Обоснование параметров сварочных процессов при строительстве магистральных трубопроводов из сталей классов прочности К70 и К80 на основе изучения их свариваемости тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Мурашов Никита Андреевич

• Мурашов Никита Андреевич
• кандидат наук
• 2025

Оглавление диссертации кандидат наук Мурашов Никита Андреевич

СПИСОК ПРИНЯТЫХ СОКРАЩЕНИЙ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТРУБНЫЕ СТАЛИ ДЛЯ СТРОИТЕЛЬСТВА МАГИСТРАЛЬНЫХ ГАЗОПРОВОДОВ

1.1 Требования нормативной документации к химическому составу и механическим свойствам труб из сталей класса прочности К70 и К80

1.2 Структурно-фазовый состав высокопрочных трубных сталей класса прочности К70 и К80

1.3 Исследуемые стали и их характеристики

Выводы по главе

Глава 2. ТЕХНОЛОГИИ СВАРКИ, ПРЕДПОЛАГАЕМЫЕ К ПРИМЕНЕНИЮ ПРИ СТРОИТЕЛЬСТВЕ МАГИСТРАЛЬНЫХ ТРУБОПРОВОДОВ ИЗ СТАЛЕЙ КЛАССОВ ПРОЧНОСТИ К70 и К80

2.1 Методика расчета параметров термических циклов технологий сварки, предполагаемых к применению при строительстве магистральных трубопроводов из сталей классов прочности К70 и К80

2.2 Результаты расчета параметров термических циклов технологий сварки, предполагаемых к применению при строительстве магистральных

трубопроводов из сталей классов прочности К70 и К80

Выводы по главе

Глава 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ СТРУКТУРО-ОБРАЗОВАНИЯ МЕТАЛЛА ШВА И ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

3.1 Методика исследования

3.2 Особенности распада аустенита в околошовном участке зоны термического влияния

Стр.

3.3 Кинетика распада аустенита металла шва

3.4 Результаты анализа кинетики распада аустенита участка возможного

разупрочнения зоны термического влияния

Выводы по главе

Глава 4. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИХ ЦИКЛОВ СВАРКИ НА ИЗМЕНЕНИЕ ТВЕРДОСТИ И УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ МЕТАЛЛА ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

4.1 Методика исследования

4.2 Анализ результатов исследования влияния термических циклов сварки

на изменение твердости и ударной вязкости

Выводы по главе

Глава 5. РЕКОМЕНДАЦИИ ПО ПАРАМЕТРАМ СВАРОЧНЫХ ПРОЦЕССОВ ПРИ СТРОИТЕЛЬСТВЕ МАГИСТРАЛЬНЫХ

ТРУБОПРОВОДОВ ИЗ СТАЛЕЙ КЛАССА ПРОЧНОСТИ К70 и К80

5.1 Результаты расчетов параметров сварочных процессов, обеспечивающих рациональные значения скоростей охлаждения металла

околошовного участка зоны термического влияния

Выводы по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ И ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Справка о внедрении результатов диссертационной работы

СПИСОК ПРИНЯТЫХ СОКРАЩЕНИЙ

ААДП - автоматическая сварка плавящимся электродом в среде инертных газов и смесях;

АПГ - автоматическая сварка плавящимся электродом в среде активных газов и смесях;

АПИ - автоматическая сварка порошковой проволокой в среде инертных газов и смесях;

АПС - автоматическая сварка самозащитной порошковой проволокой;

АФ - автоматическая сварка под флюсом;

ГБ - гранулярный бейнит;

ЗТВ - зона термического влияния;

ИБ - игольчатый бейнит;

ИПГ - испытание падающим грузом;

К - карбиды, карбонитриды;

КПД - коэффициент полезного действия;

КПФ - квазиполигональный феррит;

КСО - контактная стыковая сварка оплавлением;

ЛС - лазерная сварка;

М/А - мартенсит и остаточный аустенит;

МГ - магистральный газопровод;

МПИ - механизированная сварка порошковой проволокой в среде инертных газов и смесях;

МПС - механизированная сварка самозащитной порошковой проволокой;

МШ - металл шва;

НД - нормативная документация;

ОШЗ - околошовная зона;

ОШУ - околошовный участок;

ПФ - полигональный феррит;

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг;

РБ - реечный бейнит;

РД - ручная дуговая сварка;

СЭМ - сканирующая электронная микроскопия;

ТВЧ - токи высокой частоты;

ТКД - термокинетическая диаграмма;

ТТ - технические требования;

ТУ - технические условия;

ТЦС - термический цикл сварки;

ФКС - фасетки квазискола;

ФТС - фасетки транскристаллитного скола;

Я - ямки вязкого разрушения.

ВВЕДЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Обоснование параметров сварочных процессов при строительстве магистральных трубопроводов из сталей классов прочности К70 и К80 на основе изучения их свариваемости»

Актуальность работы

Отечественный и международный опыт указывает на повышение интереса к освоению проектов МГ, рассчитанных на давление более 11,8 МПа. Концепция строительства МГ более высокого давления (до 14,7 МПа) из труб классов прочности К70 и К80 является целесообразной для Российской Федерации, учитывая особенности расположения и экстремальность природно-климатических условий регионов добычи газа [1-2].

Преимущества строительства МГ из сталей класса прочности до К65 хорошо известны [3-10]. Дальнейшее повышение класса прочности труб до К70 и К80 для сооружения МГ обеспечивает следующие перспективы [1]:

- увеличения производительности МГ за счет транспортировки продукта при более высоком рабочем давлении;

- снижения металлоемкости сооружаемых МГ;

- снижения расхода материалов при сварочно-монтажных работах;

- снижения затрат на строительство и эксплуатацию МГ за счет меньшего количества компрессорных станций.

На текущий момент существует отечественный опыт сооружения МГ «Бованенково-Ухта» из труб класса прочности К65 [3]. Эффективное применение труб классов прочности К70 и К80 для перспективных проектов строительства МГ, особенно в суровых природно-климатических условиях, зависит от возможности разработки таких технологических параметров сварки, которые обеспечат требуемые эксплуатационные характеристики сварных соединений МГ.

В настоящее время при строительстве МГ из сталей классов прочности до К65 включительно применяется значительное количество сварочных технологий, особенно тех, которые основаны на дуговых способах сварки [11]. Данные технологии отличаются между собой уровнем тепловложения в

свариваемый металл и параметрами ТЦС. В связи с этим, является актуальной оценка реакции трубных сталей классов прочности К70 и К80 на термические циклы сварочных процессов, предполагаемых к применению при сооружении МГ.

Цель работы и основные задачи исследований

Целью работы является обоснование режимов сварочных процессов, перспективных к применению при строительстве магистральных газопроводов, гарантировано обеспечивающих комплекс заданных свойств сварных соединений из сталей классов прочности К70 и К80. Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие основные задачи:

1. Выполнить анализ сварочных технологий, предполагаемых к применению при строительстве МГ высокого давления, и расчет их термических циклов для определения диапазонов значений скоростей охлаждения, реализация которых при исследовании позволит оценить свариваемость исследуемых сталей.

2. Оценить реакцию исследуемых сталей на термические циклы сварки на основе изучения особенностей: кинетики распада аустенита, склонности к росту зерна, структурно-фазовых изменений металла сварных соединений.

3. Оценить воздействие процессов структурообразования на изменение механических характеристик сварных соединений и определить диапазоны скоростей охлаждения, обеспечивающих их значения на уровне нормативных требований.

4. Разработать рекомендации по выбору параметров сварочных процессов, предполагаемых к использованию при строительстве МГ из труб классов прочности К70 и К80, позволяющих обеспечить равнопрочность сварных соединений и их высокое сопротивление хрупкому разрушению.

Методы исследований

Основу экспериментальных исследований составляли имитационные методы, позволяющие воспроизводить необходимые ТЦС с последующей их верификацией на реальных сварных соединениях. Это позволило получить

зависимости влияния параметров ТЦС на изменение структурно-фазового состава и механических свойств сварных соединений. В ходе исследования применяли специализированное лабораторное оборудование: быстродействующий дилатометр, оптический, стереометрический и электронный микроскопы, установку ТВЧ и комплекс оборудования для определения механических свойств сварных соединений.

Научная новизна работы

1. Показано, что за счет повышенной устойчивости аустенита к распаду металла ЗТВ сварных соединений исследуемых сталей рациональный диапазон при многослойных способах сварки, обеспечивающих комплекс механических свойств на уровне не ниже нормативного, составляет: W8-5 = 30-60 °С/с для стали класса прочности К70, W8-5 = 25-40 °С/с для стали класса прочности К80.

Определен структурно-фазовый состав, формирующийся в указанных диапазонах скоростей охлаждения.

