet størkner, lyse flater på a). Under valsing presses partiene ut til skarpt av­ grensede bånd parallelle med valseplanet, b) /6/.

3-29

Mangan reduserer aktiviteten av karbon i austenitt, slik at karbon seigrer sammen med mangan. Når så stålet avkjøles efter avsluttet valsing, blir inn­ holdet av perlitt større i de Mn-C-rike bånd enn i strukturen forøvrig.

Det kan regnes ut /6/ at en 90% homogenisering av manganinnholdet kre­ ver at valseemnet glødes i 4500 døgn ved 1200°C, hvilket selvfølgelig ikke lar seg gjennomføre i praksis. Hvis platen homogeniseres efter nedvalsing, kan glødetiden reduseres til 26 timer, siden avstanden mellom skikt med anriket mangan og karbon da er betraktelig redusert. Men heller ikke dette er en økonomisk akseptabel prosess. Skiktet stål er ikke nødvendigvis skadelig for stålets egenskaper og blir godtatt i de fleste anvendelser. Det bør imidlertid unngåes i sveiste detaljer hvor det er fare for utrivningsbrudd. Tendensen til skiktning er betraktelig mindre i kontinuerlig støpt stål sammenlignet med stål som er blokkstøpt.

3.7 UTFELLINGSSTYRKING (PARTIKKELSTYRKING) Generelt. Partikler som utfelles i austenitten under valsing, kan ha en diameter fra noen tusen til poen hundre Å. Vi har sett at de kan stabilisere en austenittkornstørrelse fra 120 pm ned til 20 pm. Partiklene er imidlertid for store til å bevirke utfellingsstyrking, eller riktigere sagt: Antall partikler pr. volumdel stål er for lite når konsentrasjonen av partikler holdes på et rimelig nivå. Virkningen av utfellingsstyrking kan demonstreres ved varmebehandling av et stål med 0,1% C, 0,6% Mn og 0,08% Nb, fig. 3-20. I normalisert tilstand er ferritt-strukturen finere enn i et karbon-mangan-stål, men flytegrensen følger den samme avhengighet av kornstørrelsen. Spektret av kornstørrelser på figuren er oppnådd ved å variere glødetid og avkjølingshastighet.

En vesentlig økning av flytegrensen utover den som kan beregnes av ferrittkornstørrelsen, oppnås ved gløding ved høyere temperaturer. Nitrid og kar­ bid av niob løses da opp, og ved relativt rask avkjøling i luft og uten med­ virkning av plastisk deformasjon, felles de nye partikler hovedsakelig i fer­ ritten. Løseligheten faller betydelig ved transformasjonen fra austenitt til ferritt, og samtidig øker diffusiviteten med en faktor på omtrent 100. Par­ tiklene felles tørst og fremst på fasegrensene, og tynnfilmundersøkelse vi­ ser at de konsentrerer seg i plan med en avstand på ca. 1000 Å, fig. 3-21.

3-30

Fig. 3-20. Virkning av austenittiseringstemperatur på ferrittkornstørrelse og flytegrense i et stål med 0,1 C, 0,6 Mn og 0,08 Nb /l0/.

avstand mellom linjer med utfellinger

Fig. 3-21. Partiklene felles på fasegrensene mellom austenitt og ferritt og konsentrerer seg i plan med en avstand på ca. 1000 Å / l 1/.

3-31

Partikkeldiameteren kan dreie seg om 50 Å og enda mindre når utfellingen skjer efter fullendt transformasjon. Dette resulterer i en betydelig grad av ut­ fellingsstyrking, som også kan sees av fig. 3-20.

Ved gitt glødetemperatur er styrkeøkningen pr. enhet d"1/2 større enn for nor­ malisert stål. Det skyldes at de forskjellige ferrittkornstørrelser er oppnådd ved å variere avkjølingshastigheten, og den siste virker også på partikkelstørrelsen. Ved å valse stålet i nedkjølingsperioden blir ferrittstrukturen finere, og styrke­ økningen pr. enhet d 1/2 svarer i gjennomsnitt til normalisert stål og karbonmangan-stål, fig. 3-22. Utfelling gir følgelig et styrkebidrag som kan legges til de andre styrkemekanismer i ligning (3.5).

ferrittkornstørrelse, d 1/2 (mm-1/2

Fig. 3-22. Virkning av temperaturen for siste valsestikk på kornstørrelsen og flytegrensen i et niobstål med sammensetning som i fig. 3-20 /10/.

3-32 Dislokasjonslære. I et materiale som flyter, skjer det en atomplanglidning i hvert enkelt korn. Flyting er derfor betinget av at store mengder dislokasjoner kan svinge gjen­ nom kornene. Prosessen hemmes når dislokasjonen på veien møter hårde partikler, som derved øker flytegrensen. Virkningen kan beregnes. Under beregningen forenkler man forholdene ved at dislokasjonene oppfattes som elastiske tråder med et egetstrekk, og ved at de påvirkes av ytre krefter. Dislokasjonene er i ro når kreftene på dem er i likevekt, mens en ubalanse fører til bevegelse og flyting. I beregningen av flytegrenseøkning ved utfelling inngår tre begreper fra dislokasjonslæren, nemlig

energi i en dislokasjon strekk i en dislokasjon kraft på en dislokasjon. Energi i en dislokasjon. Rundt en dislokasjon er avstanden mellom atomene større eller mindre enn i det perfekte gitter. I området er det derfor lagret en elastisk energi ut over energien i gitteret omkring. Energien regnes pr. enhetslengde dislokasjon og lar seg lett anslå i en skruedislokasjon.

Fig. 3-23. Skjematisk illustrasjon av en skruedislokasjon som en ring med ytre radius = Rj og indre radius = Ro. Ringen forsettes en avstand b. Z er dislokasjonslinjen.

En skruedislokasjon kan representeres av en ring, fig. 3-23. I ringen er det skåret et radielt snitt gjennom senteraksen Z, og de to friskårne overflater er forskjøvet aksielt med en avstand b = Burgers vektor. Ved en vilkårlig radius R er skjærtøyningen

2ttR

3-33

og den tilhørende skjærspenning

r = Glb 2jtR Alle andre spenningskomponenter er null, hvilket betyr at skruedislokasjonen omgir seg med et rent skjærspenningsfelt. Energien av feltet er lik det arbeid som tilføres for å deformere ringen, og er, regnet pr. lengdeenhet av ringen (dislokasjonen)

E= 1 A.rdR=l^/R^=^_2lnA 2 Ro 2 271 Ro R 47T Ro

(3.H)

Verdiene av R og Ro kan diskuteres. I et korn uten andre dislokasjoner er R lik halve korndiameteren, men normalt settes R lik halve dislokasjonsavstanden i strukturen. I det aller nærmeste felt omkring dislokasjonslinjen gjel­ der ikke Hook’s lov og Ro anslås til 2b. Dette gir omtrent In — = 4tt Ro

og vi får

E = Gb2 = 80 300 • 106 • (2,5 • 1O’10)2 • 10’3 J/mm

= 5,019 • 10 12 J/mm = 5,019 • 10~12 • 2,5 • 10’7 J/atomavstand = 1,255 • 10 18 J/atomavstand = 7,83 eV/atomavstand

Man kan merke seg at dette er en stor energi sammenlignet med f.eks. ener­ gien av en vakans på 1-3 eV. Strekk i en dislokasjon. Energien pr. lengdeenhet dislokasjon er gitt av ligning (3.11). For å forlenge dislokasjonen kreves en kraft i dislokasjonens retning like stor som tilveksten i energi pr. øket lengdeenhet, altså T = E = Gb2 In A 47T Ro

(3.12)

Vi forestiller oss derfor dislokasjonen som en elastisk streng med et konstant strekk T uavhengig av lengden. Denne analogi er fullt ut korrekt så lenge vi betrakter dislokasjonens virkning på omgivelsene. Men linjestrekket uttrykker ikke kraften inne i dislokasjonen.

3-34

Fig. 3-24. En dislokasjon beveger seg gjennom et krystall av lengde L og bevirker forskyvningen b.

Kraft på en dislokasjon (Mott-Nabarro kraft). Når en dislokasjon beveger seg gjennom et krystall, fig. 3-24, formidler den en forskyvning b,og skjærkraften utfører et arbeid pr. tykkelsesenhet = t ’L b. * Det kan være hensikts­ messig å fremstille dette som om det virker en kraft F på dislokasjonen, og at kraften frembringer forskyvningen b. Arbeidet som utføres, må være det samme for begge betraktningsmåter t

• L • b = F • L

F = r •b F er kraften pr. lengdeenhet dislokasjon og loddrett på dislokasjonen.

Legg merke til at F blir den samme selv om flere dislokasjoner arbeider på det samme glideplan eller parallelle plan. Dislokasjonen som en materiell linje som forskyves gjennom krystallet av en kraft F, er naturligvis bare et hensiktsmessig bilde. Dislokasjonsbevegelsen er fiktiv og fremkommer omtrent på samme måte som en bevegelse på tegne­ film. Når etterfølgende halvplan i atomstrukturen frigjøres og bindes efter tur, skapes nye og tilintetgjøres gamle dislokasjonslinjer, og det hele ser ut som om en bestemt linje beveger seg gjennom strukturen. Beregning av utfellingsstyrking. En dislokasjonsgenerator kan opereres med ganske liten skjærspenning og driver ut ringer av dislokasjoner i strukturen. Bevegelsen blir hemmet av par­ tikler, men dislokasjonene kan likevel passere ved å etterlate seg sløyfer

3-35

Fig. 3-25. En dislokasjon kan bevege seg gjennom en partikkelrekke ved å efterlate seg sløyfer rundt hver partikkel.

rundt hver partikkel, som vist på figur 3-25. Efter en liten makrodeformasjon er situasjonen som vist skjematisk på figur 3-26 a). Vi forutsetter et regelmessig partikkelnett med en partikkelavstand £ og slutter at skjærspenningsøkningen Ar på grunn av partikler er den spenning i glideplanet som er stor nok til å skyve dislokasjonslinjen gjennom partikkelrekken. Mot­ standen mot forskyvning beror på egetstrekket, og er åpenbart størst når dis­ lokasjonen er bøyet ut til en halvsirkel som vist på fig. 3-27. Kraftlikevekt gir da

2T = Ar’- b • £

Ar =^L = G^ln-R b•£ 2tt£ Ro

(3.14)

R er her radien i dislokasjonens virkefelt. Ligning (3.14) forutsetter konstant strekk og konstant R, men i fig. 3-27 varierer R åpenbart over dislokasjonslengden, med minste avstand der hvor dislokasjonen bøyer seg rundt partik-

dislokasjonsbevegelse

Fig. 3-26.

Dislokasjonslinjen er sperret av en partikkelrekke.

3-36

Fig. 3-27. Motstanden mot forskyvning er størst når dislokasjonen danner en halvsirkel mellom partiklene.

lene. Vi setter forsøksvis R lik partikkeldiameteren 2r og Ro lik 2b som før og innfører

(3.15)

(2r)2 = f • £2

hvor f er volumandel partikler. Dette gir for styrketillegget Ar = GJ^lnI 4?rr b △Rtj = 2Ar = G ’ b * VT inI u 27rr b

= 80300'2,5y/T_ ln_r_ = 3 j 95 j 27rr 2,5

r

-hU_ MPa 2,5

(3.16)

2r er midlere partikkeldiameter målt i et plant snitt og har benevning Å i ligning (3.16). Ligningen stemmer godt med Ashby/Orowan modellen fore­ slått av Ashby og nærmere forklart i ref. /3/. Den er tegnet som nomogram i fig. 3-28.

Ligningen kan prøves for pålitelighet ved å måle 2r ved tynnslipundersøkelser og bestemme ARy som differansen mellom målt flytegrense og flytegren­ sen utregnet efter ligning (3.5). Man finner to eller tre størrelsesgrupper av partikler, nemlig de som skilles ut i henholdsvis delta-ferritt, austenitt og alfa-ferritt. Bare den siste og minste regnes inn i ligning (3.16). Resultatene

3-37

Fig. 3-28. Utfellingsstyrking i stål som funksjon av volumandel partikler og partikkeldiameter basert på ligning (3.16). De innrammede om­ råder representerer målte verdier.

av slike målinger er markert på fig. 3-28 for tilsetninger av niob, vanadium og titan /2/, og de stemmer relativt godt med beregningsmodellen.

Meget små partikler blir klippet i stedet for omgått av dislokasjonene, og da gjelder ikke forutsetningene for ligning (3.16) lenger. 20 Å partikkeldia­ meter kan ansees som nedre grense. Virkning av utfellingsstyrking på omslagstemperaturen. Graden av utfellingsstyrking kan bli betraktelig i et stål med et tett partikkelnett. Likevel er den induserte lokalspenning i matriks rundt partiklene mode­ rat, fordi dislokasjonene kan passere partiklene ved å danne myke sløyfer. Jevnt fordelte partikler har derfor liten virkning på omslagstemperaturen. Imidlertid utfelles partikler lettere på korngrensene enn i strukturen for­ øvrig, og man finner dem også i kolonier inne i kornene. Partikkelansamlinger

3-38 gjør korngrensene stivere og mer effektive til å stanse glidebånd, og dette fører til at kløvingssprekker kan initieres ved lavere nominell spenning. Cementittpartikler på korngrensene sprekker når matriks deformeres og er kilder til klø ving i tilgrensende ferrittkorn. Det finnes ingen overbevisende beregningsmodell for virkningen av partikler på omslagstemperaturen. For stål som er legert med niob og/eller vanadium, kan man måle en økning av ITT på mellom 0,3°C og 1,O°C for hver MPa partikkelstyrking : 1,0 • ARjj > AITT°C > 0,3 • ARy

(3.17)

Den laveste verdi gjelder for rene ferritt/perlitt stål. Det er noe uklart om ut­ felling i bainitt fremkaller en større AITT enn utfelling i ferritt, eller om det er bainitten selv som har en høyere omslagstemperatur. Fig. 3-29 viser hvor­ ledes AITT avhenger av ARV i et stål med 0,15% C, 1,6% Mn og 0,15% V og med to forskjellige aluminiuminnhold. Med høyeste mengde på 0,06-0,1% er finkornvirkningen redusert, herdbarheten øker, og felter av bainitt opptrer i ferritten. AITT er omtrent 1°C pr. MPa. Når Al < 0,06%, er strukturen ferritt-perlitt, og AITT er 0,3°C pr. MPa.

Fig. 3-29. Virkning av utfellingsstyrking på omslagstemperaturen i strukturer av ferritt-perlitt, og ferritt-perlitt-bainitt i et 0,15 C, 1,5 Mn, 0,15 V stål tilsatt aluminium som finkorndanner /2/.

3-39

Utfelling i kommersielle stål. Ligning (3.16) for ARjj angir en øvre partikkeldiameter på 300-500 Å hvis utfelling skal gi en merkbar styrkeøkning, idet det forutsettes en partikkelandel på 0,1-0,2 vol%, fig. 3-28. Tynnslipundersøkelse med elektronmikroskop viser at utfellinger i austenitt gjennomgående er grovere enn dette, og at bare partikler som faller ut på fasegrensen austenitt/ferritt, eller i ferritten efter fullendt transformasjon, gir utfellingsstyrking.

Fig. 3-30. Løselighet av niobkarbid. Skrafert profil angir maksimal mengde av karbid som felles efter gjenoppvarming til 1200°C i et stål med 0,06% Niob.

Forholdet mellom de partikkelmengder som felles i austenitt og ferritt, er for det første avhengig av løseligheten av partikkelfasene. Løselighetsproduktet for karbider av niob og titan, fig. 3-30 og fig. 3-31, tilsier at begge faser hovedsakelig felles i austenitten. Men gjennomgående avkjøles valseemnet så raskt at noe karbid forblir oppløst og først skilles ut i ferritten hvor løseligheten er sterkt redusert. På den annen side fremmes utfelling i auste­ nitten av mekanisk deformasjon ved valsing.

3-40

Fig. 3-3 1. Løselighet av titankarbid.

Hvor stor partikkelmengde som avsettes i austenitten, og hvor stor i ferritten, beror derfor både på partikkelfasen og på hvorledes profilene av temperatur og deformasjonsgrad velges under valsing. Sammenhengen er komplisert, og stålverkene må basere seg på praktisk erfaring. Den totale utfellingsmengde er avhengig av karboninnholdet og gjenoppvarmingstemperaturen for emnet. Det kan antas at utfellinger mens blokken er i varmegropen, er så grove at de ikke har noen virkning hverken i austenitt eller i ferritt. For et niobinnhold på 0,06% og 1200°C gjenoppvarmingstemperatur, fig. 3-30, angir den skraverte profil volummengden av niobkarbid. Maksimal mengde på 0,068% opptrer bare for karbon under 0,08% og faller til det halve for 0,14% karbon. Mengden kan økes ved å heve gjenoppvarmingstemperaturen, men på grunn av partikkelforgrovninger er ikke virkningen positiv for austenittkornstørrelsen.

Det sees at en økning av niob til f.eks. 0,1% ikke øker mengden av niobkarbid ved 0,1% karbon. Derimot ville mengden stige dramatisk i den varmepåvirkede

3-41

sone ved sveising, hvor temperaturen kan dreie seg om 1400°C. Efter sveis­ ingen avkjøles raskt, uten plastisk deformasjon, og størstedelen av karbidet felles i ferritten. Vi får følgelig en meget merkbar utfellingsstyrking med til­ hørende økning av omslagstemperaturen som ikke kan tolereres. Dette er årsaken til at niobinnholdet maksimeres i stålforskriftene, vanligvis til 0,050,06%. Løselighetsproduktet for titankarbid er noe større enn for niobkarbid, fig. 3-31. Dette gjør at partikkelmengden er mindre kritisk med hensyn til karbon, og fullt kvantum på 0,12 vol% oppnås for karbon opp til 0,17%. For et gitt karboninnhold på 0,1% kan derfor gjenoppvarmingstemperaturen reduseres til vel 1150°C uten at partikkelmengden reduseres. Det er fordelaktig for austenittkornstørrelsen. Titan har imidlertid ikke samme gunstige virkning på rekrystallisasjonshastigheten som niob. Det gjelder det samme for titan som for niob at innholdet må begrenses av hensyn til omslagstemperaturen i den varmepåvirkede sone ved sveising.