Для стали класса прочности К70:

- металл ОШУ ЗТВ должен содержать при W8-5 = 30 °С/с примерно 80 % смеси гранулярного (10 %) и реечного (70 %) бейнита и не более 20 % мартенситной фазы; при W8-5 = 60 °С/с не более 50 % мартенситной фазы, остальное реечный бейнит;

- металл участка разупрочнения ЗТВ должен содержать при W8-5 = 30 °С/с около 15 % квазиполигонального феррита и 85 % гранулярного бейнита; при

= 60 °С/с практически полностью бейнитную структуру гранулярной морфологии;

Для стали класса прочности К80:

- металл ОШУ ЗТВ должен содержать при W8-5 = 25 °С/с не более 20 % мартенситной фазы, 80 % смеси гранулярного (10 %) и реечного (70 %) бейнита; при W8-5 = 40 °С/с не более 50-55 % мартенсита, остальное реечный бейнит.

- металл участка разупрочнения ЗТВ должен состоять полностью из гранулярного бейнита.

В силу того, что сталь класса прочности К80 обладает большей устойчивостью аустенита к распаду, в указанном рациональном диапазоне скоростей охлаждения (25-40 °С/с), структура металла зоны термического влияния идентична, полученной для соответствующих участков ЗТВ стали класса прочности К70 при W8-5 = 30-60 °С/с.

2. Показано, что повышение значений ударной вязкости объясняется увеличением в структуре металла ОШУ ЗТВ бейнита реечной морфологии, суммарная протяженность высокоугловых границ пакетов которого, определяющая затраты энергии на разрушение, больше, чем суммарная протяженность границ блоков бейнита гранулярной морфологии.

3. Определены условия обеспечения рациональных диапазонов скоростей охлаждения при многослойной сварке за счет регулирования технологических параметров сварочных процессов, предполагаемых к использованию при строительстве МГ из сталей класса прочности К70 и К80.

Установлены зависимости изменения скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ кольцевых соединений труб высокого давления, позволяющие выбирать значения режимов сварочного процесса с учетом особенностей используемого сварочного оборудования (от конкретных производителей), типоразмеров сварочных материалов, наличия ограничений по проведению предварительного/межслойного подогревов свариваемых кромок.

Практическая значимость работы

Разработана методика по определению условий реализации рекомендуемых скоростей охлаждения от погонной энергии сварки кольцевых стыков трубопроводов высокого давления при следующих способах сварки: РД, МПИ и ААДП. Эта методика использована при разработке нормативного документа (СТО Газпром 15-2.1-014), регламентирующего технологии сварки при строительстве МГ из труб класса прочности К70.

Основные научные положения, выносимые на защиту

1. Результаты расчета диапазона значений скоростей охлаждения металла сварных соединений, позволяющего оценить реакцию сталей классов прочности К70 и К80 на ТЦС.

2. Результаты исследования особенностей кинетики распада аустенита, склонности к росту зерна, структурно-фазовых изменений металла сварных соединений и их влияния на показатели твердости и сопротивления хрупкому разрушению.

3. Установленные, с точки зрения обеспечения требуемых механических свойств, рациональные диапазоны скоростей охлаждения металла сварных соединений сталей классов прочности К70 и К80. Структурно-фазовый состав, формирующийся в рекомендуемых диапазонах скоростей охлаждения.

4. Рекомендации по выбору режимов сварки магистральных газопроводов из сталей классов прочности К70 и К80, позволяющие реализовать диапазоны скоростей охлаждения сварных соединений, в которых формируется структурно-фазовый состав металла шва и ЗТВ, обеспечивающий нормативные требования по твердости, ударной вязкости и отсутствию холодных трещин.

Личный вклад автора состоит в обосновании задач и методов исследования с учетом опыта предыдущих работ в этой области, непосредственном выполнении экспериментальной части работы, аналитических расчетов, разработке практических рекомендаций для использования результатов в промышленности.

Апробация работы

Основные положения и результаты диссертации представлены и обсуждены на научно-технических конференциях: 73-я, 74-я, 77-я, 78-я Международная молодежная научная конференция «Нефть и газ», г. Москва, 2019-2020 гг., 2023-2024 гг.; VIII Региональная научно-техническая конференция, посвященная 100-летию профессора Ю.П. Желтова, г. Москва, 2024 г.; Х11 отраслевое совещание «Состояние и основные направления

развития сварочного производства ПАО «Газпром» (СВАРКА-2024), г. Москва, 2024 г..

Публикации по теме диссертации

Основные результаты диссертации опубликованы в 8 научных работах, из них 5 работ в журналах, входящих в перечень ВАК РФ, и 3 работы в журналах из перечня Scopus.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов и заключения, списка литературы из 106 наименований. Работа изложена на 161 странице, содержит 21 таблицу, 71 рисунок.

Глава 1. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТРУБНЫЕ СТАЛИ ДЛЯ СТРОИТЕЛЬСТВА МАГИСТРАЛЬНЫХ ГАЗОПРОВОДОВ

В последние десятилетия наблюдается тенденция освоения, при сооружении МГ высокого давления, сталей категории прочности К60 и К65 [1218]. Это позволило увеличить пропускную способность газопроводов за счет повышения рабочего давления до 11,8 МПа.

Возникающая необходимость дальнейшего повышения объемов транспортируемых углеводородов связана с целесообразностью применения трубных сталей еще более высокого класса прочности, таких как К70 и К80 [1920].

1.1 Требования нормативной документации к химическому составу и механическим свойствам труб из сталей класса прочности К70 и К80

В Таблице 1 приведены типичные композиции составов сталей для труб классов прочности К70 и К80 различных производителей. Обобщенная композиция химического состава стали зарубежного производства для труб категории прочности X100 представлена на Рисунке 1.1.

Требования к химическому составу труб, регламентируются как международными, так и отечественными стандартами: API Specification 5L, ГОСТ ISO 3183-2015, ГОСТ Р 70737-2023, Техническими условиями (ТУ) и Техническими требованиями (ТТ) (Таблица 2).

Анализ данных Таблиц 1-2 и Рисунка 1.1 показывает, что рассматриваемые стали характеризуются весьма низким содержанием С (в основном от 0,03 до 0,08 %), около 2 % Mn, легированием Ni, Mo, Cr и Cu, увеличивающими устойчивость аустенита при распаде, микролегированием карбо-нитридообразующими элементами (Nb, V, Ti), повышенной чистотой по неметаллическим включениям и вредным примесям [37-42].

Для высокопрочных сталей особое значение имеет чистота по вредным примесям ^ и P). Они являются важным фактором обеспечения высоких значений ударной вязкости при пониженных температурах. Особую важность это имеет для высокопрочных трубных сталей с бейнитной (бейнитно-мартенситной) структурой, при которой возможно получение локальных областей с неблагоприятной структурой (грубый реечных бейнит, прослойки высокоуглеродистого мартенсита) и свойствами [27].

Содержание серы в сталях для труб классов прочности К70 и К80 ограничивается значениями 0,004 % и 0,003 %, а содержание фосфора значениями 0,015-0,020 % (Таблица 2).

Кроме того, также ограничивается максимальный балл загрязненности: по оксидам - 0,5-1,0; по силикатам - 1,0-3,5; по сульфидам - 0,5 [15].

При необходимости проводится модифицирование, за счет обработки кальцием (при соотношении 1,5<Ca/S<2,0) или алюминием (при соотношении (Са/А1>0,14), остающихся в структуре сталей сульфидов [3].

Необходимо подчеркнуть, что рассмотренные композиции химического состава сталей преимущественно характеризуются значениями эквивалента углерода, превышающими нормативные требования: CEIIw < 0,48, CEpсм < 0,25 (для труб класса прочности К70); CEIIW < 0,49, CEpсм < 0,24 (для труб класса прочности К80). Это указывает на повышение склонности стали к формированию при сварке закалочных структур.

Таблица 1 - Химический состав сталей К70 и К80 различных производителей [21-27]

Производитель Содержание элементов, мас. % Эквивалент углерода Примечание

С Мп Р 8 Мо Сг № Си А1 N № Л V Другие СЕют СЕрсм

К70

АО «ВМЗ» 0,049 0,18 1,82 0,007 0,001 - суммарно 0,91 0,033 0,0045 0,07 0,02 0,001 - - - марка стали 05ХГ2НДБ

0,066 0,24 1,77 0,007 0,001 - суммарно 0,65 0,038 0,0036 0,07 0,021 0,001 - - - марка стали 07ХГ2НДБ

0,050 0,14 1,86 0,007 0,001 0,34 суммарно 0,69 0,030 0,004 0,079 0,016 0,001 - - - марка стали 05Г2НМДБ

ПАО «Северсталь» 0,07 0,31 1,86 0,018 0,007 0,18 0,23 0,37 0,32 - 0,01 0,075 0,051 0,049 - 0,508 0,221 -

ПАО «ММК» 0,062 0,18 1,80 0,008 0,001 0,25 0,19 0,35 0,186 0,03 0,005 0,05 0,016 0,01 - 0,488 0,200 -

К80

АО «ВМЗ» 0,03 0,10 2,10 0,002 0,001 0,20 0,50 0,30 0,20 0,02 0,003 0,090 0,02 0,001 - 0,553 0,192 -

0,06 0,25 1,90 0,009 0,002 0,01 0,30 0,60 0,40 0,03 0,005 0,040 0,017 0,020 - 0,509 0,211 -

0,08 0,35 1,75 0,015 0,003 0,50 0,01 0,01 0,01 0,05 0,008 0,030 0,015 0,099 - 0,495 0,224 -

0,061 0,24 1,95 0,0068 0,0008 0,31 0,28 0,41 0,26 0,034 0,0048 0,042 0,016 0,0036 В 0,0003 0,549 0,221 марка стали 06Г2ХНМДБ

0,058 0,25 1,93 0,0069 0,0007 0,32 0,27 0,41 0,28 0,034 0,0052 0,042 0,016 0,0028 В 0,0003 0,544 0,219

ПАО «Северсталь» 0,064 0,155 1,8 0,0054 0,0011 0,20 0,061 0,59 0,11 0,039 0,0048 суммарно 0,1 В 0,0004 - - -

0,061 0,258 1,92 0,010 0,0011 0,39 0,135 0,79 0,24 0,041 0,0054 суммарно 0,19 В 0,0009 - - -

0,050 0,158 1,93 0,006 0,003 0,30 0,24 0,71 0,38 0,052 0,0059 суммарно 0,107 В 0,0007 - - -

0,082 0,125 1,98 0,011 0,0014 0,25 0,297 0,34 0,25 0,034 0,0047 суммарно 0,33 В 0,0004 - - -

0,036 0,16 2,22 0,007 0,005 0,41 0,362 0,67 0,24 0,067 0,005 суммарно 0,07 В 0,002 - - -

ПАО «ММК» 0,057 0,27 1,99 0,0092 0,0024 0,31 0,35 0,43 0,24 0,038 0,0020 0,091 0,016 0,036 В 0,0001 0,574 0,227 марка стали 06Г2ХНМДФБ

0,059 0,27 2,00 0,0091 0,0026 0,31 0,35 0,43 0,24 0,038 0,0022 0,091 0,016 0,036 В 0,0001 0,576 0,229

Еигор1ре 0,07 0,25 1,95 0,015 0,002 0,30 - 0,25 0,25 - - 0,05 0,015 - - - - -

Kawasaki 0,06 0,30 1,8 0,010 0,001 0,20 - 0,30 0,20 - - 0,06 0,01 - - - - -

Штог 0,04 0,25 1,8 0,010 0,002 0,40 - - - - - 0,05 0,03 - В 0,002 - - -

ЖК 0,03 0,20 1,8 0,010 0,001 0,25 - - - - - 0,05 0,015 0,08 В 0,002 - - -

Таблица 2 - Химический состав труб К70 и К80 по требованиям НД [28-35]

Анализируемые НД Максимально возможное содержание элементов, мас. % CEIIW CEpcm

C Si Mn P S Mo Cr Ni Cu Al N Nb Ti V Другие

К70

API 5L ГОСТ ISO 3183-2015 ГОСТ Р 70737-2023 0,10* 0,55 2,10* 0,02 0,01 < 0,5 < 0,5 < 1,0 < 0,15 - - 2 < 0,15 B < 0,001 - 0,25

ТУ 24.20.21-34605757848-2023 ТУ 24.20.21-05385736056-2023 ТУ 24.20.21-05000186217-2023 ТУ 24.20.21-01157357928-2023 0,08 0,35 2,00 0,015 0,004 0,40 0,40 0,45 0,40 0,06 0,008 0,10 0,03 0,10 Ca < 0,006 0,48 0,25

К80

API 5L ГОСТ ISO 3183-2015 ГОСТ Р 70737-2023 0,10* 0,55 2,10* 0,02 0,01 < 0,5 < 0,5 < 1,0 < 0,15 - - 2 < 0,15 B < 0,004 - 0,25

ТТ ООО «Газпром ВНИИГАЗ» 0,08 0,35 2,00 0,015 0,003 0,50 0,50 1,00 0,50 0,06 0,008 0,08 0,03 0,10 B < 0,0005 Ca < 0,006 0,49 0,24

* при снижении массовой доли C на каждые 0,01 % от максимального значения допускается увеличение на 0,05 % от максимальной массовой доли Mn до максимального содержания 2,20 %

Ul

Рисунок 1.1 - Композиции химического состава сталей для труб категорий

прочности X70-X120 [36]

В нормативной документации [28-35] рекомендуются следующие

зависимости для определения углеродного эквивалента:

„„ _ , Мп , Сг+Мо+У , М1+Си „.

СЕ,т = С + — +-5 +~+Ги,/о

СЕРт = С + ?- + ^ + СГ+Си+М + М00 + у + 5В%

исм 30 60 20 15 15 '

(1) (2)

Применительно к высокопрочным трубным сталям классов прочности К65-К70 в работах Ефименко Л.А., Макарова Э.Л. и других [17, 43] предлагается зависимость расчета эквивалента углерода, учитывающая влияние марганца и стойких карбидообразующих элементов (№, Т и V):

„ п Мп Сг+Мо И1+Си гг+Т1+ИЬ+У Сэкв = С +---\---\---\--,%

экв 8 5 15 4

Расчет Сэкв по зависимости (3) для сталей разных производителей (Таблица 1) показал, что для стали К70 значение Сэкв составляет от 0,43 % до 0,47 %, для стали К80 от 0,44 % до 0,52 %. Полученные по зависимости (3) значения Сэкв имеют значения, превышающие нормативные требования (Таблица 2).

В свою очередь, в работах [44-47] было показано, что не смотря на требования НД по критическим значениям Сэкв, если при принятых способах сварки рациональный диапазон скоростей охлаждения обеспечивает необходимый комплекс свойств (фазового состава, твердости), то величина критического значения Сэкв может быть увеличена сверх принятого.

Нормативные требования к механическим свойствам основного металла и продольным сварным соединениям труб, а также кольцевым стыковым сварным соединениям МГ представлены в Таблицах 3-6. Как видно механические свойства основного металла труб отличаются высокими показателями прочностных характеристик (Таблица 3) и сопротивления хрупкому разрушению (Таблица 4). Это достигается сочетанием оптимального легирования и термомеханической обработки (контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением) [52-55].

Существенная роль в обеспечении достаточно высоких прочностных свойств металла принадлежит дополнительному микролегированию Т^ V, способствующему формированию мелкодисперстной структуры, упрочненной частицами карбидов и карбонитридов. Это достигается вследствие последовательного эстафетного формирования фаз: при кристаллизации из расплава - Т^С, сдерживающих при нагреве под прокатку рост

аустенитного зерна; на высокотемпературной стадии прокатки - снижение количества дисперсных частиц №(С, ^Ы), обеспечивающих торможение рекристаллизации. В свою очередь, дополнительное дисперсионное упрочнение достигается за счет частиц V(C,N) [44, 52, 56]. Связывание свободного азота за счет карбонитридов и нитридов содействует повышению склонности стали к старению [57].

Таблица 3 - Механические свойства основного металла труб по НД [29-35]

Основной металл труб

НД

Прочностные свойства

Ов, МПа

0п0,2, МПа

Ориентация образца

§

н ч

е р

е

с

о По

яа н

Л

л

о

«

о р

Пр

яа н ч

е р

е

с

о По

яа н

Л

л

о

«

о р

Пр

НУш

Пластические свойства

55, %

5р, %

у, %

Оп0,2 /Ов

яа н ч

е р

е

С

о По

яа н

Л

л

о

«

о р

Пр

Ориентация образца

яа н ч

е р

е

с

о По

яа н

Л

л

о

«

о р

Пр

яа н ч

е р

е

с

о По

яа н

Л

л

о

«

о р

Пр

яа н ч

е р

е

с

о По

яа н

Л

л

о

«

о р

Пр

К70

ТУ 24.20.21346-057578482023

ТУ 24.20.21053-857360562023

ТУ 24.20.21050-001862172023

700-850

665-850

600-750

550-750

< 320

16,0

16,0

5,0

5,0

60

ТУ 24.20.21011-573579282023

оо

60

0,93

0,93

К80

ТТ ООО

«Газпром ВНИИГАЗ»

790-990

755-990

690-840

630-840

< 330

14,0

14,0

5,0

5,0

60

60

0,95

0,95

Х90

Х100

АР1 5Ь, ГОСТ ISO 3183-2015,

ГОСТ Р 70737-2023

695-915

625-775

0,95

760-990

690-840

0,97

Таблица 4 - Характеристики устойчивости металла труб к хрупкому разрушению по НД [31-35]

Основной металл труб НД Характеристики устойчивости к хрупкому разрушению

КСУ20, Дж/см2 КСУ40, Дж/см2 ИПГ-20, % вязкой составляющей СТОБ-20, мм

К70 ТУ 24.20.21-346-05757848-2023 320 250 85 0,20

ТУ 24.20.21-053-85736056-2023

ТУ 24.20.21-050-00186217-2023

ТУ 24.20.21-011-57357928-2023

К80 ТТ ООО «Газпром ВНИИГАЗ» 320 250 85 0,20

Таблица 5 - Свойства продольного сварного соединения труб по НД [31-35]

Основной металл труб НД Прочностные свойства Характеристики устойчивости к хрупкому разрушению

Ов, МПа Оп0,2, МПа НУш КСУ40, Дж/см2 СТОБ-20, мм

Ориентация образца МШ ЗТВ Надрез Надрез

Поперечная Продольная Л ЛС (50 % МШ и Ось шва 50 % ЗТВ) ^ ЛС (50 % МШ и Ось шва 50 % ЗТВ)