Ved normalisering forgroves tidligere felte partikler, slik at utfellingsstyrking

3-42 som måtte være til stede efter varmvalsing oppheves. Niob og titan løses bare i liten grad ved 900°C, og derfor vil heller ikke normaliseringen kunne gi ny utfellingsstyrking av betydning. Løselighetsproduktet for vanadium-karbid er derimot vesentlig større, fig. 3-32. 0,1% vanadium løses fullstendig ved 900°C så lenge karbonmengden ikke overstiger 0,16%, og karbidet felles i ferritten i sin helhet. Vanadium er derfor en meget sterk utfellingsstyrker i normaliserte stål, og brukes sammen med niob i varmevalsede og kontrollert valsede stål når ekstra styrke er påkrevet. Det sees av fig. 3-32 at partikkelmengden er sterkt beroende av normaliseringstemperaturen.

spenning, MPa

Når transformasjonstemperaturen senkes f.eks. ved tilsetning av mangan, blir også partikkelnettet for utfellinger i ferritt finere. Virkningen på flyte­ grensen er vist på fig. 3-33 /2/ for et normalisert 0,15% vanadiumstål. Med et nitrogeninnhold på 0,015% utfelles vanadiumnitrid i austenitten, mens vanadiumkarbid fremkaller partikkelstyrking. Virkningen av mangan er for det første oppløsningsstyrking. Men mangan senker også transformasjonstem­ peraturen, og derav følger at både ferrittstrukturen og utfellinger i ferritten blir finere.

Fig. 3-33. Styrkeandeler fra oppløsning, ferrittkornstørrelse og utfelling som funksjon av manganinnholdet i et normalisert stål med 0,2 C, 0,2 Si, 0,15 Mn og 0,015 N /2/. mangan %

3-43 3.8 INNESLUTNINGER Type inneslutninger.

Partikler av størrelse på 1 /im (10.000 Å) og mer betegnes som inneslutninger. De karakteriseres av mengde uttrykt som masse- eller volumandel, av partikkelform og -størrelse, og an fordeling i strukturen. Den siste enhet er vanskelig å uttrykke i tall, men er ikke mindre viktig. For eksempel har sulfid-inneslutninger en tilbøyelighet til å danne lokale utfellinger mellom dendrittene i støpestrukturen, samtidig som de fordeler seg ujevnt i stålblokken.

Aktuelle inneslutninger i mikrolegerte stål er sulfider, oksyder, karbider og silikater. Virkningen på omslagstemperatur, duktilitet og slagseighet er størst av sulfidene, både fordi de vanligvis finnes i størst volumandel, og fordi de er plastiske og presses ut i lange bånd under valsingen. I karbon-mangan stål med lavt karboninnhold danner svovel mangansulfider av hovedsakelig to typer: Type 1 foreligger som flytende dråper i flytende jern, mens type 2 utfelles som et jern-mangansulfid-eutektikum i den mangan-svovelrike smelte mellom jerndendrittene, fig. 3-34 a) og b). I austenitten finnes type 1 inne i de enkelte korn, mens type 2 danner mer eller mindre sammenhengende kolonier på korngrensene. Både fordelingen i strukturen og det forhold at type 2 sulfidene er de mest platiske ved valsetemperatur, utpeker dem som de mest interessante i forhold til duktilitet og slagseighet.

b) a) Fig. 3.34. Mangansulfider. a) individuelle type 1 partikler, b) type 2 jernmangansulfid-eutektikum /2/.

3-44 Oksygeninnholdet i stålet er bestemmende for forholdet mellom type 1 og type 2. I utettet og halvtettet stål opptrer hovedsakelig type 1 sulfider, og i fullt tettede stål type 2. Oksygen danner også multifaser sammen med type 1, og gjor partiklene hårdere og mindre plastiske under valsing.

Virkning på omslagstemperaturen. Under valsing presses sulfid 2 inneslutningene ut som lange bånd i strukturen, med lengste dimensjon i valseretningen. Det er svak kohesjon mellom sulfider og ferritt, og hvis platen utsettes for strekkspenninger loddrett på valseplanet, kan det dannes lokale spaltninger. Vanligvis orienteres en slagseighetsstav slik i platen at skårlinjen står loddrett på valseplanet. Når staven slåes av, opptrer det strekkspenninger foran skåret med retning langs skåret, altså tvers på valseplanet. Hvis disse fører til at materialet foran skåret spaltes, mistes treaksialiteten, og man vil registrere en forskyvning av omslagskurven mot lavere temperatur. Samtidig synker platåverdien. Denne fordelaktige virkning på omslagstemperaturen synes mest å opptre for relativt høye svovelmengder, over 0,03-0,05%, eller i lokale svovelrike områder i stålet. Når innholdet er lavere, finner man som regel at omslags­ temperaturen stiger med økende svovelmengde, fig. 3-38.

Virkning på duktilitet og øvre platåverdi. Duktilitet uttrykker materialets evne til å gjennomgå utstrakt plastisk defor­ masjon, begrenset enten av brudd eller plastisk instabilitet. Således er sann for­ lengelse i en strekkstav ved maksimal last og ved brudd et uttrykk for duktiliteten ved henholdsvis instabilitet og brudd.

Energiabsorbsjonen i en slagseighetsstav ved temperaturer vel over omslags­ temperaturen uttrykker også materialets evne til utstrakt plastisk deforma­ sjon. Bruddmekanismen er den samme som i en strekkstav, og energiabsorb­ sjonen beror på de samme mikrostrukturparametre. Dette er illustrert på fig. 3-35, som viser at sann forlengelse ved brudd i strekkstaver øker propor­ sjonalt med logaritmen til platåverdien i Charpy slagseighetsstaver, når samme stål undersøkes med begge prøver. Omslagstemperaturen er først og fremst et mål for initiering av et kløvings-

3-45

Fig. 3-35. Forbindelse mellom sann bruddforlengelse i en strekkstav og Charpy platåverdi /3/.

brudd, og her er bruddmekanismen en annen enn i dutile brudd. Omslags­ temperaturen og om man vil, energiabsorbsjonen for et sprøtt brudd, påvirkes også av andre mikrostrukturelle forhold enn et duktilt brudd, og noen for­ bindelse av den art som er vist på fig. 3-35, kan ikke påvises. Fig. 3-36 visér betydningen av svovelinnholdet for øvre platåverdi. Hvis et duktilt brudd oppstår i en rørledning, begynner det regulært i en sveisefeil og løper derefter ut i grunnmaterialet. Mange undersøkelser bl.a. foretatt av Battelle Memorial Institute, viser at energiabsorbsjonen ved slike brudd kan karakterieseres ved platåverdien i en Charpystav. Beregninger ved Battelle antyder at verdier på 60-70 Joule er nødvendige for å stanse et løpende brudd i et gassrør med 460 MPa flytegrense. Men beregningene er beheftet med mange usikkerheter, og tallene må oppfattes som nedre grenser. Bruddkriterier i rør er diskutert i kapitel 8.

Platåverdiene av staver på tvers av valseretningen er mindre enn de på langs, og det er de første som er relevante i rør, siden bruddene alltid løper parallelt med røraksen. Årsaken er at sulfidene er utvalset til bånd med lengste dimen­ sjon i valseretningen, altså langs røraksen. Når skårstaven er orientert på tvers av valseretningen, ligger derfor sulfidene vinkelrett på strekkspenningen og virker da som spenningskonsentratorer, fig. 3-37.

Den nedbrytende virkning av svovel på slagseigheten i et spesialstål med 950

3-46

MnS, vol%

Fig. 3-36. Øvre platå Charpy slagseighet avhengig av svovelinnholdet, hen­ holdsvis vol% mangansulfid /6/.

Fig. 3-37. I et rør faller vanligvis valseretningen sammen med røraksen. Når slagseighetsstaven skjæres ut tvers på valseretningen, danner sulfidbåndene spenningskonsentratorer som reduserer energiabsorb­ sjonen, sammenlignet med en stav på langs.

3-47

F

140 Svovel innhold,%

130

•

0.005

O

0.011

O

0.025 0.024

120

110

100

90

80

70

60

50

40

30

20

10

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

temperatur, °C

Fig. 3-38. Virkningen av svovelinnholdet på omslagskurven i et spesialstål med 950 MPa flytegrense /16/.

MPa flytegrense er vist på fig. 3-38. Øvre platåverdi faller fra 120 til 28 Joule når svovelinnholdet økes fra 0,005% til 0,179%. Når man ser bort fra de høyeste innhold, er omslagstemperaturen lite påvirket.

3-48

Kontrollert valsing er meget benyttet i rørstål, og er en ytterligere faktor til forlengelse av sulfidbåndene og til reduksjon av slagseigheten på tvers av valseretningen. Til dette kommer så at rørstålene har lavt oksygeninnhold som favoriserer dannelse av plastiske mangansulfider av type 2.

Utrivningsbrudd. Plater med utvalsede sulfider vil kunne spaltes langs inneslutningsplanene når de strekkes på tvers av valseplanet. Slike strekk-krefter oppstår f.eks. når platen er en del av en sveist kryssforbindelse, både som følge av sveisespen­ ninger og av overførte krefter, fig. 3-39. Tilsvarende sprekker er vist i kon­ struksjonen på fig. 1-17. Fenomenet kalles utrivning. I deoksyderte, kontrol­ lert valsede stål regner man at det er fare for utrivning når svovelinnholdet er større enn 0,015-0,02%. Men siden både makroskopisk og mikroskopisk sulfidfordeling er av betydning, kan ikke tendensen knyttes til svovelinnholdet alene. Man forlanger i offshore-forskrifter at kontraksjonen i en strekkstav på tvers av valseplanet skal være større enn 20-30% for at det skal være full sikkerhet mot utrivning.

Fig. 3-39. Utrivningsbrudd i en sveist kryssforbindelse, forårsaket av ut­ valsede sulfidbånd i den vertikale plate.

3-49

2 mm

Fig. 3-40. Utrivningsbrudd i kilsveis /16/.

Utrivning kan være et problem i rørknutepunktene i offshore rigger, og det er alminnelig å spesifisere såkalt Z-stål med svovelinnhold under 0,01% i slike anvendelser. Også i rørforgreninger og stige- og fallrør må man være på vakt overfor utrivning. Fig. 3-40 viser det karakteristiske forløp av et ut­ rivningsbrudd i en sveiseforbindelse. Utmatning.

Det har vist seg at utmatningssprekker ofte initieres fra store slagginneslutninger, og at utmatningsfastheten kan økes i betydelig grad når slike inne­ slutninger elimineres. Dette gjelder først og fremst finbearbeidede maskin­ elementer, idet en ruglet overflate skader utmatningsfastheten på samme måte som inneslutninger. I en varmvalset plate med glødeskall er derfor ikke utmatningsfastheten påvirket av en rimelig inneslutningsmengde. Stør­ relsen av partiklene er ellers av betydning, men pålitelige oppgaver foreligger ikke.

Teoretisk modell for inneslutningenes virkning på duktiliteten. Når en ferrittmatriks med sulfidinneslutninger deformeres, løsner forbindelsen mellom dem. Karbider og oksyder har bedre kohesjon til matriks, men de sprekker når deformasjonsgraden blir stor nok. I begge tilfeller oppstår må hull som vokser ved fortsatt deformasjon. Fig.

3-50

Fig. 3-41. Dannelse, vekst og sammenvoksing av hull i et Ni-Cr-Mo-V stål. Fraktografiet til høyre viser bruddflaten med inneslutninger i hvert hull (dimpel) /14/.

3-41 viser forholdene ved enakset strekk. De siste trinn i prosessen er at hver av de gjenstående broer av matriks kontraherer omtrent som strekkstaver like før brudd. Den grunnleggende teori for et duktilt brudd innebærer derfor 3 trinn: dannelse av hull vekst av hull sammenvoksing av hull

Dannelse av hull. Dekohesjon av sulfider skjer ved ubetydelig deformasjon av matriks, fig. 3-42. Karbid- og oksydpartikler har bedre sammenheng med den øvrige struktur, slik at partiklene ikke løsner, men de knekker ved til­ strekkelig spenning. Det samme skjer med karbider på ferrittkorngrensene når oppstuingen av dislokasjoner mot partikkelen er stor nok, fig. 3-43. Den nødvendige spenning i partikkelen er en funksjon av d -1/2 som tidligere forklart. Vekst av hull. Man kan anta at tøyningen nær en inneslutning (partikkel) heves i forhold til gjennomsnittet på samme måte som spenning og tøyning omkring et skår / 14 / , / 2 / . Vi forutsetter enakset strekk og partikler av

3-51

Fig. 3-42. Dekohesjon av sulfider og vekst av hull i et automatstål med høyt svovelinnhold. 600X /7/.

Fig. 3-43. Korngrensecementitt på ferrittkomgrensene sprekker ved til­ strekkelig spenning.

sfæroidisk form med rotasjonsaksen parallell med spenningen, fig. 3-44. Når staven strekkes slik at den får en tøyningsøkning de, viser forsøk med partikler av aluminiumoksyd i sintret jern at tøyningen nær en partikkel, -g-, kan skrives /14/

3-52

E3 hul1 Fig. 3-44. Dannelse av hull ved dekohesjon eller oppsprekking av sfæroidisk partikkel /2/.

= de(l + k-) b R a er sfæroidens akse vinkelrett på spenningsretningen b er aksen parallelt med spenningsretningen R er sfæroidens krumningsradius k er tøyningskonsentrasjonsfaktoren

(3.18)

b2 , som gir Vi innfører R = — a = de(l +k^ ) b b _ -----db • ---------------------------------1 dc = b 1 + k • a2/b2

Dernest integreres fra e0 til e når hullet vokser fra b = L til b = b. k og a er konstanter under integrasjonen.

3-53 /de = f______1____ • db = [_ lln_J____ f /0 l 1 + k • a2/b2 b 1 2 m b2 + ka2 l

e - e0 _ 1 * b2 + ka2 2 L2 + ka2 e = e0 + — In b2 + ka2 2 L2 + ka2

e0 er tøyningen når et hull nettopp er dannet, enten fordi forbindelsen mel­ lom partikkel og matriks løsner, eller fordi partikkelen sprekker.

For tilfellet sulfider, hvor kohesjonen til matriks er liten, kan regnes at e0 = 0 og L er lik b0

e = llnbi±kai 2 b02 + ka2

(3.19)

For karbider som sprekker, er L = 0 og

e = e0 + /hi(l + 2 kaz

(3.20)

Modellen efterpxøves ved å strekke prøvestykker til forskjellige verdier av e, kjøle dem i flytende luft, knekke dem, og så måle dimensjoner av inneslut­ ninger og hull med scanning elektronmikroskop. Man finner en god over­ ensstemmelse mellom teori og målte verdier når tøyningskonsentrasjonsfaktoren k settes lik 2 og e0 lik 0,5 for karbider. For praktisk bruk av modellen er det mer hensiktsmessig å operere med volumandeler av partikler og hull i stedet for lineære dimensjoner. Vi innfører

f0 = volumandel partikler 0 - volumandel hull ved en vilkårlig tøyning e n = antall partikler eller hull pr. volumenhet matriks bo r = — a

Vi får da

f0 = 17T a2 b0 • n

0 = — 7ra2b • n 3 0 = _b f0 b0

3-54

For sulfider

e = Lin l? + ka? = lin 0 2 bo2 + ka2

l-)2 + 4 Jo_____ r2

(3.21)

1 +4 r

For karbider K2

1

t- 2

e = e0 + - In (1 + ) = e0 + - ln( 1 + ——-) 2 ka2 2 f0 • k

(3.22)

Sammenvoksing av hull. Det finnes ingen presis beskrivelse av den kritiske størrelse og fordeling av hull som resulterer i sammenvoksing og brudd. De fleste teorier forutsetter et kritisk forhold mellom hullstørrelse og hullavstand. En enklere modell antar at brudd finner sted ved en bestemt hullandel 9 i strukturen, som eksperimentelt er funnet å dreie seg om 5% /2/. Tøyningen ved brudd eg er vist grafisk på fig. 3-45 under denne forutsetning, idet ligning (3.21) for sulfidinneslutninger er lagt til grunn.

partikler, f0, vol. %

Fig. 3-45. Tøyning ved brudd eg avhengig av volumandel partikler ved for­ skjellige partikkelforhold r, regnet ut efter ligning (3.21). k = 2.

3-55

Den teoretiske modell beskrevet foran, er høyt idealisert. Blant annet har man antatt at alle inneslutninger har samme størrelse og form, og at de for­ deler seg jevnt i strukturen. Derfor kan det ikke ventes annet enn en grov tilnærmelse mellom fig. 3-45 og målte verdier som på fig. 3-36. Spesielt merker man seg at tøyningsøkningen i fig. 3-45 først begynner for alvor ved en inneslutningandel på 2-3% mot 0,2-0,3% i fig. 3-36. Den rimeligste forklaring på dette avvik er at sulfider i stål fordeler seg ujevnt, og at f0 i beregningsmodellen må oppfattes som volumandelen på oppkonsentrerte plasser.