К70 ТУ 24.20.21-34605757848-2023 > 700 > 600 < 320 > 70 > 0,15

ТУ 24.20.21-05385736056-2023

ТУ 24.20.21-05000186217-2023

ТУ 24.20.21-01157357928-2023

К80 ТТ ООО «Газпром ВНИИГАЗ» > 790 > 690 < 330 > 80 > 0,15

Таблица 6 - Свойства кольцевых сварных соединений трубопроводов из

высокопрочных сталей по НД [48-51]

НД Основной металл труб HV10, не более KCV, Дж/см2, не менее

МШ ЗТВ Среднее (на трех образцах) Минимальное (на одном образце) Температурный режим испытаний

DNV-ST-F101 К65 300 300 70,0 56,3 -20 °С

ISO 13847:2013 К65 275 350 50,0 37,5 В зависимости от требований проекта

Инструкция по сварке МГ «Бованенково -Ухта» К60 280 325 50,0 37,5 -40 °С

К65 300 (325 *) 325 (350 **)

ТТ к сварке при строительстве МГ «Сила Сибири» К60 280 325 50,0 37,5 -40 °С

К65 300 (325 *) 325 (350 **)

* При использовании РД для сварки и ремонта. ** Для облицовочного и выполненного с подваркой корневого слоев шва

Таким образом, на основе выполненного в данном разделе анализа нормативной документации и научно-технической литературы, показаны основные отличия сталей классов прочности К70 и К80 по отношению к ранее исследованным сталям меньших классов прочности.

Вследствие того, что стали классов прочности К70 и К80 характеризуются повышенным значением эквивалента углерода, то актуальным становится вопрос изучения реакции указанных сталей на термические циклы способов сварки, применяемых при строительстве МГ, и обеспечивающих заданный комплекс механических свойств сварных соединений.

1.2 Структурно-фазовый состав высокопрочных трубных сталей класса прочности К70 и К80

Необходимые механические характеристики высокопрочных трубных сталей класса прочности К70 и К80 определяют требования к их структурно-фазовому составу.

Сведения ряда работ показывают, необходимый уровень механических свойств стали класса прочности К70 обеспечивается при формировании высокодисперсной (зерно номера 12-13 по ГОСТ 5639) бейнитной структуры гранулярной морфологии [58], бейнитной структуры с наличием участков (строчек) с полигонизированными зернами феррита [59].

В работе [60] также рассматривается влияние на структуру и прочностные характеристики сталей класса прочности К70 скорости охлаждения в интервале температур от 800 °С до 500 °С после контролируемой прокатки (Рисунок 1.2). Показана целесообразность использования стали с более высоким содержанием никеля в композиции легирования (№ 2), обеспечивающим понижение температуры фазовых превращений. При охлаждении со скоростью 20-30 °С/с формируется преимущественно бейнит гранулярной и реечной морфологии с высокой плотностью дислокаций и развитой субструктурой, наследуемой бейнитным ферритом при у^а превращении.

В свою очередь, формирование практически полностью бейнитной структуры или смеси бейнита с небольшим (до 20 %) количеством мартенсита позволяют обеспечить требуемые свойства в стали категории прочности К80

[3].

ТКД распада аустенита сталей класса прочности К80 (Х100) в условиях термической обработки представлены на Рисунке 1.3.

Рисунок 1.2 - Зависимость прочностных характеристик и типа структуры (ГБ - гранулярный бейнит, РБ - реечный бейнит, Ф - феррит) от скорости охлаждения стали класса прочности К70: 1, 3 - химический состав № 2; 2, 4 - химический состав № 1 [60]

а)

б)

Рисунок 1.3 - ТКД распада аустенита при термической обработке сталей К80 (Х100): а) - Х100 (С - 0,06 %; Мп - 1,80 %; Мо - 0,30 %; N1 - 0,20 %;

ЫЪ - 0,06 %); б) - 06Г2ХНМДБ [61]

Формирование такого структурно-фазового состава в процессе производства проката обеспечивается за счет ускоренного охлаждения металла. Как было показано в работах [3, 58] скорость охлаждения металла должна быть повышена до 10-20 град/с, в зависимости от химического состава рассматриваемых сталей (Рисунок 1.3, а). Это объясняется тем, что при термической обработке формируется аустенитная фаза, обладающая низкой гомогенностью, а, следовательно, и устойчивостью к распаду при охлаждении. В этом случае при скорости охлаждения менее указанных значений, значительная часть аустенита будет распадаться по механизму диффузионного превращения, с образованием ферритной фазы и, в некоторых случаях, смеси перлитной и бейнитной структур.

К особенностям данных сталей относится возможность к формированию в бейнитной структуре, при определенных условиях, мартенситно-аустенитной составляющей [62-66].

Авторы работ [21, 66-67] дают следующее объяснение данному процессу. При распаде аустенита в интервале температур формирования феррито-карбидной смеси бейнитной морфологии возможно выделение М/А составляющей между рейками бейнитного феррита или блоками [66-67].

Отмеченные особенности структурно-фазового состава высокопрочных трубных сталей класса прочности К70 и К80 рассматривались применительно к процессу производства листового проката при термомеханической обработке (контролируемой прокатке с ускоренным охлаждением).

В процессе технологического передела, особенно при операциях, связанных с нагревом металла, в область температур перекристаллизации, его исходная структура и свойства могут претерпевать существенные изменения. В частности, в работах [68-70] показано, что применение высокопроизводительной многодуговой сварки под флюсом продольного сварного соединения, может вызвать уменьшение уровня ударной вязкости в металле околошовного участка ЗТВ, за счет существенного огрубления микроструктуры и роста зерна в результате перегрева, а в участке неполной перекристаллизации появление разупрочнения. Этим объясняется необходимость использования различных способов целенаправленного регулирования тепловложения, а, следовательно, параметров термических циклов при сварке труб для МГ высокого давления [22, 71-72].

Оценка влияния скорости охлаждения металла околошовного участка ЗТВ на формирование структуры и механические свойства стали класса прочности К80, выполненная в работе [73], показала, что повышение скорости охлаждения приводит к уменьшению количества ГБ, увеличению доли РБ и появлению мартенсита (Рисунок 1.4).

100 Время, с

Рисунок 1.4 - ТКД распада аустенита в металле ОШУ ЗТВ стали категории

прочности Х100 [73]

В настоящее время требования к кольцевым сварным соединениям МГ ограничиваются нормативными документами, распространяющимися на стали категории прочности не более К65 (Таблица 6). Вместе с тем, при сооружении МГ из сталей более высокого класса прочности предполагается использование целого ряда технологий электрической дуговой сварки [11], характеризующихся значительными отличиями друг от друга по степени тепловложения в свариваемый металл и параметрам ТЦС. При этом, реакция сталей К70 и К80 на теплофизическую обстановку в зоне сварки изучена недостаточно.

Таким образом, становится актуальным вопрос изучения свариваемости сталей классов прочности К70 и К80 для обоснования режимов сварочных процессов, перспективных к применению при сооружении МГ, гарантировано обеспечивающих заданный комплекс механических свойств сварных соединений.

1.3 Исследуемые стали и их характеристики

Исследования выполнены на образцах, вырезанных из основного металла труб классов прочности К70 и К80, химический состав которых приведен в Таблицах 7-8. Для исследования использован эмиссионный спектрометр «PMI MASTER UVR».

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Мурашов Никита Андреевич, 2025 год

■я с.

и

с

и

300

200

т

0

ра —1 Ч"г --- --

— — ~ ж ш — ~

— ™ "ж

и — — » .V] И^ ' 1 сну

л« 290 Н5 2$$ 135

1Р 1ЧЯ КЮВЮГЛП Н Й ЛНМ Шц) Ж 31$ Ш 275

«ЛВжАяня с

§о5Ф

50

?00

Время

охлаждения с 1300 С, с

б)

Рисунок 3.19 - ТКД распада аустенита металла ОШУ ЗТВ и металла шва, выполненного сварочными материалами №1 (а) и №2 (б) (Таблица 17)

HVio

w8-5=10°Oc x50° хЮООО(СЭМ)

a)

НУ10

б)

Рисунок 3.20 - Структурные диаграммы и микроструктуры металла швов химического состава № 1 (а) и № 2 (б)

стали К80

Анализ диаграмм (Рисунок 3.19) показал, что аустенит наплавленного металла стали К80 более устойчив к распаду, особенно с химическим составом №1 (Таблица 17). В этом случае, область бейнитного превращения соответствует интервалу температур 510-480 °С (начало) и 400-380 °С (конец) в зависимости от Начало образования мартенситной фазы фиксируется при температуре около 380 °С и выше W8-5=10 °С/с (Рисунок 3.19, а). При этом содержание мартенситной фазы, по сравнению с её количеством в ОШУ ЗТВ при одинаковых W8-5 на 15 % и 35 % больше при W8-5=10 °С/с и W8-5=18 °С/с соответственно (Рисунок 3.20, а).