Kontroll av inneslutninger. Sulfidinneslutningene er først og fremst ufordelaktige når man ønsker maksi­ mal duktilitet og Charpy platåverdi på tvers av valseretningen, slik som i rør med innvendig overtrykk og i sammensveiste enheter der man ønsker sikker­ het mot utrivningsbrudd. BS4360 foreskriver et maksimalt svovelinnhold på 0,04% for Grade 55 E stål med flytegrense 450 MPa. For offshore kon­ struksjoner og rørledninger er dette altfor høyt. DnV spesifiserer maksimum 0,02% for rørledninger, og i stålspesifikasjoner fra oljeselskapene finner man verdier på 0,01-0,015%, ofte også under disse tall. Virkningen’ av sulfidene må imidlertid også knyttes til valseprogrammet, og ikke minst til makroskopisk fordeling i strukturen. God omrøring i øsen ved bruk av argongjennomstrømning er fordelaktig, og kontinuerlig støping gir bedre sulfidfordeling enn blokkstøping.

Ytterligere forbedring av duktiliteten og spesielt duktiliteten på tvers av valseretningen kan oppnås ved formkontroll av sulfidene ved tilsetning av elementer som kalsium, zirkonium eller cerium. De løser seg i MnS eller dan­ ner egne sulfider som er mindre plastiske enn MnS. En god formkontroll gjør at platåverdien i prøver på tvers av valseretningen nær fordobles, mens virkningen på langs blir lite påvirket. Fig. 3-46 /l 5/ viser betydningen av deoksydering, formkontroll og kryssvalsing i et lavkarbon, nioblegert rørstål med ca. 450 MPa flytegrense. Stilles en platåverdi på 60 Joule som et mini­ mumskrav for prøver tvers på valseretningen, sees at kravet oppfylles for 0,017% svovel + kryssvalsing eller zirkoniumtilsetning. Den negative virkning av aluminium skyldes at lavt oksygeninnhold favoriserer dannelsen av type 2 mangansulfider. Det fremgår videre at med et svovelinnhold på 0,005% fåes en platåverdi på

3-56

Fig. 3-46. Øvre platå Charpy verdier for et 450 MPa nioblegert rørstål, avhengig av svovelinnhold, deoksydasjon og valsing /15/.

100 Joule uten formkontroll eller kryssvalsing. Denne fremgangsmåte fore­ trekkes av stålverkene i dag, bl.a. fordi zirkonium-/cerium-tilsetning i regelen også resulterer i en økning av omslagstemperaturen. Man antar at dette skyldes at tilsetningene danner sprø forbindelser som sprekker ved plastisk deforma­ sjon. Ultralavt svovelinnhold på den annen side øker herdbarheten i stålet i noen grad, men den virkning dette måtte ha for øket tendens til kaldsprekker i sveisesonen, er ikke overbevisende dokumentert. Fremstilling av svovelfattig stål starter med råjernet, hvor svovelet reduseres ved tilsetning av kalk og kalsiumkarbid i torpedovognen. Lavt svovelinnhold på 0,015-0,02% kan også oppnåes ved råjernfremstilling i elektroovn. Videre avsvovling skjer i stålovnen ved bruk av basisk slagg med lavt FeO-innhold, og avsluttes i øsen med injisering av kalk og kalsiumkarbid i pulverform under sterk omrøring. Argon brukes som bæregass for pulveret. Efter en slik be­ handling gjenfinnes svovelet som kalsiumsulfid med en kjerne av kalsiumaluminat, og denne type inneslutning lider bare ubetydelig deformasjon ved utvalsing. Man har derfor oppnådd å kombinere avsvovling med formkontroll.

3-57

Fig. 3-47. Reduksjon av innholdet av svovel og oppløst oksygen under kalsiumbehandling av stålet i øsen /16/.

Virkningen av en kalsiumbehandling i øsen på svovel- og oksygeninnhold er vist på fig. 3-47. Svovellikevekten er ellers trykkavhengig, og når behandlingen skjer under vakuum, kan svovelinnholdet senkes helt ned til 0,003%.

Avsvovling til slike lave verdier koster penger. Ikke minst må man være klar over at lavsvovelstål må fremstilles i ovn og øse hvor foringen ikke tidligere har vært i berøring med stål med normalt svovelinnhold. I vanlige deoksyderte stål er mengden av sulfider større enn av oksyder, f.eks. 0,02-0,03% svovel mot 0,01% oksygen. Inneslutningskontrollen har derfor i første rekke tatt sikte på sulfidene. Med de lave sulfidinnhold som nu er mulige, er en reduksjon av mengden faste oksyder blitt mer viktig enn før, og kan skje ved vakuumbehandling av smeiten i en spesiell beholder (Dort-

3-58

mund-Horder prosess), ved omsmeltning i vacuum lysbueovn eller ved argonbehandling av smeiten i øsen. Karbidene virker også reduserende på duktiliteten, men fordi partiklene har god binding til matriks, tåler stålet adskillig deformasjon før karbidene sprekker og bruddprosessene kommer i gang.

REFERANSER 1) Pickering, F.B.: The Optimisation of Microstructures in Steel and Their Relationship to Mechanical Properties, Hardenability Concepts with Applications to Steels, AIMI 1977.

2) Gladman, T., Dulien, D. and Mclvor, J.D.: Structure-Property Relationships in High-Strength Microalloyed Steels, History and Theory, Microalloying 75, N.Y. 1975. 3) Pickering, F.B.: High Strength Low Alloy Steels, A Decade of Progress, History and Theory, Microalloying 75, N.Y. 1975.

4) Reed-Hill, E.: Physical Metallurgy Principles, Van Nostrand, N.Y. 1973. 5) Gladman, T.: Proc. Roy. Soc., London, 294A:298 (1966). 6) Leslie, W.C.: The Physical Metallurgy of Steels, McGraw Hill 1981.

7) Honeycombe, R.W.K.: Steels, Edward Arnold, 1981. 8) Gray, J.M., Yeo, R.B.G: Columbium Carbonitride Precipitation in Low-Alloy Steels with Particular Emphasis on ”Precipitate-Row” For­ mation, Transactions of the ASM. Vol. 61,1968.

9) Meyer, L., Heisterkamp, F. Mueschenborn, W.: Columbium, Titanium and Vanadium in Normalized, Thermomechanically Treated and Cold Rolled Steels, History and Theory, Microalloying 75, N.Y. 1975. 10) Irvine, K.J.: A Comparison of the Bainite Transformation with other Strengthening Mechanisms in High-Strength Steel, Steel Strengthening Mechanisms, Climax 1969. 11) Gray, J.M.: Processing and Properties of Low Carbon Steel, The Metallurgical Society of AIMI, 1972.

12) Ashby, M.F.: Oxide Dispersion Strengthening, AIMI Conference N.Y. 1966 p. 61.

13) Hertzberg, Richard: Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials, John Wiley & Sons, 1976.

3-59 14) Henry, G. and Plateau, J.: La Microfractographie, Editions Metaux, IRSID 1967. 15) Civallero, M.A., Parrini, C., Pizzimenti, N.: Production of Large-Diameter High-Strength Low-Alloy Pipe in Italy, Microalloying 75, Session 2B,N.Y. 1975. 16) Pircher, H., Klapdar, W.: Controlling Inclusions in Steel by Injecting Calsium into the Ladle, Microalloying 75, Session 2A, N.Y. 1975.

17) Hodge, J.M., Frazier, R.H. and Boulger, F.W: Transactions AIME, 215, 1959,p.745. 18) "Alexander L. Kielland’’-ulykken, Norges offentlige utredninger NOU 1981:11, Universitetsforlaget, Oslo 1981.

4. LEGERINGSELEMENTER OG STRUKTUR I BAINITTSTÅL

4.1 LEGERING OG VARMEBEHANDLING Kommersielle, høyfaste ferritt-perlitt stål kan lages opp til en flytegrense på 480 MPa. Både omslagstemperatur og sveisbarhet er avhengig av hvilke legeringssystem og prosessruter som velges. Det er imidlertid fullt mulig å forene i et stål, både kravet til en flytegrense på 480 MPa og de strenge krav til omslagstemperatur og sveisbarhet som stilles for eksempel i en rørledning i arktiske egne. - I bainittstål kan flytegrensen økes ytterligere, opp til 900 MPa. Karboninnholdet må holdes lavt, i området 0,10-0,15% hvis omslags­ temperatur og sveisbarhet skal opprettholdes på tilnærmet samme nivå som i territt-perlitt stål. For de høyeste fasthetsklasser lar det seg likevel ikke gjøre å bevare disse e'genskaper helt ut.

Bainittstrukturen kan fremstilles ved rask kjøling av austenitt til en tempe­ ratur som kan dreie seg om 400-500°C i lavkarbonstål, og fastholding av temperaturen i opp til en time. En slik prosess kan tilnærmet gjennomføres ved kontinuerlig valsing av bånd, idet båndet nedkjøles med luft eller vann straks efter siste valsestol. Transformasjonen til bainitt skjer så mens stålet kveiles på rullen. Det vanlige er imidlertid at stålene tilvirkes ved kontinuerlig avkjøling, enten direkte efter avsluttet valsing eller efter en fornyet austenittisering. De må da legeres slik at omdannelsen til ferritt forhales uten at bainittdannelsen be­ røres for meget. Hvis den siste også sinkes, får man uønsket innslag av martensitt. Forøvrig ønskes at bainittkurven skal ha en flat topp, idet omdannelsestemperaturen påvirker egenskapene i strukturen. En ideell transformasjonskurve er vist skjematisk på fig. 4-1. I moderne bainittstål legeres med bor og molybden. Begge elementer forsinker ferrittdannelsen uten å influere på bainitten i nevneverdig grad. Typiske mengder er 0,002% bor og 0,2-0,5% molybden. Bor legger seg på austenitt-

4-2

Fig. 4-1. Ideelt I-T diagram for kontinuerlig kjølt bainittstål. Transforma­ sjonen av ferritt må forsinkes i forhold til bainitt, og bainittkurven bør ha flat topp /!/.

korngrensene og hemmer kjernedannelse av ferritt. Virkningene av de to elementer pluss 0,5-2% krom er vist i diagrammet på fig. 4-2. Den høye fasthet i bainitt skyldes en fin struktur, videre stor dislokasjonstetthet i de enkelte ferrittstaver samt utfellingsstyrking. Under omdannelsen til bainitt gjennomgår austenitten en skjærdeformasjon, og prosessen resul­ terer i en formering av dislokasjonstallet. Styrkeøkningen ved utfelling er knyttet til partikler inne i ferrittstavene, enten av cementitt eller av karbider og nitrider av mikrolegeringselementene.

Omdannelsen til bainitt er karakterisert ved en temperatur Bs, over hvilken bainitt ikke dannes, og en temperatur Bf, under hvilken austenitten omdannes fullstendig til bainitt ved isoterm gløding. Mellom Bs og Bf er prosessen tidog temperaturavhengig, men noe restaustenitt vil alltid være tilbake selv efter måneders holdetid.

Bs og Bf er avhengige av stålets sammensetning som følger /1 / BS(°C) = 830 - 270 (%C) - 90 (%Mn) - 37 (%Ni) - 70 (%Cr) - 83 (%Mo) (4.1)

Bf(°C) = Bs- 120

(4.2)

4-3

Fig. 4-2. Virkninger av molybden, bor og krom på begynnende isoterm trans­ formasjon i et 0,15% C stål /2/.

Ved å senke Bs og Bf blir strukturen i bainitten finere, og gjennomgående kan man også regne at styrkemekanismene for dislokasjoner og utfelling blir mer effektive.

Alle elementer som senker Bs, øker derfor styrken i bainitten, men er de alle like hensiktsmessige, f.eks. ut fra et sveiseteknisk synsspunkt? Innlegering med karbon, mangan osv. senker også martensittemperaturen Ms. Når stålene senere skal sveises, kan man vanskelig unngå at noe martensitt dannes i den varmepåvirkede sone. Hvis dette skjer ved relativt høy tempera­ tur, gjennomgår martensitten en autotempering ved videre nedkjøling, og dette reduserer hårdheten og dermed sprekktendensen. Med tanke på sveis-

4-4

barheten velger man derfor legeringselementer som gir høyest mulig forhold:

Nedsettelse av B-

Nedsettelse av ML 0

For 1% tilsetning er dette tall /!/:

karbon mangan krom nikkel molybden

0,57 2,72 4,11 2,18 3,19

Karbon er åpenbart uegnet. Nikkel og molybden er kostbare metaller, og man står igjen med mangan og krom. Man kan skjelne mellom øvre bainitt og nedre bainitt. Grensen for dannelsen av de to strukturer går ved en temperatur som er noe høyere enn Acm-linjen i jern-karbondiagrammet når denne forlenges ned i ferrittområdet. I lavkarbonstål oppstår følgelig øvre bainitt ved temperaturer over ca. 450°C og nedre bainitt mellom denne grense og temperaturen for begynnende martensitt Ms. Øvre bainitt har en relativt grov struktur av pakker av parallelle ferrittstaver med tråder eller plater av cementitt/martensitt mellom dem, fig. 4-3. Platene knekker ved deformasjon og er da potensielle spenningsøkere i strukturen. Derfor er omslagstemperaturen høy i øvre bainitt, og høyere jo tykkere de sprø skilleplater mellom ferrittstavene er. I nedre bainitt er ferritten overmettet på karbon når den dannes, men skiller ut et fint nettverk av cementittpartikler ved avkjøling. En slik partikkelstørrelse og fordeling er gunstigere for omslagstemperaturen, og den frembringer dessuten en økning av flyte­ grensen.

Ifølge ligning (4.1) er Bs temperaturen i et stål med 0,2% C, 1,0% Mn, 0,5% Mo og 0,5% Cr lik 650°C, og selv ved forsert avkjøling vil strukturen i en 20 mm plate hovedsakelig være øvre bainitt. Nedre bainitt kan bare dannes ved øket legeringsgrad, f.eks. i et molybden-bor stål med 2% Cr, fig. 4-2, men dette er ikke akseptabelt i stål som senere skal sveises. Man må derfor godta at kontinuerlig kjølte bainittstål for broer, bygningskonstruksjoner osv. har en relativt høy omslagstemperatur, og dette begrenser bruken. Det har imidlertid vist seg at omslagstemperaturen i øvre bainitt kan senkes

4-5

Fig. 4-3. Øvre bainitt består av pakker med ferrittstaver med nær samme krystallografiske orientering. Cementitten finnes til dels mellom de enkelte staver, til dels mellom pakkene og til dels på tidligere austenittkomgrenser. Et austenittkorn kan omdannes til adskillige ferrittpakker.

ved å avgrense karboninnholdet til 0,03-0,08%. Strukturen i et slikt stål betegnes ofte nåleferritt eller bainittisk ferritt, og er på det nærmeste fri for de karakteristiske skilleplater av cementitt eller martensitt som ellers kjennetegner bainitten, og som man forbinder med initiering av sprøbrudd.

Bainittstål til rørledninger for olje og gass med meget strenge krav til omslags­ temperatur og platåverdier er av typen omtalt ovenfor, med nåleferrittstruktur og meget lavt karboninnhold. I tillegg til molybden og eventuelt bor for forsinkelse av ferrittdannelsen, legeres med niob for å oppnå en fin austenittstruktur og vanadium og kobber som gir utfellingsstyrking. Borlegering for­ utsetter ellers tilsetning av ca. 0,01% titan, da bor ellers binder seg til nitro­ gen ved høy temperatur og ikke får anledning til å påvirke austenittransformasjonen. En typisk sammensetning kan være: 0,05% C, 1,5% Mn, 0,1% Cu, 0,16% Cr, 0,05% Nb, 0,01% Ti og 0,0015% B. Bainittstrukturen er gunstig for utfellingsstyrking, siden den lave dannelsestemperatur favoriserer et fint partikkelgitter.

4-6

Den gunstigste kombinasjon av egenskaper i lavkarbon bainittstål oppnåes ved forsert kjøling efter avsluttet valsing i strømmende luft eller ved sprinkling med vann og påfølgende anløping. Når karboninnholdet er så lavt som 0,050,06%, fåes en nær homogen struktur av nåleferritt uten innslag av cementitt. Et særpreget trekk ved nåleferritten er en høy konsentrasjon av dislokasjoner, slik at flytespenningen er høyere enn i likeakset ferritt av samme midlere kornstørrelse. Ved langsommere avkjøling dannes både likeakset ferritt og bainitt med innslag av martensitt-austenitt som vist på fig. 5-11. Dette er den karakteristiske tofasestruktur som er forklart i kapitel 5 og 6, og som ut­ merker seg ved en kontinuerlig flytekurve. Efter rask kjøling gjennom transformasjonsområdet er ferritten overmettet på niob og vanadium, men en anløping til ca. 600°C fullstendiggjør utfelling av nitrider og karbider og gir et betraktelig styrketillegg.

I stål med så lave karboninnhold som omtalt ovenfor, kan det oppnåes flyte­ grenser på 500-550 MPa og sveisbarhet og omslagstemperatur som er hold­ bare for de fleste formål.

Et annet interessant lavkarbon bainittstål er Famastålet med 0,03% C, 0,070,1% Nb og 2,5-4,5% Mn /3/. Det store manganinnhold gjør at transforma­ sjonen til bainitt skjer ved svært lav temperatur, mellom 400 og 500°C, hvilket resulterer i en sterk understrukturering av ferritten og en høy dislokasjonstetthet. Flytegrensen ligger i området 500-650 MPa, og den beste kom­ binasjon av styrke, sveisbarhet og omslagstemperatur oppnåes ved forsert kjøling og påfølgende anløping.