По характеру распада аустенит металла химического состава №2 (Таблица 17) идентичен металлу химического состава №1, но он обладает несколько меньшей устойчивостью. Это, несмотря на более высокое содержание в нем углерода (до 0,07 %) и молибдена (0,73 %), объясняется отсутствием таких химических элементов, как хром, ниобий и ванадий. Температурный интервал его превращения в бейнитной области составляет 540-480 °С (начало) и 420-390 °С (конец) (Рисунок 3.19, б). Начало мартенситного превращения 390 °С, содержание мартенситной фазы изменяется от 20 до 50-55 % при повышении W8-5 от 10 до 18 °С/с (Рисунок 3.20, б).

Электронно-микроскопический анализ структурно-фазового состава исследованных образцов позволил выявить следующие различия морфологического строения [105-106]. В металле шва выше содержание ГБ. В зависимости от W8-5 оно изменяется от 100 % при W8-5=2 °С/с до 5 % при W8-5 около 50 °С/с (Рисунок 3.20, а). Увеличение доли РБ и образование мартенсита, с ростом W8-5, способствует повышению твердости металла вплоть до критических значений (320 ИУ10) [78].

Таким образом, показана необходимость обоснования значений параметров ТЦС и, в частности, W8-5 по структурно-фазовым превращениям, протекающим не только в основном металле, но и с учетом соответствующих процессов в металле шва.

3.4 Результаты анализа кинетики распада аустенита участка возможного разупрочнения зоны термического влияния

С повышением прочностных характеристик трубных сталей, полученных методом контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, возрастает вероятность снижение этих показателей механических свойств. Согласно литературным данным для традиционных термоупрочненных трубных сталей, наиболее вероятной зоной для снижения прочностных свойств, является участок неполной перекристаллизации ЗТВ. Применительно к высокопрочным сталям нового поколения данный вопрос изучен недостаточно. В связи с чем, в разделе, рассматриваются вопросы разупрочнения металла ЗТВ под действием тепла, выделяемого в процессе сварки.

Реакция исследуемой стали на ТЦС изучалась по построению зависимостей изменения твердости от максимальной температуры нагрева и W8-5. Таким образом были определены участки возможного максимального разупрочнения ЗТВ и определены значения W8-5, позволяющие обеспечить требуемые механические свойства металла этих участков.

С использованием индукционного нагрева в установке ТВЧ марки «Power Cube 90/180» и дальнейшего охлаждения для серий образцов проводилось моделирование сварочных процессов. Параметры, воспроизводимых термических циклов каждой серии образцов представлены в Таблицах 18-19.

Таблица 18 - Воспроизводимые параметры ТЦС для каждой серии образцов стали класса прочности К70

Номер серии W8-5, °С/с T °С

1 серия 2 800, 850, 900, 950, 1050, 1150, 1250, 1350

2 серия 10 800, 850, 900, 950, 1050, 1150, 1250, 1350

3 серия 30 800, 850, 900, 950, 1050, 1150, 1250, 1350

Таблица 19 - Воспроизводимые параметры ТЦС для каждой серии образцов стали класса прочности К80

Номер серии W8-5, °С/с T °С

1 серия 10 750, 850, 950, 1050, 1150, 1200, 1300

2 серия 20 750, 850, 950, 1050, 1150, 1200, 1300

3 серия 30 750, 850, 950, 1050, 1150, 1200, 1300

На Рисунках 3.21-3.22 представлены зависимости изменения твердости от максимальной температуры нагрева сталей классов прочности К70 и К80.

850 950 1050 1150 1250

Максимальная температура нагрева, °С

Рисунок 3.21 - Зависимость изменения твердости от максимальной температуры нагрева стали класса прочности К70

320 310 зш 290 280

с

5 270

g 260

&250 F

240 230 220 210 200

Л Г

/ ¡

>

S

i — « —

• i

900 1000 1100 1200

Максимальная температуранагреЕа, ~С

30 с/с : 20° С/с

: 10° ОС

Рисунок 3.22 - Зависимость изменения твердости от максимальной температуры нагрева стали класса прочности К80

Характер изменения твердости от максимальной температуры (Рисунки 3.21-3.22) показывает, что более низкие значения твердости в ЗТВ фиксируются при более низких температурах нагрева, при прочих равных условиях. Это объясняется тем, что чем ниже максимальная температура нагрева металла, тем выше микрохимическая неоднородность аустенита, а значит, тем меньше его устойчивость к распаду.

В частности, для обеих сталей наибольшее снижение твердости металла относительно соответствующего показателя основного металла наблюдается в участке ЗТВ с максимальной температурой нагрева в диапазоне 850-950 °С.

Для стали класса прочности К70 снижение твердости на этом участке относительно показателя основного металла составляет 25 %, 20 %, 3 % при W8-5 2 °С/с, 10 °С/с и 30 °С/с соответственно. С дальнейшим увеличением температуры нагрева, значения твердости начинают возрастать. Подобный характер изменения твердости наблюдается при всех W8-5. При этом, увеличение W8-5 (в рассматриваемом случае от 2 до 30 °С/с) способствует повышению ее значений до 275-282 HV10.

В подобном участке стали К80 наблюдается снижение твердости металла примерно на 25 % с 270 до 240 НV10 даже при W8-5 = 10 °С/с. Нивелирование разупрочнения металла данного участка было достигнуто за счет повышения ^^8-5 до 30 °С/с.

Следует отметить, что при этом твердость участков, нагреваемых до 1300 °С не превышает 300 HV10. Такое изменение прочностных характеристик объясняется особенностями состояния аустенита этого участка перед распадом.

На Рисунках 3.23-3.26 представлены термокинетические и структурные диаграммы участков разупрочнения сталей классов прочности К70 и К80.

1 10 100 1000

Время охлаждения с 1300 "С, с

Рисунок 3.23 - ТКД распада аустенита металла участка ЗТВ стали класса прочности К70, нагреваемого до 900 °С (участок разупрочнения)

1 19 1«) 1№

Время ниищеш! г НПО "С, с

Рисунок 3.24 - ТКД распада аустенита металла участка ЗТВ стали класса прочности К80, нагреваемого до 900 °С (участок разупрочнения)

\V8-5 = 10 °С/с \¥8.5 = 20 °С/с х500 \¥8.5 = 40 °С/с хЮ 500 (СЭМ)

Рисунок 3.25 - Структурная диаграмма распада аустенита металла участка ЗТВ стали класса прочности К70,

нагреваемого до 900 °С

20 Объем. S

18

IS

14 У

«

10

«t.....

Б

€

г —

о 127 * 2 4. 6 5, 59 6. 2 : 7 AS г 1 iöii" 11.2 ''« Т*'

Сред, дна uetp.ui

w8-5 = 2 0C/c

ш ü

х500 W8-5 = 7 °С/с

х17500 (СЭМ)

х500 W8-5=15°C/C

Рисунок 3.26 - Структурная диаграмма распада аустенита металла участка ЗТВ стали класса прочности К80, нагреваемого до 900 °С: ГБ - гранулярный бейнит; М/А - мартенситно-аустенитные фазы

оо Ul

Анализ представленных данных показывает, что аустенит рассматриваемого участка характеризуется значительно меньшей устойчивостью к распаду в отличие от гамма-фазы металла шва и ОШУ ЗТВ. Это отражается на повышении температурных интервалов областей выделения фаз и формирования структур (Рисунок 3.23). В частности, область начала выделения ферритной фазы при распаде аустенита данного участка примерно на 180-30 °С выше (при W8-5 = 2-45 °C/c), чем на ОШУ ЗТВ и составляет от 780 °С до 590 °С. Бейнитное превращение протекает в диапазоне температур 690490 °C, тогда как мартенситное превращение в исследуемом участке полностью отсутствует.

Анализ структурной диаграммы (Рисунок 3.25) металла участка ЗТВ с максимальной температурой нагрева 900 °С показал наличие в нем большего количества (примерно на 25-35 %) полигонального феррита, чем в ОШУ ЗТВ при одинаковых W8-5. А область выделения ферритной фазы значительно расширяется вплоть до W8-5 = 45 °С/с. При низких скоростях охлаждения (W8-5 ~ 2 °С/с) наблюдается формирование ПФ в количестве 45 % (Рисунок 3.25). При W8-5 =10 °С/с формируется КПФ (около 30-35 %, ёср 4,4 мкм), количество которого уменьшается до 5 % с увеличением W8-5 до 40 °С/с.

Во всем исследованном диапазоне скоростей охлаждения основная структура представлена гранулярным бейнитом (ГБ). В структуре наблюдается выделение фрагментированных участков М/А фаз (ёср = 1,5 мкм). С повышением W8-5 количество М/А фаз, выделившихся внутри ГБ увеличивается (Рисунок 3.25).

Структурно-фазовый состав участка разупрочнения стали К80 (Рисунок 3.26) характеризуется наличием ферритной составляющей в количествах 35-20 % в диапазоне скоростей охлаждения 2-10 °С/с. Полным отсутствием мартенситной фазы и формированием гранулярного бейнита, упрочненного М/А составляющей. Внутреннее строение М/А составляющей блочное, содержащее высокодислокационный, частично двойникованный мартенсит и

аустенит располагающийся преимущественно по периферии блоков (Рисунок 3.27).

х15 000 х15 000

Рисунок 3.27 - Фотографии М/А составляющей (мартенсит и остаточный аустенит) участка ЗТВ стали класса прочности К80, нагреваемого до 900 °С, полученные с помощью просвечивающей электронной микроскопии

Таким образом, сопоставление процессов структурообразования в металле участков возможного разупрочнения сталей К70 и К80 показало, что разупрочнение при сварке стали К80 частично нивелируется за счет выделения на участке возможного разупрочнения М/А составляющей блочного строения, содержащей высокодислокационный, частично двойникованный мартенсит.

Выводы по главе 3

1. Исследование особенностей кинетики распада аустенита ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 показало, что, в отличии от стали класса прочности К70, они заключаются в большей устойчивости аустенита к распаду, значительному ограничению ферритного превращения, расширению области образования мартенситной фазы и М/А - составляющих. Это свидетельствует о большей склонности стали класса прочности К80 к формированию закалочных структур, и, как следствие, к образованию холодных трещин.

2. Показана необходимость обоснования значений параметров термических циклов сварки, и, в частности, скорости охлаждения по структурно-фазовым превращениям, протекающим не только в основном металле, но и с учетом соответствующих процессов в металле шва.

3. Сопоставление процессов структурообразования в металле участков возможного разупрочнения сталей К70 и К80 показало, что разупрочнение при сварке стали К80 частично нивелируется за счет выделения на участке возможного разупрочнения М/А составляющей блочного строения, содержащей высокодислокационный, частично двойникованный мартенсит.

4 ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКИХ ЦИКЛОВ СВАРКИ НА ИЗМЕНЕНИЕ ТВЕРДОСТИ И УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ МЕТАЛЛА ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

4.1 Методика исследования

Для кольцевых сварных соединений из сталей классов прочности К70 и К80 в качестве ориентиров оценки влияния ТЦС были выбраны данные, приведенные в исходных требованиях к трубам [77-78].

Значения твердости ограничивались, с одной стороны, соответствующими показателями основного металла, с другой стороны, максимально допустимым (320 HV10) [77-78].

Анализ особенностей кинетики распада аустенита показал, что в металле высокотемпературного участка ОШУ ЗТВ и металла шва возможно формирование закалочных структур, и как следствие повышение твердости.

В то же время, металл участка ЗТВ с максимальной температурой нагрева 850-950 °С будет характеризоваться образованием более мягких фаз и структур, что может повлечь снижение его прочностных характеристик, то есть разупрочнение.

Не менее важным является вопрос обеспечения высокого сопротивления сварных соединений хрупкому разрушению. Целым рядом исследований, выполненных, как на традиционных трубных сталях, так и высокопрочных, более низкой, по сравнению с К80 классом прочности, показано, что наиболее существенному снижению сопротивления хрупкому разрушению подвержен ОШУ ЗТВ, особенно при отрицательных температурах. В работе осуществлялось изучение влияния W8-5 на KCV-40 металла ОШУ ЗТВ по ГОСТ 6996. Охлаждение образцов до необходимой температуры проводилось в климатической камере, разрушение образцов выполнялось на маятниковом копре марки «INSTRON MPX-450» (Рисунок 4.1). Для оценки микромеханизма

разрушения использовался электронно-сканирующий микроскоп марки «Phenom Pro». В качестве нормативного значения KCV-40 принималось значение 70 Дж/см2 [77-78].

б)

Рисунок 4.1 - Маятниковый копер марки «INSTRON MPX-450» (а) и

криотермостат (б)

Изучалось влияние на сопротивление разрушению размера зерна аустенита (dy), структурно-фазового состава, дисперсности элементов структуры и загрязненности границ.

Методология эксперимента включала фиксацию структурного состояния путем мгновенного охлаждения в воде, что позволило оценить склонность к росту зерна аустенита сталей. Проводился нагрев до различных максимальных температур (950 °С, 1000 °С, 1150 °С, 1250 °С, 1350 °С) образцов размером 10х10х15 мм в индукторе установки ТВЧ марки «Power Cube 90/180», от указанных температур производилась закалка образцов в воду с целью фиксации образовавшихся границ зерен аустенита.

Для выявления границ аустенитных зерен применялась методика химического травления микрошлифов с использованием насыщенного раствора пикриновой кислоты в дистиллированной воде, подогретого до оптимальной температуры, и введением 1-10 % поверхностно-активных веществ.

Используя оптический микроскоп марки «Meiji IM-7200» и программное обеспечение «Thixomet.Pro», позволяющее оценивать средний условный диаметр зерна аустенита по ГОСТ 5639, проводился металлографический анализ поверхности микрошлифов.

4.2 Анализ результатов исследования влияния термических циклов сварки на изменение твердости и ударной вязкости

На Рисунках 4.2-4.4 для стали класса прочности К70 приведены зависимости изменения твердости металла шва, ОШУ ЗТВ и участка ЗТВ, нагреваемого до 900 °С (участок возможного разупрочнения), а также ударной вязкости ОШУ ЗТВ от W8-5.

Рисунок 4.2 - Структурная диаграмма (а) и зависимость изменения твердости металла шва (б) стали класса прочности К70 с выделенным рациональным

диапазоном скоростей охлаждения

б)

Рисунок 4.3 - Структурная диаграмма (а) и зависимости изменения механических свойств металла ОШУ ЗТВ (б) стали класса прочности К70 с выделенным рациональным диапазоном скоростей охлаждения

10 100 Скорость охлаждения (800/500 °С,)°С/с

б)

Рисунок 4.4 - Структурная диаграмма (а) с выделенным рациональным диапазоном W8-5 и зависимость изменения твердости (б) металла участка ЗТВ стали класса прочности К70, нагреваемого до 900 °С (участок возможного

разупрочнения)

Как видно, из представленных данных изменения твердости от W8-5 во всех случаях с высокой степенью достоверности описываются полиноминальными зависимостями. При этом с повышением скорости охлаждения наблюдается рост значений твердости особенно металла ОШУ ЗТВ. Согласно исходным требованиям к трубам класса прочности К70 [77] максимально-допустимое значение твердости ограничивается значением 320 ИУю. Наименьшее значение твердости должно быть близким значениям твердости основного металла (240-256 ИУю). Анализ графиков (Рисунки 4.2, б, 4.3, б, 4.4, б) показывает, что нормативный уровень значений твердости обеспечивается: в металле сварного шва в диапазоне скоростей охлаждения от 10 °С/с до 90 °С/с; в металле ОШУ ЗТВ от 10 °С/с до 60 °С/с; в металле участка ЗТВ, нагреваемого до 900 °С, при W8-5 выше 30 °С/с.

Как видно из Рисунка 4.3, б, минимально допустимое значение ударной вязкости (70 Дж/см2) [77], обеспечивается при W8-5 = 10 °С/с.

Изучение поверхности изломов образцов стали класса прочности К70 (Рисунок 4.5, а) свидетельствует о смешанном микромеханизме разрушения. На поверхности образцов наблюдаются преимущественно зоны фасеток транскристаллитного скола (ФТС) (области хрупкого разрушения) и незначительное количество ямок вязкого разрушения. Наличие на поверхности ФТС карбидов (карбонитридов) упрощает разрушение образца. При увеличении W8-5 металла ударная вязкость повышается, значение КСУ-40 составляет 325 Дж/см2 при W8-5 = 20 °С/с и до 350-370 Дж/см2 при W8-5 около 30-35 °С/с (Рисунок 4.3, б). В свою очередь, микромеханизм разрушения этих образцов изменяется с преимущественно хрупкого на вязкий. Это подтверждается ямочным строением их поверхности разрушения (Рисунок 4.5, б).

Кривая ударной вязкости демонстрирует снижение КСУ-40 при дальнейшем увеличении W8-5 до 60 °С/с за счет увеличения содержания мартенситной фазы в структуре. Вместе с тем обеспечивается достаточно высокий уровень КСУ-40 (300 Дж/см2), а микромеханизм разрушения остается

практически вязким (Рисунок 4.5, в). С дальнейшим повышением скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ наблюдается резкое понижение значений ударной вязкости. Так, при W8-5 = 80 °С/с, KCV-40 составляет уже не более 100 Дж/см2, а микромеханизм разрушения изменяется на квазихрупкий (Рисунок 4.5, г).

а) х1250

б) х4000 в) х780 г) х2000

Рисунок 4.5 - Фрактограммы поверхностей разрушения металла ОШУ ЗТВ при ^^8-5 10 °С/с (а), 20 °С/с (б), 60 °С/с (в) и 80 °С/с (г) стали класса прочности К70

Таким образом, на основе анализа влияния W8-5 металла ЗТВ при сварке стали класса прочности К70 на изменение твердости и ударной вязкости, рациональным, с точки зрения обеспечения требуемых механических свойств, диапазоном скоростей охлаждения является 30-60 °С/с.