4.2 FORHOLDET MELLOM STRUKTUR OG EGENSKAPER

Flytegrense og omslagstemperatur kan beregnes på samme måte som i ferrittperlitt stål. Man skal imidlertid være klar over at bainittstrukturen er meget vanskeligere å karakterisere, og det eksperimentelle materiale for oppsetning av multiplikandene for de enkelte styrketillegg er meget svakere. Man kan bruke tallene for ferritt-perlitt stål i ligning (3.5) og (3.6), men det knytter seg adskillig usikkerhet til resultatene. Flytegrense. Ferrittstavene i en pakke (koloni) av bainittisk ferritt har nær samme krystallografiske orientering slik at man har lawinkelgrenser mellom de enkelte

^-1

staver (subkorn, celler) og høyvinkelgrenser mellom koloniene. Tilsvarende har man for kornstørrelsene lawinkel(sub)kornstørrelse dY høyvinkelkomstørrelse d

Ved små tøyninger vil begge typer komgrenser stanse dislokasjonsbevegelser, og den midlere kornstørrelse dp som går inn i ligningen for flytegrensen, kan derfor skrives, fig. 4-4,

Fig. 4-4. Både lawinkelgrenser og høyvinkelgrenser kan identifiseres i en bainittstruktur. Det samlede antall grenser pr. mm er l/dx + 1/d. -L = 1+ ± di d dAY

(4.3)

Vi får da for flytegrensen

Re = 88 + 37(Mn%) + 83(Si%) + 2918(NL%)

) + ARp[ + △Rd

(4.4)

hvor AR u og ARD er styrketilleggene for henholdsvis utfelte partikler og dislokasjoner. Partikkelstyrking er behandlet i avsnitt 3.7

ARu = Glbjn-R TT * £ Ro

2?rr

In— b

£ = partikkelavstand R = gjennomsnittlig radius i dislokasjonenes virkefelt

(3.14-3.15)

4-8 Ro= 2b r = gjennomsnittlig partikkelradius f = volumandel partikler

Dislokasjonene danner et nettverk i rommet og styrkemekanismen er omtrent den samme som for partikler, idet dislokasjoner ikke kan passere hverandre i krysningspunktene, fig. 4.5. Midlere cellelengde £ kan da identifiseres med partikkelavstanden £ i ligning (3.14) og R med £/2, og vi får

△Rd =

G-b 7F * £

(4.5)

Fig. 4-5. Kryssende dislokasjoner hindrer hverandres bevegelser og bevirker en styrkeøkning av samme art som partikler.

Dislokasjonstettheten p defineres som total dislokasjonslengde pr. volumenhet matriks med benevning m/m3 = m”2 eller mm/2. Anta at kuben på fig. 4.5 representerer volumenheten. Den kan beskrives av et tenkt kvadratisk plan £2 loddrett på dislokasjonslinjen når planet løper langs hele dislokasjonslengden p, og vi får

£2 • p = 1 hvilket innsatt i ligning (4.5) gir

(4.6)

4-9

△r

= G>b,An 1___ D * 2b Vp _

= 0,006 Vp In o

•

.

nar p innsettes i mm

-2

7 • 1 f)6

1U Vp

= 80300’2,5 *

IQ'7^ . ]p

MPa

IQ7 5’a/p (4.7)

.

I et støpt eller glødd materiale kan p dreie seg om 105 mm-2, hvilket gir △Rd = 17 MPa. Dette tall er inkludert i konstanten i ligning (3.5). Man kan regne at p øker mellom 10 og 100 ganger i bainittisk ferritt avhengig av trans­ formasjonstemperaturen, svarende til ARD mellom 46 og 122 MPa.

Bainittstørrelse, partikkeldiameter og dislokasjonstetthet kan anslåes ved elektronmikroskopisk undersøkelse av bainittstrukturen, og de enkelte delbidrag til flytegrensen kan regnes ut i et foreliggende stål. Foreløpig finnes det imidlertid ingen sikker fremgangsmåte til å forutberegne bidragene, basert på kjemisk sammensetning av smeiten og de variable parametre ved valsing og varmebehandling. Det samme gjelder forsåvidt også for ferritt-perlitt stål, men forholdene er her mer oversiktlige siden ARy °g ARd er små, og bedre erfaringstall foreligger for ferrittkornstørrelsen. Omslagstemperatur. Ved store tøyninger slik man kan ha på lokale steder før en sprekk blir initiert eller foran en eksisterende sprekk, er ikke lawinkelgrensene mellom subkornene i ferritten et tilstrekkelig hinder for dislokasjonsforplantning. I ligningen for omslagstemperaturen må man derfor bruke høyvinkelkornstørrelsen d. Bainittiske stål inneholder ikke perlitt, og perlittleddet i ligning (3.6) faller bort. Vi får da for omslagstemperaturen

ITT (°C) = -19 4-44(Si%) + 700(Nl%)1/2 -11,5 d"1/2 + 0,3(ARu + ARd)

(4.8)

Det er adskillig usikkerhet om faktoren 0,3 i det siste ledd i ligningen, og i stål med karboninnhold over 0,1% er den høyst sannsynlig vesentlig større, se fig. 3-29 for partikkelstyrking. I uttrykket for ARD skal hele dislokasjonslengden telles med, både den som ligger inne i subkornene og den som utgjør grensene mellom kornene. Dette fordi vi her betrakter bainittkoloniene (ferrittstavpakker) under ett og ikke de enkelte subkorn, som i uttrykket for flytegrensen.

4-10 Det har ellers vist seg /4/ at en ytterligere økning av omslagstemperaturen kan inntreffe for middelstore karboninnhold på omkring 0,1%. Den antas å skyl­ des grove cementittpartikler mellom bainittkoloniene, fig. 4-3, og virkningen er den samme som forårsakes av korngrensecementitt i ferritt-perlitt stål.

Samlet vurdering av flytegrense og omslagstemperatur. Flytegrensen i bainittstål kan drives høyere enn i ferritt-perlitt stål fordi 1. Bidraget fra kornstørrelsen er knyttet til subkornene. Antas f.eks. dx = 3 pm og d = 10 pm, fåes ifølge ligning(4.3) at dp - 2,3 pm og d’1/2 = 10 mm'1/2,

ARe = 151 MPa

dL’1/2 = 21 mm-1/2, ARe = 317MPa

2. Styrkingseffekten fra dislokasjoner kan utgjøre et betraktelig bidrag i nedre bainitt. I øvre bainitt av typen nåleferritt som er en mer aktuell struktur i stål for sveiste konstruksjoner, er bidraget mer beksjedent, av størrelse 50-100 MPa.

Omslagstemperaturen på den annen side er avhengig av 1. Størrelsen av bainittkoloniene, og i eksemplet ovenfor er forholdet AITT/ARe hevet fra -0,76°C pr. MPa i ferritt-perlitt stål til -0,36°C pr. MPa. En tilfredsstillende omslagstemperatur er avhengig av en gjennomført austenittraffinering, siden det er en klar sammenheng mellom størrelse av austenittkorn og bainittkolonier.

2.

Dislokasjonsstyrking som medfører en AITT på opp til 1°C pr. MPa.

3. Cementitt på kolonigrensene i stål med karbon omkring 0,1% gir et ytter­ ligere tillegg i omslagstemperaturen. Ved å utnytte virkningen av subkorngrenser, dislokasjoner og partikler kan styrken drives høyt i bainittstål. Men subkornene senker ikke omslagstempera­ turen, og dislokasjoner kan gi en betraktelig økning i temperaturen. I stål med over 500 MPa flytegrense må alle styrkemekanismer utnyttes, og dette fører til at omslagstemperaturen nødvendigvis må stige.

4-11

4.3 KOMMERSIELLE STÅL MED BAINITTISK STRUKTUR Bainittstål for sveiste konstruksjoner kom på markedet allerede i første halv­ part av 1950-årene. Mest kjent er kanskje det britiske Fortiweld med 0,10,15% C, 0,7% Mn, 0,6% Mo og 0,005% B og med en flytegrense på 460 MPa. I motsetning til den tids ferritt-perlitt stål av samme styrke var Fortiweld godt sveisbart, og omslagstemperaturen var akseptabel efter tidens standard. Imidlertid ble både Fortiweld og andre høyfaste bainittstål forbikjørt i 1960årene av mikrolegerte ferritt-perlitt stål som var bedre sveisbare og hadde meget lavere omslagstemperatur. Nu er imidlertid bainittstålene tilbake igjen i ny skikkelse med lavere karboninnhold, finkornbehandlet og partikkelstyrket. En typisk sammensetning er 0,06% C, 1,9% Mn, 0,3% Mo og 0,06% Nb, eventuelt med tillegg av 0,06% V. Flytegrensen i kontrollert valset tilstand ligger i området 450 MPa og kan økes til 600 MPa efter anløping.

Ved seigherding av lavkarbonstål kan man oppnå en lignende struktur som i kontinuerlig kjølte bainittstål, og mer homogen, idet nålestrukturen som dannes ved kontinuerlig avkjøling, ofte er blandet med likeakset ferritt. Seig­ herding tillater også et noe lavere legeringsinnhold for samme flytegrense, hvilket er fordelaktig for sveisbarheten. Bainittstål og seigherdet stål med lavt karboninnhold har i dag et bredt bruksfelt i beholdere, kjeler, lettvektsbroer, kraner og ikke minst i transportledninger for olje og gass. De siste stål er diskutert i kapitel 5.

REFERANSER 1)

Pickering, F.B.: Physical Metallurgy and the Design of Steels, Applied Science Publishers, London 1978.

2)

Irvine, K.J.: A Comparison of the Bainite Transformation with Other Strengthening Mechanisms in High Strength Structural Steel, Steel Strengthening Mechanisms, Climax 1969.

3)

Mårtenson, Hans: The Properties and Manufacture of High-Strength Low-Alloy Steel with High Manganese Content, Scandinavian Journal of Metallurgy 1 (1972).

4)

Gladman, T., Dulieu, D. and Mclvor, J.D.: Structure-Property Relationships in High-Strength Microalloyed Steels, History and Theory. Microalloying 75, N.Y. 1975.

5. STÅL FOR OLJE- OG GASSLEDNINGER

5.1 UTVIKLINGSTENDENSER

I verdensmålestokk venter vi en meget aktiv rørleggingsperiode frem til år 2000 og sannsynligvis adskillig lenger. I Nord-Amerika foreligger planer om tre langtransportledninger for gass fra arktiske egne, i tillegg til den pågående Alaska High Way, med en samlet lengde av 27 000 km. Gassledningen fra Yamalhalvøya i Sibir til Østerrike og Vest-Tyskland er påbegynt og vil bli 5 000 km lang, og minst én like lang ledning fra samme område er planlagt. I Australia er det foreslått en ledning fra gassfunnene omkring Dampier øyene utenfor nordvest-kysten og sydover til industriområdene omkring Perth og Bunbury med en lengde på 1 500 km. Oppsamlingsledningen for gass på norsk Nordsjøsokkel blir på 840 km, og andre ledninger vil komme både på norsk og britisk side. Hva som vil skje i og utenfor Kina er fremdeles uklart, men reservene er til stede, både av olje og gass, og ledningene kommer nok. For ledninger på land er det en tendens til å bygge dem med stadig større diameter og av stål med større flytegrense. Utviklingen av fasthetsklassene fra 1955 er vist på fig. 5-1 /2/. Den er et resultat av økonomiske faktorer, idet det viser seg at omkostningene ved leveranse av en m3 gass pr. km transportvei faller med økende diameter og økende rørtrykk. Fig. 5-2 er en grafisk gjen­ givelse av slike kalkyler for ledninger i Canada /l/. En viss tilbakeholdenhet kan likevel spores når det gjelder de helt store diametre. I Alaska-ledningen og de kanadiske ledninger har man begrenset seg til 1219 mm (= 48") diameter, til dels begrunnet med usikkerhetene ved jordforskyvninger i områder med permafrost, til dels med at montering og transportforhold setter praktiske grenser for diameter-veggtykkelse forholdet. De fleste ledninger er vesentlig mindre, med diametre mellom 607 mm og 914 mm. Sibirledningen fra Yamal legges imidlertid med 1 422 mm (=56") diameter. Styrken i rørstålet er begrenset av de meget strenge krav til duktilitet. Fore­ løpig er meget få stordiameterledninger laget med stål av høyere flytegrense

5-2

Fig. 5-1. Utvikling av flytegrensen i rørstål fra 1955 /2/.

enn 483 MPa (X70) selv om 552 MPa (X8O) stål med god duktilitet kan frem­ stilles kommersielt. Den nødvendige kombinasjon av høy flytegrense og god duktilitet oppnås best i rør av kontrollert valset plate eller bånd (strip) når platetykkelsen er under 20-25 mm. Seigherdet plate eller rør er foreløpig lite benyttet, men det er på det rene at slik behandling gir rør med meget god bruddmotstand og sveisbarhet. Ledninger på havbunnen er utsatt for spesielle påkjenninger ved nedlegging, som gjør at forholdet mellom diameter og veggtykkelse må begrenses. Dette fører til mindre diametre som sjelden er større enn 965 mm (38") og større veggtykkelser, opp til 25 mm. Derfor er det heller ikke behov for stål med de høyeste flytegrenser, og 414 MPa og 448 MPa er mest brukt. Lav rørspenning gir ellers en ekstra sikkerhet mot spenningskorrosjon.

5.2 VALSEPRODUKTER Grovplater. De fleste stordiameterrør fremstilles ved kaldbukking av plate. Når platen produseres i reversible valseverk, som er det vanlige for store tykkelser, er

5-3

689 MPa 14,2»

“i 10

1

i 30

1

i 50

1

i 70

1

i 90

1

i—»—।—«—]—।—r 110 130 150 170

KAPASITET, 106m3/dag

Fig. 5-2. Samlede omkostninger ved levering av gass, avhengig av konstruksjonskapasiteten, for fire kanadiske gassledninger med diametre 914 mm og 1067 mm. Hver kurve er merket med henholdsvis stålets flytegrense og ledningens trykk /31/.

det god tid til rekrystallisasjon mellom stikkene, hvis ikke niob tilsettes for å forsinke prosessen. Valsingen kan avbrytes på et hvilket som helst tidspunkt slik at man får kontroll med temperaturen for sluttvalsing og kontrollert vals­ ing lar seg gjennomføre uten store problemer. Som regel blir rørstål med karboninnhold under 0,12-0,13% kontrollvalset. Valseemnet oppvarmes til 1 150-1200°C, hvor den laveste temperatur fore­ trekkes siden den gir best bruddmotstand i det ferdige stål, og nedvalses til en tykkelse omtrent fire ganger ferdig platetykkelse /4/. Emnet ligger så til avkjøling til 900°C, hvorefter det valses til endelig tykkelse med en slutttemperatur på 780°C, like over temperaturen for begynnende transformasjon.

Separasjonskreftene på valsene øker med synkende valsetemperatur. Kontrol­ lert valsing krever derfor forsterkede valseverk. Normalt regnes 25 mm å være maksimal tykkelse som kan valses, men japanske stålverk tilbyr kontrollert valsede plater opp til 80 mm /3/.

5-4 Flytegrensen i platen kan økes ved en fortsatt valsing under transformasjonstemperaturen. Dette fører også med seg en preferert ferrittstruktur som ytrer seg ved separasjoner eller splits i bruddflaten og en stigende øvre platålinje ved Charpy og DWT prøving. Betydningen av separasjoner i det ferdige produkt er omtvistet, og det er også andre egenskaper fremkalt av lavtemperaturvalsing /5/. Plater som er for tykke til kontrollvalsing, blir normalisert. Normalisering brukes også når platen tjener som utgangsmateriale for fabrikasjon av rørarmatur. Fabrikasjonen skjer ved varmbearbeiding som ødelegger den spesielle ferrittstruktur som bygges opp ved kontrollert valsing.

Seigherding kan brukes som et alternativ til kontrollert valsing, enten av plate eller av ferdig rør. Dette gir den beste kombinasjon av flytegrense, bruddmotstand og sveisbarhet, men prosessen er kostbar og foreløpig lite brukt.

Sømløse rør. Disse fremstilles ved skråvalsing og pilgervalsing eller lignende prosesser med stangformet utgangsmateriale. Prosessene innebærer en utstrakt og kompli­ sert materialflyting som må skje under høy temperatur, og kontrollert valsing lar seg ikke gjennomføre. Rørene må derfor tåle noe sterkere opplegering enn tilsvarende styrkeklasse av rør fabrikert av plate, eller de må seigherdes. Dia­ meteren er vanligvis begrenset til 406 mm. Bånd (strips).

Disse fremstilles i kontinuerlig valseverk hvor emnet løper gjennom en rekke valsestoler uten opphold, og temperaturen ved sluttvalsing lar seg bare kon­ trollere gjennom temperaturen av emnet før valsingen begynner. Tiden mel­ lom hvert stikk rekker knapt til rekrystallisasjon, og prosessen kan avpasses slik at rekrystallisasjonen undertrykkes mellom de siste stikkene, også uten niobtilsetning. Man oppnår da den ønskede pannekake-struktur av austenitten når emnet løper ut av siste valsestol. Transformasjonen til ferritt skjer på utkjøringsbordet under forsert vannkjøling, og båndet blir kveilet i ferritttilstand. Under den langsomme kjøling av kveilen kan det oppnås en betydelig utfelling av niob- og vanadiumkarbider med tilhørende heving av flytegrensen. Tynn plate, opp til 15 mm kan også fremstilles ved kontinuerlig valsing og forsert kjøling, men uten oppkveiling.

5-5 Kontinuerlig valset bånd brukes til fabrikasjon av spiralsveiste rør. Tynnveggede rør fremstilles av kontinuerlig valset, bukket og sveist plate på samme måte som rør med større veggtykkelse.