В этом случае формируется структурно-фазовый состав следующего морфологического строения. При скорости охлаждения 30 °С/с структура металла шва должна содержать 90 % смеси игольчатого (50 %) и гранулярного (40 %) бейнита. Содержание мартенсита около 10 % (Рисунок 4.2, а). При скорости охлаждения 60 °С/с содержание мартенситной фазы увеличивается до 35 %, содержание гранулярного бейнита не более 10 %, остальное игольчатый бейнит.

Металл ОШУ ЗТВ при W8-5 = 30 °С/с характеризуется наличием около 10 % гранулярного бейнита и 70 % реечного бейнита (Рисунок 4.3, а). При этом содержание мартенситной фазы возрастает до 20 %. При W8-5 = 60 °С/с металл ОШУ ЗТВ состоит примерно из равных количеств мартенсита и реечного бейнита (примерно по 50 %). Следует отметить наличие карбидов, карбонитридов и мартенситно-аустенитных составляющих внутри бейнитной структуры и значительное количество карбидов и карбонитридов в мартенситной фазе (Рисунок 4.6).

х8600 х10000

а) б)

Рисунок 4.6 - Морфология структуры металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К70 при W8-5 30 °С/с (а) и 60 °С/с (б)

В указанном интервале W8-5 структура металла участка ЗТВ, нагреваемого до 900 °С (разупрочнения), состоит из примерно 15 % КПФ и ГБ (остальное) при W8-5 = 30 °С/с (Рисунки 4.4, 4.7, а). При скорости охлаждения 60 °С/с металл участка разупрочнения характеризуется практически полностью бейнитной структурой гранулярной морфологией (Рисунок 4.4, 4.7, б). Вместе с тем внутри гранулярного бейнита наблюдаются выделения М/А фаз (Рисунок 4.7, б), способствующие его упрочнению. Значения твердости повышаются.

х8200 х8200

а) б)

Рисунок 4.7 - Морфология структуры участка ЗТВ с Ттах=900 °С стали К70 при

^^8-5 30 °С/с (а) и 60 °С/с (б)

Влияние структурно-фазовых составов металла швов и отдельных участков ЗТВ, обеспечиваемых при различных W8-5, на твердость сварных соединений из стали класса прочности К80 приведены на Рисунках 4.8-4.11.

а)

Скорость охлаждения (800-500°С,)°С/с б)

Рисунок 4.8 - Структурная диаграмма (а) и зависимость изменения твердости от W8-5 (б) металла шва стали К80, наплавленного сварочными материалами

химического состава №1

400

380

360

Рн 340

5

и

О 320 «

а

и

ЕЗ г

300

м

<и 280

Я X

260

240

220

200

а)

у = 0,0009х3 - ОД 131х2 +- 5,6902х + 268 Р2 - 0,987

N \

X

/ * ь :ак< :ии [а.; ы ю

4 ( > 1 Г 1 огг на ГС1 1еь ш иб ю -

1 р __

10

100

Скорость охлаждения (800-500°С,)°С/с б)

Рисунок 4.9 - Структурная диаграмма (а) и зависимость изменения твердости от (б) металла шва стали К80, наплавленного сварочными материалами

химического состава №2

а)

б)

Рисунок 4.10 - Структурная диаграмма (а) и зависимость изменения твердости от W8-5 металла ОШУ ЗТВ (б) стали К80, с выделенным диапазоном W8-5, обеспечивающим значения ИУ10 не ниже нормативных

Рисунок 4.11 - Диапазон W8-5 металла участка ЗТВ, нагреваемого до 900 °С, стали К80, обеспечивающий рациональный структурный состав (а) и ИУ10 (б)

Из представленных данных (Рисунки 4.8-4.9) видно, что металл обоих швов стали класса прочности К80 имеет близкую реакцию на ТЦС. Абсолютные значения твердости при W8-5, практически одинаковые, и отличаются не более чем на 10 единиц. Поскольку при W8-5 около 2 °С/с значения твердости составляют 275 ИУ10 и близки к соответствующему показателю для основного металла, то целесообразно было определить верхние значения W8-5 , при которых твердость металла швов не превышает максимальные значения (320 ИУ10) [78]. Данное условие выполняется, значения W8-5 не превышают 10-15 °С/с (Рисунки 4.8-4.9). Столь низкие значения максимально допустимых W8-5 объясняются формированием в структуре металла обоих швов около 40-50 % мартенситной фазы, в сочетании с игольчатым бейнитом (Рисунки 4.8-4.9).

Зависимость изменения твердости металла ОШУ ЗТВ от скорости охлаждения также характеризуется полиноминальной зависимостью (Рисунок 4.10, б). В частности, значение твердости составило 250 ИУ10 при W8-5 = 2 °С/с и 100 % содержания в структуре ГБ (Рисунок 4.10, а). При достижении W 8-5=10 °С/с наблюдается увеличение значений твердости до 265-275 ИУ10, что эквивалентно значениям, характерным для основного металла. При этом структура металла рассматриваемого участка состоит из 60 % ГБ и 40 % РБ. Формирование при более высоких скоростях охлаждения (W8-5 > 20 °С/с). мартенситной фазы сопровождается дальнейшим повышением значений твердости. При W8-5 = 40 °С/с содержание мартенсита составляет 50 %, достигается максимально допустимое значение твердости (320 ИУ10). Таким образом, диапазон W8-5 от 10 °С/с до 40 °С/с позволяет обеспечить необходимый уровень твердости металла ОШУ ЗТВ.

Результаты анализа кривой изменения твердости (Рисунок 4.11, б) металла участка ЗТВ стали К80, нагреваемого до 900 °С (участок возможного разупрочнения), показывает компенсацию эффекта разупрочнения металла при W8-5 = 25 °С/с. В этих условиях достигается значение твердости 265 ИУ10, что эквивалентно показателям основного металла.

Полученные результаты свидетельствуют о необходимости пересмотра ранее установленной нижней границы оптимального диапазона W8-5 для ОШУ ЗТВ. Нижняя граница рациональных значений W8-5 увеличивается с 10 до 25 °С/с.

Анализ зависимостей (Рисунки 4.8-4.11) изменения твердости в металле швов, ОШУ ЗТВ и участка разупрочнения стали класса прочности К80 показал, что использование сварочных материалов исследованных химических составов не позволяет получить единый диапазон скоростей охлаждения, обеспечивающих равнопрочность в разных участках сварного соединения.

При этом, использование сварочной проволоки химического состава типа марки «ПРОТЭК-80» для сварки стали класса прочности К70 позволяет получить близкие значения твердости металла шва, ОШУ и участка возможного разупрочнения ЗТВ при их охлаждении в диапазоне 30-60 °С/с.

В то же время, использование указанных выше сварочных материалов для сварки стали класса прочности К80, связано с целым рядом проблем обеспечения сварочно-технологических свойств.

В связи с отмеченным, выбор рационального диапазона скоростей охлаждения стали класса прочности К80 базировался на зависимостях изменения твердости от W8-5 металла ОШУ ЗТВ и участка возможного разупрочнения и составил 25-40 °С/с.

Для металла ОШУ ЗТВ сталей классов прочности К70 и К80 дополнительно был рассмотрен вариант воздействия повторного нагрева в области температур полной перекристаллизации, имеющего место при многопроходной сварке. При имитации повторного термического цикла сварки выбрана максимальная температура нагрева ОШУ ЗТВ - 950 °С.

Как видно, при повторном нагреве металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К70 зависимость изменения твердости от W8-5 (Рисунок 4.12, а) описывается функцией аналогичной, полученной при однократном нагреве. При этом, повторный нагрев способствует снижению твердости высокотемпературного участка, примерно на 20-50 НУ10. Чем выше твердость

металла при однократном нагреве, тем существеннее снижение этого показателя при повторном нагреве. Обеспечение твердости металла этого участка на уровне нормативных показателей возможно при W8-5 не менее 30 °С/с.

Как видно (Рисунок 4.12, б), повторный нагрев металла ОШУ ЗТВ способствует незначительному (не более 20-25 Дж/см2) повышению ударной вязкости, при достаточно ее высоких значениях составляющих примерно 370 Дж/см2 и 390 Дж/см2 при однократном и повторном нагревах соответственно. Эти значения ударной вязкости обеспечиваются следующим структурно-фазовым составом. При однократном нагреве, распад у-фазы проходил с образованием около 70 % реечного бейнита и 30 % мартенситной фазы (Рисунок 4.13), условный диаметр зерна аустенита (Рисунок 4.14) составляет порядка 45 - 50 мкм. При этом скорость охлаждения составляла около 3035 °С/с.

При повторном нагреве произошла полная перекристаллизация структуры, при этом аустенит перед распадом характеризовался диаметром условного зерна 5-10 мкм и низкой гомогенностью (Рисунок 4.14), что способствовало смещению распада аустенита и обеспечению максимального значения ударной вязкости уже при более высокой скорости охлаждения W8-5 = 55-60 °С/с.