5.3 EGENSKAPER Flytegrense. Som pekt på i innledningskapitlet viser økonomiske beregninger at omkost­ ningene ved leveranse av gass faller med økende rørdiameter og økende flyte­ grense hos stålet. Dette har vært den drivende kraft i utviklingen av rørstål med stadig høyere flytegrense fra 1955 og frem til i dag, fig. 5-1. Det er meningsforskjell mellom ekspertene om hvor langt denne utvikling vil gå. Foreløpig har selskapene vært tilbakeholdne med å passere grensen på 483 MPa for stordiameterrør. Men styrkeklasse 552 MPa produseres både som nåleferrittstål og seigherdingsstål og vil nok komme i stigende grad i 80-årene /3/. Bainittiske stål med karboninnhold på 0,02% kan fremstilles i styrke­ klasse 700 MPa, efter sigende med tilfredsstillende bruddmotstand og sveisbarhet.

Strekkfasthet.

Bruk av høyere styrkeklasser basert på flytegrensen er i noen grad begrenset av at forholdet Re/Rm øker med økende Re. Strekkfastheten går ikke inn i styrkeberegningen for rørledninger, men det synes å være alminnelig enighet om at forholdet Re/Rm høyest skal være 0,9 og helst ikke over 0,85. Dette krav kan tilbakeføres til forholdene ved trykkprøving av ledninger med vann. Forskriftene forlanger et prøvetrykk på minst 0,9 Re, og når en tar i betrakt­ ning at en prøvelengde kan være adskillige km lang og gå over kupert terreng, er det risiko for at flytegrensen kan overskrides lokalt. I en rørseksjon som flyter, øker diameteren og veggtykkelsen avtar, og begge hendelser øker tangensialspenningen. Det kan vises at plastisk instabilitet inntreffer ved flyte­ grensen når den plastiske modul P er mindre enn 1,5 • Re, hviket lett kan skje når Re/Rm > 0,85 /6/.

Nå kan det innvendes at røret først kan skades når store vannmengder er pum­ pet inn i ledningen, og dette burde ikke kunne skje med skikkelig instrumente­ ring og kontroll under prøvingen. API har derfor gitt avkall på kravet om et maksimalt forhold Re/Rm, forutsatt at stålet oppviser en minste duktilitet som sikrer en viss plastisk deformasjon før sprengning finner sted.

5-6 Bruddmotstand.

Bruddmotstand er en helt vesentlig faktor i vurdering av rørledningsstål og skal tilfredsstille tre forskjellige krav, nemlig: At sprøtt brudd ikke skal forekomme. At sprekker ikke skal kunne initieres i ledningen under normale montasje- og driftsforhold. At sprekker initiert under unormale forhold skal stanse.

Både erfaringer med drift av ferdige ledninger og eksperimentelle og teore­ tiske forskningsarbeider har ført til en gradvis skjerpelse av kravene til brudd­ motstand. Dette er særlig knyttet til ledninger i arktiske egne i Alaska, NordCanada og Sibir, hvor temperaturen kan falle ned i -60°C, og hvor -40°C ikke er unormalt. Den lave temperatur influerer ikke bare bruddmotstanden i stålet, men også dekompresjonsforholdene i gassen under brudd, slik at tryk­ ket i røret ved bruddfronten øker når temperaturen faller. Disse forhold er nærmere behandlet i kapitel 8. I de siste 5-10 år har stålverkene gjort en im­ ponerende innsats for å fremstille stål med både høy bruddmotstand og flyte­ grense og demonstrert at ”hvor det er vilje, er det også en vei”. Viktige ele­ menter i dette arbeid har vært å senke karbon- og svovelinnholdet i stålet.

Sveisbarhet. Sveisbarheten er avhengig av en rekke faktorer, men i sammenheng med grunnmaterialet er først og fremst stålets kjemiske sammensetning av betyd­ ning. Grovt regnet bedres sveisbarheten med fallende legeringsinnhold, og i særlig grad gjelder dette karboninnholdet. Man opererer vanligvis med en karbonekvivalent ifølge IIW’s formel på 0,4-0,43%, men også her er det en til­ bøyelighet til skjerpelse og en evne hos stålverkene til å følge opp. Rørstål av fasthetsklasse 483 MPa kan fremstilles med en karbonekvivalent på 0,38% og et karboninnhold på 0,06%. Med så lavt karbontall er sveisbarheten bedre enn den som kommer til uttrykk i IIW’s formel. En omfattende diskusjon av forskjellige formler for karbonekvivalenten i relasjon til stålets sveisbarhet er gitt i referanse /3/ og /7/. Noen legeringselementer, blant dem mangan og molybden, seigrer når stålet størkner, og dette gjør at en lav karbonekvivalent ikke nødvendigvis er noen garanti for god sveisbarhet. Generelt sett er seigringstendensen mindre i et kontinuerlig støpt emne enn i valseblokker, men kontinuerlig støping kan opp­ vise en smal men markert seigret midtsone.

5-7 5.4 LEGERINGSELEMENTER Legeringselementer i mikrolegerte stål kan hensiktsmessig deles i to klasser:

a. De som for en vesentlig grad forblir oppløst i austenitten og inn­ virker på transformasjonstemperatur og transformasjonstid. b. De som danner karbider og nitrider. a. Mangan, molybden, krom og nikkel senker transformasjonstemperaturen, hvilket gjennom redusert diffusjonshastighet bevirker en forfining av ferittstrukturen. En annen konsekvens er at utfellinger i ferritt blir finere og derfor mer effektive til å heve flytegrensen. Små mengder av disse metaller blir der­ for ofte brukt til å forsterke virkningen av de egentlige mikrolegeringselementer.

En spesiell virkning av mangan er å undertrykke utfelling av cementitt på ferrittkomgrensene, hvilket er gunstig for omslagstemperaturen. I lavkarbonstål kan molybden undertrykke utfelling av perlitt. Molybden brukes derfor mest i stål hvor man ønsker at strukturen skal inneholde lavtemperaturprodukter som nåleferritt, bainitt og elementer av martensitt-austenitt (MA).

b. Mikrolegeringselementenes oppgave er å danne nitrider og karbider, først og fremst for å motvirke kornvekst i austenitten, videre for å fremkalle ut­ fellingsstyrking i ferritten. Den spesifikke virkning er bl.a. knyttet til utfellingstemperaturen, tabell 1. Ar3 og Arl ligger i området 800-900°C, henholdsvis 700-750°C.

Tabell 1. Temperaturer for begynnende utfelling av karbider og nitrider under likevektsforhold og for vanlige konsentrasjoner av mikrolegeringselementene /4/. Fase TiN Temperatur 1527

TiC 1 140

NbN 1272

NbC 1 137

A1N 1 104

VN 1088

VC 719°C

Niob og aluminium utfelles hovedsakelig i austenitt og er de mest brukte fin­ komdannere. Niob har videre den spesielle egenskap å motvirke rekrystalli­ sasjon av austenitt i annet valsetrinn ved kontrollert valsing, og fremmer på den måten dannelse av pannekakestruktur. En kan regne at ferrittkomene blir omtrent halvparten av austenittkomtykkelsen målt loddrett på valse­ planet, slik at sterkt utvalset austenitt uten rekrystallisasjon er essensiell for en fin ferrittstruktur.

5-8 Titannitrid utfelles like under stålets størknepunkt, og titan tilsettes bl.a. for å hindre kornvekst i den varmepåvirkede sone ved sveising. Dette er av særlig betydning for rør i arktiske egne hvor det kreves en lav omslagstemperatur.

Utfellingen av titan- og niobkarbid er treg og er blant annet avhengig av valsingsprogrammet. Man kan derfor innrette seg slik at en viss mengde også felles ut i ferritten, under og efter transformasjonen, og bidrar med utfellings­ styrking. Vanadium felles ved lavere temperatur enn de øvrige elementer, både som nitrid og karbid, og hovedsakelig i ferritten. Vanadium er også det eneste av mikrolegeringselementene som kan gi utfellingsstyrking ved normalisering. Virkningen blir best i stål hvor nitrogenet er bundet til aluminium eller niob, slik at vanadiumkarbid er den styrkende fase.

Sammen med niob hemmer vanadium oppløst i austenitt transformasjonen til perlitt, og brukes sammen med eller i stedet for molybden til å frembringe lavtemperaturstrukturer som bainitt og MA elementer /5/.

De enkelte mikrolegeringselementer virker ikke uavhengig av hverandre. Spesielt pekes på at både aluminium og niob fortrinnsvis binder nitrogen, og hvis stålet også inneholder vanadium, felles dette ved lav tempeatur som karbid. Den alminnelige oppfatning er at mikrolegeringselementene virker ved å hindre austenittkornvekst og fremkalle utfellingsstyrking som forklart foran. Cochrane et al. /8/ foreslår at utfellinger i austenitt også danner kim for transformasjonen til ferritt, hvilket gir et ekstra bidrag til fin ferritt.

Utfelling i austenitt og ferritt er bredere behandlet i kapitel 3.

5.5 KONTROLL MED INNESLUTNINGER Svovelmengden.

Strenge krav stilles til øvre platå bruddmotstand, målt som Charpy slagseighet CVP, eller DWTT absorbert energi, hovedsakelig begrunnet i behovet for nødvendig motstand mot forplantning av skjærbrudd i gassrør. Av dem følger at mengden inneslutninger i stålet må begrenses og deres form og fordeling holdes under kontroll.

5-9

a)

b) z z LU CL CO

e = 0,01

a) SKJÆRBRUDD

b) SPRØTT BRUDD

Fig. 5-3. Skjematisk fremstilling av virkningen av inneslutninger i skjærbrudd a) og sprøtt brudd b) i stål /9/.

Duktile sprekker vokser ved at kohesjonen mellom inneslutninger og matriks brytes i det høyt belastede område foran sprekkfronten, eller for hårde partiklers vedkommende ved at partiklene sprekker. De hull som derved oppstår, ekspanderer når området strekkes og deformeres, og de forener seg til slutt til en sammenhengende sprekk, slik dette er skjematisert på fig. 5-3a /9/ og vist i mikroslip på fig. 5-4 /15/. Når matriks ikke tåler en så utstrakt deforma­ sjon, utvikler sprekken seg anderledes, fig. 5-3b, og i sprø brudd er ikke inneslutningene av tilsvarende betydning for sprekkveksten. De er imidlertid stadig en viktig faktor for sprekkens initiering. I utgangspunktet er partikkelfasen uten betydning for bruddmotstanden, og oksyder og sulfider har samme virkning. Men i et konvensjonelt fremstilt stål er sulfidmengden vesentlig større enn mengden av oksyder, og i bestrebel-

5-10

a)

b) c) Fig. 5-4. Dannelse av hull omkring inneslutninger. a) 1200X, b) 1200X, c) 2000X /15/.

sen for å øke bruddmotstanden har man først og fremst konsentrert seg om sulfidene.

Fig. 5-5 /14/ viser typiske CVP tall for rørstål av styrkeklasse 448 MPa, av­ hengig av svovelinnholdet. De absolutte verdier er ikke bare knyttet til meng­ den av svovel, idet sulfidenes form og fordeling i strukturen også spiller inn. Men formen av kurven viser seg å være den samme for en rekke høykvalitetsstål, med en rask økning av slagseigheten når svovelinnholdet faller under 0,01-0,015%, og meget høye verdier når innholdet nærmer seg 0,005%.

Tendensen til ujevn fordeling og bånddannelse. Rørstål av de høyere styrkeklasser er alltid fullt deoksydert, blant annet for å hindre at kostbare legeringselementer brenner bort, og for å begrense meng­ den av faste oksyder. I oksygenfattige stål skilles svovelet ut som type 2 jemmangansulfid eutektikum, når stålet størkner, fig 5-6 /15/, og gjenfinnes i strukturen på austenittkomgrensene og særlig rundt trippellinjene som mer eller mindre sammenhengende områder. Denne seigringstendens gir områder med meget høy volumandel av sulfider, med mindre bruddmotstand i stålet enn om sulfidene var jevnt fordelt. Det er imidlertid lite som kan gjøres på dette punkt, bortsett fra å begrense blokkseigringer og sørge for at den samlede sulfidmengde er lavest mulig.

5-11

i------ 1------ 1----- r—i------ 1------- 1------ 10,01 0,02 SVOVELINNHOLD %

Fig. 5-5. Slagseigheten CVP tvers på valseretningen i rørstål med flytegrense 448 MPa og 483 MPa avhengig av svovelinnholdet og behandling med cerium og kalsium-silisium.

Fig. 5-6. Type 2 jem-mangansulfid eutektikum 300X /15/.

5-12

KRYSS VALSET

SVOVELINNHOLD %

Fig. 5-7. Slagseigheten CVP i varmvalset C-Mn stål målt på langs og tvers av valseretningen. Ved kryssvalsing utjevnes forskjellen mellom verdiene / ll/.

De rene mangansulfider er mer plastiske enn stålet selv ved bearbeidingstemperaturen, med den følge at de valses ut til lange bånd med lengste ut­ strekning i valseretningen. I slike stål forplanter et duktilt brudd seg lettere langs båndene enn tvers på dem, og bruddmotstanden f.eks. målt som CVP, er gjennomgående dobbelt så stor i staver som er parallelle med valseretningen, sammenlignet med tversgående staver. Dette er vist på fig. 5-7 /ll/. For rørstål er en slik heterogenitet i egenskapene svært uheldig, siden et brudd alltid forplanter seg parallelt røraksen og tvers på valseretningen. I spiralsveiste rør kan forholdene bli mer kompliserte. Bånddannelsen kan motvirkes ved tilsetning av elementer som inngår i mangansulfidene og gjør dem mindre plastiske, gjeme omtalt som sulfidmodifisering. Titan og zirkonium har vært brukt, men begge metaller har også sterk affinitet til karbon, nitrogen og oksygen og danner nye inneslutninger. Sjeldne jordmetaller har mindre tendens til å danne karbider og nitrider og gir derfor bedre resultat. Men også her er det problemer fordi sulfider og oksysulfider av disse metaller har samme densitet som smeiten de svømmer i, og et utstrakt apparat er nødvendig for å unngå sulfidseigringer under blokkstøpingen.

5-13

I dag kombineres gjerne avsvovling og kontroll av sulfidformen ved behandling av såvel råjern som stål med kalsiumforbindelser. Spesielt utviklede teknikker må brukes for å redusere tapene ved fordampning og for å sørge for at reak­ sjonstidene er lange nok. Råjernet behandles i torpedovognen ved innblåsing av kalsiumkarbid eller ved tilsetning av kalk eller magnesiumholdig koks som presses ned i smeiten. En videre avsvovling og sulfidmodifisering skjer i ståløsen ved innblåsing av pulverisert kalsiumsilisid med argon som bæregass. På denne måte kan svovelinnholdet bringes ned til 0,002-0,003%, og gjen­ finnes i stålet som kalsiumsulfid med en kjerne av kalsiumaluminat. Kalsiumsulfid lider bare en ubetydelig utvalsing, og man slipper de strengformede inneslutninger av aluminiumoksyd, som også bidrar til lav CVP.

Forskjellen mellom CVP på langs og tvers av valseretningen kan også utjevnes ved en større eller mindre grad av kryssvalsing, fig. 5-7. Duktiliteten i staver tvers på valseplanet kan imidlertid bare bedres ved sulfidreduksjon og sulfid­ modifisering.

5.6 STÅLTYPER I markedsføringen av nye stål har verkene vært tilbøyelige til å finne navn som særmerker sine produkter, men som kan virke forvirrende på brukeren, fordi han ikke vet hva som skiller og hva som forener stålene fra de forskjellige verk. Inndelingen nedenfor er basert på mikrostrukturen og følger den som er brukt av Arthur Sage i ref. /5/: a)

Tradisjonelle ferritt-perlitt stål. Stålene har diskontinuerlig spenningstøynings kurve og Liiders bånd opptrer ved kalddeformasjon.

b)

Ferritt-perlitt stål med små mengder bainitt og martensitt. Spenningstøyningskurven er fremdeles diskontinuerlig, men tøyningsintervallet for Liiders bånd er mindre enn for type a) stål.

c)

Stål med struktur av polygonal ferritt, en større andel av lavkarbon bainitt, og/eller mindre mengder martensitt-austenitt (MA) øer. Konti­ nuerlig spennings-tøynings kurve.

d)

Seigherdede stål.

Ståltyper med angivelse av nøkkellegeringselementer og styrkeklasser er gjengitt fra ref. /5/ på fig. 5-8.

5-14

Fig. 5-8. Oversikt over typer rørstål /5/.

5-15

a) Ferritt-perlitt stål. Konvensjonelt valsede og normaliserte stål hører til i denne gruppe, men de brukes ikke lenger i olje- og gassrør. Normaliserte stål er midlertid utgangs­ materiale for fabrikasjon av rørarmatur som stigerør, ventiler, bruddstansere, avgreninger osv., eller av rør med veggtykkelse over 25-30 mm, hvor kontrol­ lert valsing bare kan gjennomføres av få stålverk.

I kontrollert valset utførelse blir stålene legert med niob eller sjeldnere titan, for kontroll av austenittkornstørrelsen før og under valsing, og opp til 1,6% mangan som gir oppløsningsstyrking og som senker transformasjonstemperaturen. Mangan reduserer også tykkelse og lengde av utfellinger av korngrensecementitt. Svovelinnholdet er lavt, 0,006-0,01%. Fosfor løser seg i ferritten og fremkaller en økning av omslagstemperaturen som er noe lavere enn for nitrogen, regnet pr. masseprosent fosfor. Vanlig innhold er 0.01-0,02%. En kan regne at flytegrense og omslagstemperatur kan uttrykkes som en sum av delbidrag fra fast oppløsning og ferrittkornstørrelse, som tidligere utviklet i kapitel 3 for C-Mn stål med C < 0,20-0,23%:

(Re ± 31) MPa = 88 + 37 Mn + 83 Si 4-2918 NQppl + 15,1 d"1/2

(5.1)

(ITT ± 30)°C = - 19 + 44 Si + VOG^/N^ + 2,2 perlitt - 11,5 d-1/2 (5.2)

ITT er omslagstemperaturen for 50% skjærbrudd i en Charpy stav. Ligningene gjelder for et konfidensinterval på 95%. De understreker betydningen av liten ferrittkornstørrelse d og lavt karboninnhold, vanligvis i området 0,13%-0,08% og med en tendens mot det laveste tall. I stålverksterminologien brukes ofte betegnelsen perlittreduserte stål når C < 0,1%. Øket karboninnhold hever perlittmengden og omslagstemperaturen ifølge ligning (5.2). Karbon løst i austenitt senker på den annen side temperaturen for transformasjon til ferritt, og dette er gunstig for ferrittkornstørrelsen. Isolert sett er den endelige virkning at ITT og Re øker med økende karbon­ innhold, og det gjør også strekkfastheten Rm.

Et karboninnhold ut over støkiometrisk mengde for niobkarbid er imidlertid uheldig for finkornbehandlingen, siden mengden av oppløst karbid ved emnets gjennoppvarmingstemperatur reduseres. Med rom for heterogen fordeling, er det støkiometriske innhold omtrent lik 0,05%, og karbon utover dette fører til at niobmengden ikke blir fullt utnyttet. Det er ingen løsning å heve

5-16 niobinnholdet, siden det vil øke omslagstemperaturen i den varmepåvirkede sone ved sveising. Niob er dessuten kostbart.

Mangan-nioblegerte stål kan lages til en flytegrense på 414 MPa. Niobkarbid (nitrid) felles hovedsakelig i austenitten og gir liten utfellingsstyrking. Den kan imidlertid økes ved tilsetning av 0,05-0,07% vanadium, slik at flytegren­ sen kan bringes opp til 448 MPa med en videre økning til 483 MPa ved bruk av noen grad av valsing i ferrittområdet. Virkningen er størst i nitrogenfattige stål når vanadium felles som karbid. Tillegget △Ru fra utfelling i ferritten kan legges til i ligning (5.1) og tallfestes til (se kapitel 3):

△RrT (MPa) = 3,195 • 104 u r

In b

(5.3)

f = volumandel partikler r = partikkelradius i Å b = Burgers vektor = 2,5 Å

Utfellingsstyrking gir en økning i omslagstemperaturen på /12/

△ITT (°C) = 0,3 • ARp (MPa)

(5.4)

Styrkeøkningen ved valsing av ferritt skriver seg fra at dislokasjonstettheten stiger og en tilhørende understrukturering av ferritten. Samtidig øker ITT tilsvarende ligning (5.4). Ferritt-perlitt stålene har diskontinuerlig spennings-tøyningskurve med mar­ kert øvre flytegrense, fig. 5-9b /5/. Ifølge alminnelig oppfatning skyldes dette fastlåste dislokasjoner som først rives løs ved spenningen ReH- Fortsatt defor­ masjon skjer ved dislokasjonsformering ved spenningen ReL under medvirk­ ning av Luders bånd. Når røret tilvirkes ved U-O-metoden og senere kaldekspandering, skjer det en samlet tøyning på rørets utside på opp til 2%. Strekkprøver som skjæres ut av røret, må først rettes, og Bauschingereffekten gjør at man da måler en flytegrense Rp som er lavere enn den virkelige flyte­ grense i røret Rap efter ekspansjonen. Ifølge vanlig praksis skal imidlertid Rp regnes som rørets flytegrense, slik at platen må lages med større flytegrense enn den røret kan beregnes for. Differansen Re^ - Rp blir først merkbar i stål med en viss grad av utfellings­ styrking og kan utgjøre opp til 30 MPa.

5-17

Fig. 5-9. Spennings-tøyningskurver for a) ferritt-perlitt stål og b) stål med større mengder av bainitt og/eller MA i strukturen. ReH = øvre flyte­ grense for plate. ReL = flytegrense av rør før ekspansjon. Rap = virkelig flytegrense av rør efter ekspansjon. Rrn = flytegrense av rør målt på utrettet strekkprøve /5/.

Kontrollert valsing gir gjennomgående en meget fin ferritt-struktur, men ofte med innslag av grovere partier som skyldes delvis rekrystallisasjon i pannekakestrukturen. Stålene viser høye CVP og CTOD verdier, men motstanden mot bruddforplantning i DWT prøver med skarpt skår er uventet lav. Arbeid i Japan /13/ synes å vise at ferritt som dannes av en fin polygonal austenitt, er homogen og finkornet, og at den også har god motstand mot bruddforplant­ ning. I SHT (Sumitomo High Toughness) prosessen avkjøles stålet til under Ar| efter første valsetrinn, fig. 5-10, hvorved det dannes en relativt grov fer­ ritt-perlitt struktur. Denne transformeres så til austenitt ved varmebehandling like over Ac3, og følges av varmvalsing noe over Ar3. Bare ubetydelig niob løses under annen gjenoppvarming slik at austenitten rekrystalliserer for hvert valsestikk, mens kornvekst hindres av lav temperatur og partikler av vanadiumkarbid og -nitrid. Strukturen transformeres like efter avsluttet valsing til en meget fin ferritt pluss perlitt.

5-18

Fig. 5-10. Temperaturforløpet av SHT prosessen, skjematisk.

En fin og likeakset ferritt kan også oppnås ved å redusere gjenoppvarmingstemperaturen i valseemnet til 960-1000°C, og er benyttet av japanske verk/3/. Ved denne temperatur er tendensen til austenittkornvekst sterkt begrenset. Vekst vil likevel skje i den varmepåvirkede sone som dannes under sveising og hvor temperaturen er nær opp til smeltepunktet. Dette motvirkes ved til­ setning av 0,01% titan og ved å behandle smeiten på en måte som sikrer utfelling av et finfordelt nettverk av titannitrider. Disse nitrider er meget stabile og forgroves ikke under sveising. b) Ferritt-perlitt stål med små mengder bainitt og/eller martensitt.

Denne struktur oppnås ved legering med 0,1-0 2% krom i en mangan-vanadiumholdig grunnmasse. Krom senker transformasjonstemperaturen slik at strukturen efter avkjøling kan inneholde 10-20% bainitt og innslag av mar­ tensitt. Krom og også molybden innvirker lite på Ms, hvilket er fordelaktig siden den martensitt som dannes, gjennomløper en viss grad av anløping når stålet avkjøles. Prisen på molybden er imidlertid så høy i dag at metallet søkes erstattet med andre elementer hvor det i det hele tatt er mulig. Cementittutfelling mellom ferrittstavene i bainitten har en skadelig virkning

5-19

på omslagstemperaturen, og karboninnholdet i stålet er derfor lavt, helst ikke over 0,1%. De små mengder av isolerte øer av anløpet martensitt synes deri­ mot ikke å ha noen tilsvarende virkning, og de foranlediger ikke hydrogensprekker på samme måte som det mer kontinuerlige nettverk av martensitt som finnes i stål med høyere legeringsinnhold /14/. Innslaget av martensitt og jevnt fordelt lavkarbon bainitt hever graden av deformasjonsstyrking i stålet, slik at spennings-tøyningskurven beveger seg mot en kontinuerlig form. I kaldekspanderte rør betyr dette at tapet i flyte­ grense fremkalt av Bauschingereffekten på det nærmeste blir opphevet av øket deformasjonsstyrking.

Stålene kan lages til en flytegrense opp til 483 MPa, og muligens noe mer hvis den økede styrke som kan vinnes ved ekspansjon, utnyttes fullt ut. c) Stål med struktur av polygonal ferritt og en større andel av lavkarbon bainnitt og/eller mindre mengde av martensitt-austenitt (MA) øer.

Stordiameterrør i arktiske egne stiller de strengeste krav til høy flytegrense, lav omslagstemperatur og høy motstand mot duktile brudd uten at sveisbar­ heten lider. En foreløpig løsning er funnet i lavkarbon stål med en større andel av bainitt og/eiler MA øer enn forklart foran for stålgruppe b).

Bainitt på samme måte som martensitt dannes av austenitt ved en skjærprosess som resulterer i en celledeling av ferritten og en økning av dislokasjonstallet innen hver celle (stav). I ligning (5.1) for flytegrensen kan cellestørrelsen innsettes i stedet for ferrittkomstørrelsen, hvilket gir et anselig bidrag sam­ menlignet med ferritt-perlitt stålene, som nærmere omtalt i kapitel 3. Til­ svarende fås et bidrag til flytegrensen fra jevnt fordelte dislokasjoner innen hver celle lik /12/:

△Rd (MPa) = 6,39 • 10~3 • y/p • In — * b ’x/p” hvor p er konsentrasjonen av dislokasjoner i mm'2 og b er Burgers vektor = 2,5 Å.

(5.5)

Styrkeøkningen foran kommer i tillegg til andre bidrag fra fast oppløsning og utfelte partikler. Karboninnholdet i bainittstål til bruk i gassledninger må være lavere enn 0,1%, slik at mengde og tykkelse av cementitt mellom ferrittstavene begrenses til et minimum. Det er vel kjent at cementittplatene knek-

5-20

Fig. 5-11. CCT diagram for et rørstål med 0,07 C, 1,6 Mn, 0,28 Mo, 0,08 V og 0,26 Nb. Avkjølingskurven svarer omtrent til avkjøling i luft av en 20 mm plate /8/.

ker ved plastisk deformasjon av ferritten omkring og danner utgangspunkt for kløvningssprekker. For at bainitt skal dannes ved kontinuerlig avkjøling, må transformasjonen til ferritt forsinkes og perlittdannelsen undertrykkes helt. Det tradisjonelle legeringselement er molybden sammen med mangan, men bainittstrukturen kan også dannes ved mangan-vanadium legering. Vanadium til erstatning for molybden er særlig blitt aktuelt efter den voldsomme stigning i molybdenprisen fra 1976-77.

Fig. 5-11 viser CCT diagrammet for et stål med C = 0,07%, Mn = 1,6%, Mo = 0,28%, V = 0,08% /8/. Den inntegnede avkjølingslinje svarer omtrent til en luftkjølt 20 mm plate, og det sees at strukturen vil bestå av polygonal ferritt, lavkarbon bainitt, med mulig innslag av martensitt-austenitt. Det siste element forutsetter at det først dannes betydelige mengder (over 70%) av polygonal ferritt, slik at den gjenværende austenitt blir karbonholdig nok til å avsette

5-21

martensitt. Det minnes om at austenittkomstønelse og valseprosess innvirker på CCT diagrammet i betydelig grad, og blir bevisst utnyttet, ved siden av innlegering, til å produsere de ønskede strukturer. Med tilstrekkelig innhold av bainitt (30% eller mer) eller MA (6%) eller begge deler, har stålene en kontinuerlig spennings-tøyningskurve og er spesielt egnet for fremstilling av kaldbukkede og kaldekspanderte rør, fig. 5-9b. Med lav flytegrense og stor deformasjonsstyrking er rørene lette å forme, og når de senere ekspanderes, øker flytegrensen av rørmaterialet utover verdiene i platen. De hårde partier ligger i grunnmassen av ferritt og påtvinger den høye indre spenninger. Dette gjør at dislokasjonene rives løs og formeres ved lav ytre spenning. Styrkeøkningen ved fortsatt deformasjon skjer når dislokasjo­ ner stuves opp mot utfelte partikler, hårde faser og andre dislokasjoner /16/. Styrkemekanismen er ellers omtalt i kapitel 6. Stål med en struktur av polygonal ferritt pluss MA uten bainitt synes å ha de beste kaldformingsegenskaper. De går under navn av tofase stål (dual phase steel) og brukes blant annet i bilindustrien. Stålene krever imidlertid en noe større opplegering enn det som kan godtas i rørstål, og kommersielle stål til­ hørende gruppe c) inneholder også bainitt. Av disse er nåleferrittstålene ut­ viklet av Climax Molybdenum Company best kjent. En typsik sammensetning er 0,06% C, 1,8% Mn, 0,3% Mo, 0,06% Nb, 0,005% S. Strukturen inneholder ca. 30% nåleferritt (acicular ferrite), hvilket synes å være det samme som lavkarbon bainitt, selv om Climax hevder at forskjeller er til stede, og mindre mengder av MA. Stålet kan lages med flytegrense opp til 483 MPa og enda høyere ved tilsetning av vanadium og bruk av lavtemperaturvalsing.

Nippon Steel har utviklet et nær fullbainittisk stål som verket kaller Ultralow carbon bainittic steel, med følgende karakteristika /7/:

Meget lavt karboninnhold på 0,02%, bare tilstrekkelig til å danne de nødven­ dige karbider for finkornbehandling. Bruk av titannitrid for å kontrollere austenittstrukturen under oppvarming og nedvalsing av emnet. Partikler av titannitrid begrenser også kornstørrelsen i den varmepåvirkede sone under sveising og senker omslagstemperaturen. Bainittisk struktur fremkalles ved bruk av mangan, niob og små mengder bor. Molybden er bare nødvendig for de høyeste fasthetsklasser. Typisk sammensetning er: C = 0,02 %, Mn = 1,9%, Nb = 0,05%, Ti = 0,02%, S = 0,003%, B = 0,001%. Stålene kan lages opp til en flytegrense på 553 MPa målt på ekspandert rør.

5-22 Stål med god motstand mot hydrogeninduserte blemmer (hydrogen induced blistering cracking) og spenningskorrosjon i sulfidholdig miljø har økende aktualitet. Det oppgis at legering med 0,2% kobber er gunstig i miljø med pH over 5 /18/, siden kobber og også nikkel danner en film som beskytter mot hydrogeninntrengning. Andre /ll/ har imidlertid ikke funnet en tilsvarende virkning.

Derimot synes det å være alminnelig enighet om at hydrogenblemmer er fremkalt av lommer av hydrogen med høyt trykk på grenseflatene mot inne­ slutninger av sulfider og oksyder. Det er derfor viktig å redusere sulfidmengden og skaffe bort lange sulfidbånd og flokkede aluminiumoksyder.

Hårde bestanddeler som bainitt og martensitt regnes å fremme sulfidspenningskorrosjon. Bainittholdige stål og seigherdingsstål med struktur av anløpet martensitt oppgis likevel å ha god motstand mot spenningskorrosjon såfremt karboninnholdet er lavt, helst ikke over 0,02% /17/, og makroseigringer av mangan og fosfor kan reduseres. I stål med høyere karboninnhold er det essen­ sielt å unngå seigringer av elementer som øker herdbarheten. I seigrede partier dannes hårde strukturelementer med liten motstand mot hydrogensprekker. Strengstøpte emner seigrer mindre enn blokker.

d) Seigherdet stål.

Seigherding er en varmebehandling som består av austenittisering-bråkjøling anløping, og som opprinnelig ble brukt for konstruksjonsstål med 0,3-0,5% karbon, ofte med tilsetninger av krom, nikkel og molybden på opp til 1,5%. Dette ga en karakteristisk struktur av anløpet martensitt som forenet høy flytegrense og slagseighet. Seigherding av rørstål med 0,05-0,1% karbon gir en struktur av nåleformet ferritt som har lite til felles med anløpet martensitt. Nåleferritten er finstrukturert med en høy konsentrasjon av mobile dislokasjoner, og både struktur og egenskaper ligner dem man finner i lavkarbon bainitt. Stålene fremstilles som forklart foran, ved finkornbehandling og kontrollert valsing, og bråkjølingen kan foretas like efter avsluttet valsing, altså uten fornyet austenittisering. Anløpingen gir utfellingsstyrking av karbider og nitrider.

Seigherdet stål er foreløpig lite brukt i rørledninger, men byr en mulighet til økning av flytegrensen ut over 483 MPa, eller til å opprettholde flytegren­ sen i rør med store veggtykkelser hvor kontrollert valsing ikke kan brukes.

5-23

Både omslagstemperatur og motstand mot skjærbrudd er utmerket, og stålene kan lages med lavere kabonekvivalent og bedre sveisbarhet enn de fleste andre typer. En typisk analyse er 0,03% C, 1,5% Mn, 0,2% Mo, 0,05% V, 0,001% S med CEV = 0,35% og 500 MPa flytegrense. Beste kombinerte egenskaper opptrer når stålet kontrollvalses før varmebehandlingen /19/. Det har vist seg upraktisk å kaldforme stål med høy flytegrense, og det har også vist seg at områder med nedsatt duktilitet kan opptre omkring langsveisene i seigherdede plater. En bedre fremgangsmåte er derfor å varmebehandle rørene efter bukking og sveising. Austenittisering kan skje ved å føre røret gjennom en induksjonsspole, slik at bare et kort sylindrisk stykke blir oppvarmet. På den måten unngås at røret siger. Bråkjølingen følger like efter ved at røret passerer en ringdyse hvor vann sprøytes mot overflaten. Spennings-tøynings kurven er kontinuerlig efter herding, men en større eller mindre grad av diskontinuitet kan påføres ved anløping.

REFERANSER

1) Shelton, E., Rothwell, A.B., Coote, R.I.: Steel requirements for current and future Canadian gas pipeline systems, Conference on steels for line-pipe and pipeline fittings, London 1978.

2) Rothwell, A.B. and Cooke, R.J.: Linepipe requirements in the eighties, Alloys for the eighties, Climax Molybdenum Co. 3) Suzuki, Haruyoshi: 1982 Houdremont Lecture, Welding in the World Vol 20 No 7/8 1982.

4) Sage, A.M.: Properties and application of present-day products, Low carbon structural steels for the eighties. The Institution of Metallurgists, March 1977. 5) Sage, A.M.: A review of the physical metallurgy of high strength low alloy line pipe and pipe fitting steels, Conference on steels for line pipe and pipeline fittings, The Metal Society 1981. 6) Almar-Næss, A.: Instabilitet i rør, NIF kurs ved NTH, jan. 1978.

7) Lorenz, K. and Diiren, C.: C equivalent for evaluation of weldability of large diameter pipe steels,The Metal Society 1981.

5-24 8) Cochrane, R.C. and Morrison, W.B.: Transformation characteristics of some linepipe steels containing Nb, V and Mo, and their relation­ ship to Processing and microstructure, ibid.

9) Hahn, G.T., Rosenfield, A.R.: Fundamental fracture mechanisms, Symposium on linepipe research, AGA 1969. 10) Taeffner, K.D. et al.: Technology of hot strip and plate production for large diameter line pipe, Microalloying 1975, Union Carbide. 11) Paxton, H.W.: The metallurgy of steels for large diameter linepipe, Alloys for the eighties, Climax Molybdenum Co, 1980.

12) Gladman, T., Dulien, D., Meivor, J.D.: Structure property relationships in high-strength microalloyed steels, Microalloying 1975, Union Carbide.

13) Nara, Y., Kyogoken, T., Yamura, T. and Takeuchi, I.: The production of pipeline in Japan, Conference on steels for line-pipe steels and pipeline fittings, The Metal Society, 1981. 14) Tither, G., Louprecht, W.E.: Pearlite reduced HSLA steels for line pipe, Molybdenum-containing steels for gas and oil industry applications, Climax Molybdenum Company, 1977. 15) Baker T.J. and Charles, J.A.: Influence of deformed inclusions on the short transverse ductility of hot rolled steels, Effect of secondphase particles on the mechanical properties of steels, The Iron and Steel Institute, London 1971.

16) Doane, D.V., Fairhurst, W.: Metallurgical design of acicular ferrite steels, Low carbon strukctural steels for the eighties, The Institution of Metallurgists, March 1977. 17) Nagasugi, FL, Matsuda, H. and Tamehiro, H.: Ultra-low carbon bainittic steels for line-pipe, Conference on steels for line-pipe and pipe­ line fittings, The Metal Society, 1981.

18) Taira, T. and Kobayoshi, Y.: Development of linepipe for sour gas ser­ vice, ibid.

19) Ohtani, H. et al.: The development of high strength steels for X70 to XI00 grade pipes, ibid.

6. TOFASE STÅL I VARM- OG KALD VALSEDE

TYNNPLATER

6.1 INNLEDNING Varmvalsede og normaliserte plater av mikrolegerte finkornstål ble for alvor tatt i bruk i begynnelsen av 1960-årene, og da som plater av middels tykkelse til bruk i skip, broer og bygningskonstruksjoner. Det var først 10 år senere at tynnplater av slike stål ble utnyttet av bilindustrien i pressede og bokkede detaljer, og i svært forsiktig grad. De betegnes nå som konvensjonelle HS (high strength) stål. Tykkelser under 1,8 mm blir fortrinnsvis kaldvalset og må glødes hvis de senere skal gjennomgå presseoperasjoner. Den vanlige frem­ gangsmåte er å gløde en platestabel i ovn. Både oppvarming og nedkjøling foregår da så langsomt at partikkelnettet av nitrider og karbider forgroves under prosessen og taper sin evne til å fremkalle utfellingsstyrking. Ferrittstrukturen blir også grovere enn i varmvalsede plater. Glødde kvaliteter av kaldvalsede plater legeres først og fremst med titan siden titankarbid er forholdsvis bestandig mot overeldning. Men med flytegrenser over 400-450 MPa blir legeringsinnholdet ganske høyt, og dette begrenser duktiliteten. Legeringsmengden kan reduseres hvis det benyttes kontinuerlig utgløding med rask oppvarming og nedkjøling. Glødetemperaturen holdes lav, avpasset til begynnende rekrystallisasjon, slik at noe av fastningen fra kaldvalsingen beholdes. Disse stål betegnes spenningsglødde (recovery annealed) HS stål.

Duktiliteten i begge ståltyper ovenfor er mindre enn i ulegert lavkarbonstål, og stålene er begrenset til anvendelser med forholdsvis lav pressegrad som motorbraketter, støtfangerforsterkninger og lignende detaljer i biler. I midten av 1960-årene gikk japanske stålverk i gang med å utvikle en ganske spesiell ståltype. Den ble første gang omtalt i litteraturen i 1975 under navnet tofase stål (dual phase) /5/ og er metallografisk sett karakterisert av en struk­ tur av ferritt og martensitt. Slike strukturer har imidlertid også vært omtalt tidligere, selv om man ikke så noen praktisk anvendelse for dem før meget

6-2

senere /2/. Sammenlignet med konvensjonelle HS stål og spenningsglødde HS stål har tofasestålene en fremragende duktilitet som gjør dem velegnet for pressede detaljer.

6.2 SAMMENSETNING OG FREMSTILLING

Strukturen i tofasestål består av en dispersjon av martensitt med et karbon­ innhold på 0,3-0,6% i en finkornet ferrittisk grunnmasse med kornstørrelse under 5 pm. Mest vanlig fremstilles strukturen ved en kontinuerlig varme­ behandling noe over Ax og påfølgende rask avkjøling, slik at områder av per­ litt og karbider omdannes til martensitt, fig. 6-1. 1 første tilnærmelse øker styrken lineært med volumandelen av martensitt, og er mindre påvirket av martensittens karboninnhold. I prinsippet kan den karakteristiske tofasestruktur fremstilles for alle platetykkelser, men kritisk avkjølingshastighet må senkes med innlegering med krom eller molybden for de større tykkelser.

Fig. 6-1. Martensitt-ferritt struktur i et 0,06% C, 1,5% Mn stål efter interkritisk gløding i en time ved 740°C /3/.

Et materiales formbarhetsevne i presseprosesser er avhengig av hvilken prosess det dreier seg om og undersøkes med spesielle prøvemetoder. Bruddforlengelsen eller forlengelsen ved maksimal last av en strekkstav brukes ofte som et alt­ omfattende mål for formbarheten. Fig. 6-2 /!/ viser forholdet mellom strekkfasthet og bruddforlengelse for handelsførte tofasestål, konvensjonelle HS stål og spenningsglødde HS stål, og den suverene bruddforlengelse hos tofase­ stålene for alle fastheter over 400 MPa er klart demonstrert.

6-3

Fig. 6-2. Bruddforlengelse som funksjon av strekkfastheten for en del kom­ mersielle høyfaste stål /!/.

Vanligvis finner man at tofasestålene har lavt karboninnhold, og ellers er legert med mangan, silisium og krom eller molybden. En typisk sammenset­ ning er

0,08-0,ll%C, 1,25-1,5% Mn, 0,45-0,6% Si, 0,1-0,15% Mo

Med 2,5 mm platetykkelse, kontinuerlig gløding i området 790-830°C og forsert avkjøling vil stålet ha en strekkfasthet mellom 620 og 690 MPa og 26 til 31% bruddforlengelse /5/. Silisium og mangan er oppløst i ferritten og bevirker oppløsningsstyrking. Silisium regnes ellers som en nødvendig tilsetning fordi A3 øker slik at gløde-

6-4

Fig. 6-3. a + 7 området av Fe-C fasediagrammet. Figuren til høyre gjelder for legeringer med 2,4% Si.

temperaturen blir mindre kritisk, fig. 6-3 /6/. Små variasjoner i temperaturen gir tilhørende variasjoner i martensittinnholdet. Tilsetning av niob og/eller vanadium gir utfellingsstyrking som hever flytegrensen, men er uheldig for duktiliteten. Krom, eventuelt molybden, øker herdbarheten og må tilpasses platetykkelsen og avkjølingsforholdene efter gløding. Svovelinnholdet skal være lavt, og modifiserende elementer som kalsium og mischmetall for sfæroidisering av sulfidene blir ofte tilsatt i stålprosessen.

6.3 STRUKTUR OG EGENSKAPER Før glødingen ved interkritisk temperatur består strukturen i varmvalset tilstand av fin ferritt og små mengder perlitt, og vanligvis med innslag av korngrensekarbid. Perlitten sammen med karbidene og de nærmeste områder av ferritt omdannes til høykarbon-austenitt under glødingen, og gjenfinnes i den nedkjølte struktur som 0,5-2 pm store partikler av martensitt og restaustenitt. Austenitten er innbakt i martensitten i de tidligere perlittiske om­ råder, og opptrer også alene som ganske små kom på ferrittkorngrensene omkring ekskarbidene.

6-5

Fig. 6-4. Strekkfasthet, flytegrense og forlengelse avhengig av glødetemperaturen for to tofasestål med sammensetning som gitt i teksten /8/.

Når glødetemperaturen økes ut over A15 øker også volumet av de områder som transformeres til austenitt og dermed martensitt-restaustenittmengden i stålet efter nedkjøling. Fig. 6-4 /8/ viser hvorledes glødetemperaturen inn­ virker på flytegrense, strekkfasthet og forlengelse til to stål med følgende sammensetning:

6-6 Stål I II

C

Mn

Si

Nb

V

Cr

0,072 0,11

1,26 1,29

0,3 0,29

0,08 0,07

0,08 0,07

0,02 0.03

Ni

Mo

0,02 n

(8.11)

og kalles flytespenningskontrollert, i motsetning til tilstanden ved sprekklengder under den kritiske som er CVP kontrollert. Regner man at skillet mellom de to tilstander går f.eks. ved 0,9 ganger grenseverdien for kritisk sprekklengde, gir dette også en grenseverdi for slagseigheten som kan brukes som aksept-kriterium. Man er da sikret at ukontrollert brudd ikke kan skje før flytespenningen i røret overskrides. Verdiene er innført i tabell 1, og en ser at minimum slagseighet utregnet på denne måte øker med flytegrensen i stålet og rørdiameteren. Av fig. 8-4 kan også utledes at rørets sikkerhet mot ukontrollert brudd ikke øker om slagseigheten forhøyes forbi minimumsverdien, hvilket også er veri­ fisert ved fullskalaprøving, /8/. Det har derimot vist seg fordelaktig med enda høyere utgangsverdier i rør som er mekanisk skadet ved bulking og oppfuring, siden slike skader nedsetter CVP.

Ligning (8.7) som konverterer Kc og CTODc til Charpy slagseighet, forut­ setter at vi opererer med øvre platå verdier, hvor absorbert energi pr. bruddflateenhet er tilnærmet lik for initiering og forplantning. CVP tall på under 20 J er neppe aktuelle i rørstål, og den venstre del av kurvene på fig. 8-4 er derfor uten betydning.

Duktil initiering fra overflatesprekker.

Gjennomgående feil på rør eller ledninger vil avsløres under trykkprøving, og bare unntaksvis kan de føre til ukontrollert sprekkvekst og brudd. Anderledes stiller det seg med overflatefeil som oppstår under driften av ledningen som følge av korrosjon og av uforsiktig bruk av graveredskaper, likeså med uoppdagede sveisefeil og skader som vokser ved lavfrekvente, cykliske be­ lastninger som alltid er tilstede i noen grad. Forsøk med nedfreste aksiale spor, fig. 8-5, foretatt ved Battelle, /9/, og senere efterprøvet andre steder, /10/, har vist at en overflatefeil først vokser gjennom rørveggen. Den er da blitt en gjennomgående sprekk og behandles som omtalt ovenfor.

8-8

GJENNOMGÅENDE FEIL

OVERFLATEFEIL

Fig. 8-5. Nedfreste aksielle spor ble brukt i Battelle’s undersøkelser, /9/, til å simulere gjennomgående sprekker og overflatefeil i rør.

Battelle kom frem til at ligning (8.10) kunne brukes til å fastlegge betingelsen for gjennombrudd av en aksial overflatefeil med påfølgende lekkasje når Mp ble erstattet av en eksperimentelt bestemt faktor Mp

t t er veggtykkelsen, d er feildybden og Mp er foliasfaktoren for en gjennom­ gående sprekk av samme lengde som overflatefeilen. Vi får da CVP = 8q 3lA lnsec(^^5) 7rh 2 o

(8.13)

ap er den halve feillengde ved lekkasje, og som fører til ukontrollert sprekkvekst og brudd hvis ap er større enn ac for en gjennomgående sprekk. Dette er illustrert på fig. 8-6 og 8-7 for et 914 mm stålrør med veggtykkelse

8-9

LUUI

Fig. 8-6. Sprekklengde 2a ved lekkasje av overflatefeil, eventuelt med på­ følgende brudd, avhengig av øvre Charpy platåverdi CVP i et rør med R = 457 mm, t = 25 mm, Re = 414 MPa og uT = 0,6 • Re.

lik 25 mm og flytegrense Re = 414 MPa. Den fullt opptrukne linje gjelder for en gjennomgående sprekk, og lekkasjelinjene er tegnet for sprekkdybder på 5, 10, 15 og 20 mm. Av fig. 8-7 som gjelder foren tangensialspenning lik flytegrensen, kan leses at gjennombrudd av 5 og 10 mm dype feil også fører til rørbrudd, mens 15 og 20 mm dybde, fordi feilene da er kortere, bare gir lekkasjer.

Det kan synes ulogisk at så betydelige feil kan tillates når røret belastes helt opp til flytegrensen. Årsaken er at ligning (8.13) forutsetter at materialet om­ kring feilstedet flyter lokalt slik at bæreevnen øker til 1,1 • Re.

8-10

2a, mm

1000-

Fig. 8-7. Sprekklengde 2a ved lekkasje, eventuelt brudd, avhengig av øvre Charpy platåverdi CVP i et rør med R = 457 mm, t = 25 mm, Re =414 MPa og = Re.

Korrosjonsskader.

Ligning (8.13) anviser et nyttig kriterium for beregning av reststyrken av rør med korrosjonsskader. Kiefner /ll/ foretok sprengningsforsøk med 47 korro­ derte rør og fant at lekkasje og brudd var flytespenningskontrollert i alle til­ feller, altså at Mp • (Jy >

O

(8.14)

Når ligning (8.14) skal brukes til å beregne om en korrosjonsskade kan god­ kjennes, settes ny = Re, idet det forutsettes at røret skal tåle belastning til flytegrensen. Dette gir grenseverdien

Mp = 1,1

(8.15)

og tillatte verdier av a og korrosjonsdybden d kan bestemmes av ligning (8.1)

8-11

SPREKKLENGDE 2a, MM

Fig. 8-8. Tillatt feildybdeforhold d/t avhengig av aksial feillengde i korro­ derte rør. Tangensialspenningen på feilfritt sted er forutsatt lik flytegrensen.

og (8.12). Resultatet er vist på fig. 8-8. Det sees at forholdet d/t faller med fallende rørradius og veggtykkelse, og at det inntar en konstant verdi på ca. 0,1 for skader som er lengre enn 2a = 400 mm. Dybden d i en korrosjonsskade vil variere. Kiefner /l 1/ beregnet en ekvivalent dybde

A 2a hvor A er arealet av det korroderte område, i et snitt gjennom de dypeste punkter og projesert inn i et plan loddrett på tangensialspenningen, fig. 8-9. dekv ble innsatt i ligning (8.15) i stedet for d, og Kiefner fant at korrosjonsskader beregnet på denne måte var stabile. ^ekv

Korrosjonsskader som er for store til å tilfredsstille ligning (8.15), må enten repareres, eller trykket i røret må settes ned. I siste tilfelle setter man (8.16)

8-12

Fig. 8-9. Korrosjonsangrep på rør.

hvor C er en faktor mindre enn 1, og som multiplisert med operasjonstrykket i en ubeskadiget ledning gir det reduserte trykk. Mp bestemmes for de gitte skader og C finnes av ligning (8.16). Ligning (8.15) og (8.16) forutsetter flytespenningsbestemte forhold for sprekkvekst. For rør med lav slagseighet må den fullstendige ligning (8.13) benyttes, men dette er neppe aktuelt med rør av moderne, høyfaste stål.

Initiering fra mekanisk påførte skader.

Ifølge amerikanske undersøkelser på landbaserte rørledninger /12/ kan lek­ kasjer og rørbrudd tilbakeføres til feil av forskjellige slag. Tabell 2 viser an­ tall registrerte uhell og årsaker ved amerikanske fjern- og samleledninger for gass i perioden 1970-1975. Den største årsaksgruppe er ytre påvirkning og omfatter mekaniske skader påført rørene av løfteredskaper under transport og legging og ikke utbedret før ledningen ble satt i drift, og skader påført den ferdige ledning av grave­ maskiner i utenforliggende oppdrag. Mange av disse skader har karakteren av en bulk og en fure, fig. 8-10, og forvoldes når et graveredskap trenger inn i og

8-13 Tabell 2/12/. Årsaker Ytre påvirkning Materialfeil Korrosjon Konstruksjonsfeil Andre Samlet

Antall 1384 415 366 124 170 _______ 2459

Prosent 56 17 15 5 7 100

Fig. 8-10. Rør med bulk og fure.

trekkes langs røret. De har vært undersøkt i mange laboratorier /2//13//14/, og det er påvist at skader av denne art bevirker lekkasje og sprengning ved ledningstrykk langt lavere enn ventet for furen alene. Dette skyldes både ned­ satt sprekkmotstand på grunn av kalddeformasjon, og stor bøyningsspenning i bunnen av furen når bulken presses utover av trykket. Ikke anløpet marten­ sitt er også påvist i furebunnen /15/. Tillatte skader kan ikke beregnes av ligning (8.13), til dels fordi slagseigheten CVP i materialet omkring furen efter skaden er en ukjent størrelse, og til dels fordi spenningen ikke kan skrives som Mp • aT eller et annet enkelt uttrykk. I et eksperimentelt studium ved Battelle /16/ av rør med diametre fra 406,4 mm til 1066,8 mm og kunstig påførte skader av type som vist på fig. 8-10, fant man at spenningen på intakt parti av røret ved lekkasje og beregnet som p • R/t, var en funksjon av parameteren Q, hvor

Q = CVP •

• _L J/mm

(8 17)

D er dybden av bulken målt fra uskadd rørkontur, fig. 8-10, der dybden

8-14

Fig. 8-11. Eksperimentelt bestemt avhengighet mellom forholdet ny/n ved lekkasje eller sprengning og argumentet Q for rør med bulk og fure. CVP er 2/3 Charpy platåverdi /16/.

av furen og CVP er platåverdien for en 2/3 Charpy stav. Elvis slagseigheten er målt med 1/1 stav, reduseres verdien med en faktor på 2/3.

Avhengigheten er vist på fig. 8-11. Anta en tilsynelatende ubetydelig skade karakterisert ved D/2R = 0,04, d/t = 0,1 og 2a = 200 mm. Ved en tangensialspenning (Jj = Re = 0.9 • o gir dette Q = 100 J/mm og CVP = 80 J eller 120 J for en stav av 1/1 størrelse. Dette er ganske meget selv for et moderne stål, og vil neppe kunne garanteres av leverandøren. Bulk- og fureskader må derfor alltid utbedres, eller trykket må reduseres inntil utbedring har funnet sted. Metoder for reparasjon av skader er omtalt og diskutert i referanse /ll/ og /17/. Fig. 8-11 gjelder betingelse for vekst av en sprekk fra furen gjennom rørveg­ gen. Om lekkasjen også fører til brudd, er avhengig av om 2a er større enn kritisk lengde for en gjennomgående sprekk og kan beregnes av ligning (8.10).

8-15 8.3 KRITERIER FOR BRUDDSTANS I GASSLEDNINGER

Selv om strenge krav legges til grunn for å motvirke initiering av sprekker, må slike krav være knyttet til hva som oppfattes som kontrollerbare belast­ ninger, kontrollerbar rørgeometri og kontrollerbart miljø, og med en viss sikkerhet for uforutsette hendelser. Brudd vil likevel kunne initieres av jord­ skjelv og jordras, ved strømundergraving av rør på havbunnen, ved mekanisk og kjemisk skade på rør i drift, og som følge av materialfeil som har unndratt seg det omfattende kontrollapparat som brukes for slike rør. For å begrense skadene må det forlanges at et brudd som er igangsatt av uforutsette årsaker, stanser seg selv, med andre ord at det er innebygget en tilstrekkelig bruddmotstand i ledningen, enten i rørstålet selv eller i form av bruddstansere. Hvor langt brudd som kan godtas, er avhengig av forholdene. I en gassledning som løper gjennom tettbebyggelse, kan et brudd forvolde en katastrofe enten led­ ningen er nedgravd eller løper fritt, fordi gassen nesten alltid antennes. Det finnes ingen erfaringer fra brudd av store gassrør på havbunnen, men skade på liv er begrenset hvis bruddet ligger langt fra bemannede plattformer. Repa­ rasjonsarbeid under vann er kostbart, enten det dreier seg om korte eller lange ledningsstykker.

I oljeledninger forplanter dekompresjonsbølgen seg hurtigere enn bruddet selv. Derfor faller tangensialspenningen raskt i røret foran bruddet, som stan­ ser i kort avstand fra initieringsstedet. Dette gjelder også for sprø brudd. Spe­ sielle kriterier for bruddstans er derfor bare aktuelle for gassledninger, eller oljeledninger som også fører store mengder gass. Sprø brudd. I årene 1950 frem til 1965, før de høyfaste stål med lav omslagstemperatur kom på markedet, var det flere tilfeller av sprø brudd i amerikanske rør­ ledninger. De fleste skjedde under prøving, og et brudd løp hele 13 km før det stanset.

Et sprøtt brudd løper aksielt, i sinusformede slynger og ofte går flere brudd samtidig. Hastigheten ligger i området mellom 460 og 920 m/s. Slyngene i bruddbanen skyldes en overlagring av spenningsbølger produsert av bruddet selv, slik at hovedspenningsretningen foran bruddflaten svinger /18/. Brudd­ flaten står loddrett på hovedspenningen, og har et sentralt kløvningsparti og smale skjærlepper som til sammen utgjør fra 0 til 30% av veggtykkelsen. Bruddkontraksjonen er liten, og den som er, er knyttet til skjærleppene. For­ øvrig gjelder følgende /7/:

8-16

a) Lydhastigheten og dermed hastigheten av dekompresjonsbølgen i natur­ gass ligger i området 380-440 m/s, og er mindre enn bruddhastigheten. Et løpende sprøtt brudd vet derfor ikke at trykket faller bak seg, og drives av fullt ledningstrykk og full tangensialspenning, svarende til verdiene før brud­ det begynte.

b) På begge sider av en stasjonær sprekk presses rørveggene utover av gasstrykket og bevirker en økning av spenningsintensitetsfaktoren, karakterisert ved foliasfaktoren Mp. Hurtigfotografering har vist at en slik utbuling ikke følger et løpende, sprøtt brudd, hvilket må tilskrives at bruddet går for fort til at utpressing av rørveggene kan holde følge. Spenningsintensitetsfaktoren synker derfor noe efter initiering, og fører til at mange sprø brudd stanser like efter at de er kommet i gang. Hvis senkningen ikke er stor nok, slik at bruddet likevel fortsetter, stiger spenningsintensiteten igjen når sprekkleng­ den stiger, i overensstemmelse med ligning (8.1).

Drivkraften i et sprøtt brudd er altså tangensialspenningen i røret ved fullt gasstrykk, men uten forsterkning av foliaseffekten. Den plastiske sone foran bruddet er liten, på størrelse med skjærleppene, og en kan regne med lineærelastiske forhold. I et rør hvor sprekk(brudd)-lengden 2a er større enn 2?rR, fig. 8-12, kan den tilgjengelige elastiske energi til forplantning av sprekken G skrives

r G _ — dW _ — —1 Ot da 2 1

’

c6

27T R — ---------

E

(8.18)

og Ki = a/G • E =

ot^7t

•

R

(8.19)

Maxey /18/ fant ved fullskala forsøk at kritisk verdi av G ved bruddstans ifølge ligning (8.18) svarte til energiabsorbsjonen i en Charpy stav regnet pr. enhet bruddareal og med samme prosent skjærareal som rørbruddet. Med CVS lik Charpy-verdien for samme prosent skjærareal som rørbruddet og A lik stavens totale bruddareal, fås

ffr ttRA CVS = -A------E

(8.20)

Ligning (8.20) er ikke uten videre anvendbar som slagseighetskriterium for bruddstans, fordi en ikke kjenner skjærandelen av et eventuelt rørbrudd og derfor ikke kan bestemme CVS. Man kan imidlertid benytte seg av den kjens­ gjerning at et fullskala rørbrudd og DWT prøver viser samme skjærandel ved

2 ttR

8-17

Fig. 8-12. Rør med gjennomgående aksiell feil av lengde 2a, utfoldet.

Fig. 8-13. Øvre platå slagseighet CVP for stans av sprøtt brudd avhengig av tangensialspenningen

8-18 samme bruddtemperatur. Videre kan man regne at hele energiopptaket i en Charpy stav skjer i skjærsonen. Vi setter skjærandelen i en DWT prøve opptatt ved konstruksjonstemperaturen til S og Charpy verdien ved 100% skjærareal til CVP, og får (Jt 7tRA

CVP-S=-J—-----

(8.21)

Det sees av fig. 8-13 at det skal meget høye CVP verdier til for å stanse et sprøtt brudd, og de er nær uoppnåelige for rør med stor diameter av stål med flytegrense fra 414 MPa og oppover. Den beste vei er derfor å sørge for at sprø brudd ikke kan forekomme, med andre ord at rørets omslagstemperatur er vel under konstruksjonstemperaturen. Ifølge undersøkelser av Eiber /19/ svarer rørets omslagstemperatur ved bruddforplantning til omslagstempera­ turen bestemt ved DWT prøven og 85% skjærareal. Disse undersøkelser gjelder riktignok konvensjonelt valsede plater. Wilkowski /8/ fant senere at bedre overensstemmelse ble funnet for seigherdede og kontrollert valsede materialer, når man brukte skår med skarp sprekk i stedet for standard presset skår i DWT prøvestykket. Mekaniske bruddstansere er innretninger som reduserer tangensialspenningen i røret over et kort område, og som monteres med passende mellomrom langs ledningen. Mest brukt er aksialt delte mansjetter som legges rundt røret og sveises sammen ved hjelp av lasker. Rørstykker med større veggtykkelse enn den øvrige ledning og innsveist i ledningen, er også brukt. En nærmere disku­ sjon finnes i referanse /20/.

Duktile brudd.

Bruddflaten er skrå, ofte med et flatt midtparti som også er skjærbrudd. For­ an sprekken er det en stor plastisk sone på flere ganger veggtykkelsen. Bruddet løper aksialt med en hastighet i området mellom 100 og 370 m/s, hvilket er under lydhastigheten i naturgass på omkring 400 m/s. Dette gjør at trykket ved bruddfronten er lavere enn ledningens operasjonstrykk. I en ledning med sprøtt brudd er det små formforandringer foran og like bak bruddfronten. Med duktilt brudd, fig. 8-14 /20/, opptrer en ovalisering av røret over en av­ stand på to diametre foran bruddet, område 2 på figuren. Her er det også store aksiale strekkspenninger som fører til plastisk strekking av området og av bruddkantene, der kontraksjonen kan dreie seg om hele 10%. Bak brud­ det presses skjøtene utover av gasstrykket og bevirker at spenningen i brudd-

8-19

Fig. 8-14. Rørgeometri omkring et løpende skjærbrudd.

fronten øker utover tangensialspenningen. Bruddkantene får efter hvert en bølget form, fremkalt av den lokale strekking i område 2.

Duktile brudd på noen hundre meter har flere ganger funnet sted i landbaserte ledninger i USA. De er blitt undersøkt av laboratorier i USA og Europa, og det er oppstilt i alt 5 forskjellige modeller for beregning av betingelser for bruddstans. Alle modeller bruker øvre platå Charpy slagseighet som duktilitetskriterium.

De forskjellige modeller er omtalt og diskutert i referanse /21 / og er som følger: 1. 2. 3. 4. 5.

Battelle Columbus Laboratories, Maxey et al., ref. /7/. British Gas Corporation, Paynton et al., ref. /23/. American Iron and Steel Institute, ref. /24/. British Steel, Dick et al., ref. /25/. Battelle Columbus Laboratories, Popelar et al., ref. /26/.

Modell nr. 3 fra AISI er basert på regresjonsanalyse av foretatte fullskalaforsøk. Alle øvrige modeller tar et teoretisk utgangspunkt, men er ellers avhengige av eksperimentelle tilpasninger eller eksperimentelt bestemte konstanter.

8-20

Fig. 8-15. Minste slagseighet CVP for bruddstans i rør med R = 406 mm og t = 20 mm beregnet efter fem forskjellige modeller.

Det er derfor ikke så overraskende at modellene, tross ulike utgangspunkt, likevel kommer frem til nær like verdier for CVP for slike rørdiametre, veggtykkelser og ståltyper som danner hovedtyngden i forsøkene. Fig. 8-15 for R = 406 mm og t = 10 mm viser at 4 modeller gir den samme kritiske CVP verdi for uy = 0,72 • 414 = 300 MPa. I et større og tykkere rør, Fig. 8-16, er skjæringspunktet rykket ned til Uy = 220 MPa. Dette viser en dårligere over­ ensstemmelse modellene imellom, siden et slikt rør normalt vil bli belastet til = 0,72 • 484 = 348 MPa, og her varierer kritisk CVP mellom 70 og 120 J. European Pipeline Research Group har foretatt bruddstansprøver med 914,4 mm og 1219,1 mm rør av stål fra Re = 414 MPa til Re = 484 MPa og med varierende CVP og sammenlignet med beregnet CVP efter modell 1, 2 og 3 /22/. Man fant at Battelles modell var konservativ, og at grensen, mellom bruddstans og forplantning kunne finnes et sted mellom resultatene fra AISI □g BGC. De kriterier som kan utledes av modell 1-4 for bruddstans, er sammenlignbare

8-21 300-

50

500

100

1000

aT, MPA

Fig. 8-16. Minste slagseighet CVP for bruddstans i rør med R = 711 mm og t = 20 mm, beregnet efter fem forskjellige modeller.

Fig. 8-17. Dekompresjonsbølgen i et rør efter åpning til fullt tverrsnitt.

8-22 med kriteriene for initiering, tabell 1. Det knytter seg imidlertid en usikkerhet til alle modellene, idet de er koordinert med forsøk der ledningen var kom­ primert med luft eller metan, og var fremstilt av konvensjonelt valset stål. Seigherdingsstål og kontrollert valset stål er vanligere materialer i moderne høytrykksledninger, og Maxey /27/ viste at modell 1 av Battelle som den mest konservative av modellene 1-4, ga ikke-konservative verdier for kritisk CVP i ledninger med nedkjølt naturgass og med materiale av kontrollert valset stål. Battelle modellen med dens begrensninger og tilpasninger blir nærmere disku­ tert i de neste kapitler. Battelle modellen for stans av duktile brudd /7/.

Dekompresjonsforholdene i en ledning med et løpende brudd er bestemmende for trykket og dermed materialspenningen ved bruddfronten. Vi antar at en ledning med trykk pj blir plutselig åpnet til fullt tverrsnitt, fig. 8-17. Dekompresjonsbølgen som følger, løper med lydhastigheten a innover i røret. Sam­ tidig strømmer gass den motsatte vei mot røråpningen med en hastighet u slik at dekompresjonsbølgens hastighet i forhold til røret blir v = a - u. u er av­ hengig av det lokale trykk p i ledningen og er 0 for p = pj. Lydhastigheten a er også avhengig av gassens trykk og sp. volum og lik aj i utgangstilstanden. Resultatet er at dekompresjonsbølgen løper med ulik hastighet v avhengig av trykket. Under forutsetning av idealgass, konstant rørledningstverrsnitt og isentropisk ekspansjon fås /28/

som med

k

n

Pi

=

1,3 gir = (0,13 •

v

+ 0,87)

8,67

(8.22a)

ai

Denne ligning er vist på fig. 8-18 og viser at dekompresjonsbølgens hastighet er avhengig av det lokale trykk og varierer fra aj ved initialtrykket pj til 0 ved et trykk på 0,3 • pj. Trykket ved røråpningen er altså 30% av utgangstrykket.

Et brudd som løper med hastighet vp = v, vil derfor ha et trykk p som kan beregnes av ligning (8.22), og jo større hastighet, jo større trykk. Riktignok forutsetter ligning (8.22) en ledning med konstant tverrsnitt, mens et løpende brudd åpner tverrsnittet bak bruddfronten. Ligningen er likevel anvendbar fordi gassen i den del av dekompresjonsbølgen som forplanter seg raskere enn bruddet, ikke vet hva som skjer bak seg.

8-23

Fig. 8-18. Lokal hastighet av dekompresjonsbølgen v i et rør avhengig av lokalt trykk p i bølgen efter åpning til fullt tverrsnitt, a^ og pj er lydhastighet respektive trykk ved t = 0 før røret ble åpnet.

For å kunne nyttiggjøre seg ligning (8.22) til å bestemme gasstrykket ved bruddfronten, må man ha tilgang til en uavhengig måte å finne bruddhastigheten vp. Maxey et al. tok utgangspunkt i at forplantninghastigheten av en plastisk bølge kan skrives

(8.23)

hvor P er plastisitetsmodulen, fig. 8-19, for den aktuelle tøyningsverdi som karakteriserer bølgen, og p er densiteten i materialet. Et duktilt brudd har en

8-24

Fig. 8-19. Plastisitetsmodulen P er tangenten til spennings-tøyningskurven ved gitt tøyning e.

stor plastisk sone foran seg og kan ikke forplante seg raskere enn bølgen sonen er knyttet til.

Dimensjonsmessig er plastisitetsmodulen forholdet mellom en spenning og en tøyning, og CVP/A et produkt av en spenning, en tøyning og en lengde a oc (j • (J • A • £ _ u2 • A • £ £ CVP CVP

Bruddhastigheten v er derfor et produkt av o

CVP

Med basis i dette resonnement og fullskala målinger fant Maxey følgende empiriske ligning for bruddhastigheten • (-2- - l)1/6m/s

vF = 0,275 • h

V cvp

(8.24)

o settes inn i MPa og A i mm2. Bruddet drives av den relative trykkdifferans (p-pa)/pa. pa er trykket ved bruddstans og kan oppfattes som et grensetrykk, slik at vp går mot null når p nærmer seg pa. Konstanten på 0,275 er tilpasset en jordoverdekking av røret på 0,760 m. Når overdekking mangler, er kon­ stanten lik 0,379.

Maxey vurderte forholdene ved initiering og stans av brudd som kvasistatiske prosesser, og antok derfor at et materiales bruddseighet ved initiering og

8-25 bruddstans var like store. Dermed er ligning (8.10) for initiering også gjeld­ ende for bruddstans. Foliasfaktoren må imidlertid tilpasses med fullskalaforsøk, fordi ligning (8.1) er utviklet under statiske forhold og for relativt korte sprekklengder. Foran et løpende brudd stiger først foliasfaktoren med sprekk­ lengden som ligning (8.1) sier, men inntar så en maksimalverdi bestemt av hvor raskt skjøtene like bak bruddet kan kastes utover. Forsøk bestemte foliasfaktoren til 3,33. Dette gir en ekvivalent sprekklengde ifølge ligning (8.1) på

a = 3^/R • t slik at ligningen for bruddstans kan skrives

A a2 • y