ю 100

Скорость охлаждения (800/500°С), "С/с б)

Рисунок 4.12 - Зависимости изменения твердости (а) и ударной вязкости (б) при однократном и двукратном нагревах металла ОШУ ЗТВ стали К70 с выделенным рациональным диапазоном W8-5

При однократном нагреве

. • - ----Ч ¡5

^^8-5 = 60 °С/С

х8600

^^8-5 = 60 °С/с х9100

Рисунок 4.13 - Совмещенные структурные диаграммы при однократном и двукратном нагревах металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 с выделенным рациональным диапазоном скоростей охлаждения

о

7

dy, м км

850 950 1050 1150 1250 1350 1250 1150

Температура нагрева, 0 С Рисунок 4.14 - Кинетика роста зерна аустенита стали класса прочности К70

При повторном нагреве, в отличие от однократного, структура металла ОШУ ЗТВ (Рисунок 4.13) содержит до 25-30 % ферритной фазы (W8-5 = 30 °C/c) различной формы выделения (Рисунок 4.15, а, б), количество которой, с повышением W8-5 уменьшается и не превышает 5 % при скорости охлаждения 60 °С/с. Кроме того, наблюдаются (Рисунок 4.15, в) отдельные выделения М/А фаз. Основной структурой в этом случая является гранулярный бейнит, внутри которого также наблюдаются выделения М/А фаз и карбидов и карбонитридных включений (Рисунок 4.15, г).

Следует отметить, что с повышением скорости охлаждения до 60 °C/c основной структурой (около 95 %) является гранулярный бейнит, фрагментированный М/А составляющими и включениями карбонитридных фаз (Рисунок 4.13).

Таким образом, выполненные исследования позволили подтвердить обоснованность выбора в качестве рационального диапазона W8-5 от 30 до 60 °С/с металла ОШУ ЗТВ сварных соединений из сталей класса прочности К70.

х30000

д)

х30000

е)

Рисунок 4.15 - Морфология структуры металла ОШУ ЗТВ стали К70 при

повторном нагреве и W8-5 = 30 °С/с (ПЭМ)

На Рисунке 4.16 представлены зависимости изменения значений твердости металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 от скорости охлаждения при однократном и двукратном нагревах.

Рисунок 4.16 - Совмещенные структурные диаграммы (а) и зависимости изменения твердости металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 при однократном и двукратном нагревах (б), с выделенными диапазонами скоростей охлаждения, обеспечивающими твердость на нормативном уровне после воздействия одно и двукратного нагревов

Как видно (Рисунок 4.16, б) характер зависимости изменения твердости от скорости охлаждения такой же, как и при однократном нагреве. Так же соответствует полиноминальной зависимости. При этом абсолютные значения твердостей при сопоставимых W8-5, в результате повторного нагрева, снижаются. Это объясняется изменением структурно-фазового состава от смеси ГБ, РБ и мартенсита в направлении формировании преимущественно ГБ и уменьшением содержания мартенситной фазы. При этом, в диапазоне W8-5 от 10 до 70 °С/с обеспечиваются значения твердости металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 не менее твердости основного металла, и не более максимально допустимого значения (320 ИУ10).

Таким образом, исследование влияния ТЦС на изменение твердости металла различных зон сварного соединения (шов, ОШУ, участок возможного разупрочнения ЗТВ) показало необходимость обеспечения при сварке стали К80 скоростей охлаждения в диапазоне от 25 °С/с до 40 °С/с, значения механических свойств сварных соединений соответствуют нормативным требованиям. В зонах повторного нагрева в области температур полной перекристаллизации (ОШУ ЗТВ) верхний предел скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ может быть расширен до 70 °С/с. Следует отметить, что данный диапазон скоростей охлаждения должен уточняться по зависимостям изменения ударной вязкости от скорости охлаждения.

На Рисунках 4.17-4.19 приведены результаты оценки склонности исследуемых сталей классов прочности К70 и К80 к росту зерна аустенита в ОШУ ЗТВ и фотографии микрошлифов структуры аустенитных зерен.

Как видно (Рисунки 4.17-4.20) исследованные стали характеризуются близкой склонностью к росту зерна аустенита.

dV.4JC4

fl i? H

950 LOW HOD 1150 1200 12» 1150 1200 1150

Тса|1И:|)!ПУрЯ НЛГрСВЛ. <VT

Рисунок 4.17 - Кинетика роста зерна аустенита в ОШУ ЗТВ сталей классов прочности К80 (кривая 1) и К70 (кривая 2)

Рисунок 4.18 - Фотографии микрошлифов аустенитных зерен стали К80,

сформированных при максимальных температурах нагрева: а) - 950 °С; б) - 1150 °С; в) - 1350 °С; г) - 1200 °С (на стадии охлаждения) (х 500)

д) е)

Рисунок 4.19 - Фотографии микрошлифов аустенитных зерен стали К70, сформированных при максимальных температурах нагрева: а) - 950 °С; б) - 1000 °С; в) - 1150 °С; г) - 1250 °С; д) - 1350 °С; е) - 1200 °С (на стадии

охлаждения) (х 500)

б)

Рисунок 4.20 - Кривые изменения диаметра зерна аустенита (ёу) (-) и

скорости его роста (- - - -) при сварке сталей класса прочности К80 (а) и К70 (б)

Как видно из Рисунка 4.20, температуры начала интенсивного роста зерна аустенита исследуемых сталей отличается примерно на 50 °С и составляют 1200 °С и 1150 °С для сталей К80 и К70, соответственно.

Основной рост зерна происходит на стадии нагрева. Так к моменту достижения максимальной температуры нагрева средний условный диаметр зерна аустенита стали класса прочности К80 составляет 40 мкм, К70 - 42 мкм. Разница в значениях ёу составляет 5 %, то есть лежит в пределах ошибки эксперимента.

На стадии охлаждения продолжается подрастание среднего условного диаметра зерна, примерно на 12-15 % в обеих сталях. К моменту, когда максимальная температура снизилась до 1150 °С, рост зерна аустенита прекращается. Размер конечного диаметра зерна аустенита для обеих сталей практически одинаковый (46-47 мкм).

Сопоставление полученных результатов с имеющимися в технической литературе данными (Рисунок 4.21) показало, что для сталей схожей системы легирования средний условный диаметр зерна аустенита в сопоставимых условиях термического воздействия может изменяться от 40 мкм до 150 мкм [106].

}6 53 Содержание шапгшх исжнкщ, %

С Мл & С1 Т1 Мо нъ V Си А1 N

1 ш «в «.I! ш ол 0.01 <1.« О.0М

2 С.НЬЕ 1,79 0.18 0.015 ол* 0,011 о,м лол 0,062 0.2* №1 0,004

3 ».№4 1,31 ол 0,00В 0,2+ 0.01/И сиз 0.0-43 а,23 6,01 0,001

4 0.06 1.71 ал 0,11 0,0(25 а. и 0.И2 - 0.16 0.025 0,004

5 №8 1.42 0.]К ол 0:052 ом 0.02! 0,004

9.073 1.« 0Д2 0,1» 0,025 - 0,04а 0.01 я 0.14 о.оа 0,064

Т ».056 1.Н «5 0,19 0,01? 0.М2 0.02 Р.15 0.039 0.003

Рисунок 4.21 - Кинетика роста зерна аустенита в ОШУ ЗТВ стали К60 [106]

Выполненные исследования и анализ литературных данных позволяет характеризовать изучаемые стали низкой склонностью к росту зерна аустенита. Поэтому в работе основное внимание уделено оставшимся из указанных факторов (структурно-фазовому составу, дисперсности элементов отдельных фаз и структур, наличию фаз внедрения).

Анализ кривой изменения ударной вязкости (Рисунок 4.22) при однократном нагреве до максимальной температуры 1350 °С металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 показал, что в диапазоне от 2 до 5 °С/с значения ударной вязкости остаются низкими (30-50 Дж/см2). Это очевидно объясняется тем, что ГБ является доминирующей структурой (Рисунок 4.22, а). В этом случае разрушение ударного образца происходит по хрупкому механизму, микроэлементом которого является ФТС (Рисунок 4.23, а).

Скорос гь ■ яждепин (800/5ФГС 'с

а)

у ■ 0/)01®Г*- 0д509*"4 3,32»^- 1Д971Л +6,3177 Р! = С,ЭЭ(16

1 10 1<М 1«»

Скорость ожлаждення (Й1Ю-5ииаС',)вС71

б)

Рисунок 4.22 - Диапазон W8-5 ОШУ ЗТВ стали К80, обеспечивающий рациональный структурный состав (а) и КСУ-40 (б)

х1000 х6000

в)

х3500 х3600

г)

Рисунок 4.23 - Фрактограммы поверхностей разрушения металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 при ^8-5 2 °С/с (а), 10 °С/с (б), 20 °С/с (в, г)

При '^-5=10 °С/с наблюдается наиболее интенсивное повышение значений ударной вязкости с 50 Дж/см2 до 200 Дж/см2, сопровождающееся увеличением доли реечного бейнита примерно до 40 % (Рисунок 4.22, а). Поверхности разрушения ударных образцов характеризуются наличием признаков хрупкого разрушения и пластической деформации. Происходит смена микромеханизма разрушения с транскристалитного скола на квазискол, характеризующегося «ручьистым» узором (Рисунок 4.23, б). При этом на поверхности разрушения видны области вязкохрупкого перехода. В квазихрупком присутствует около 30 % участков ямочного разрушения (Рисунок 4.23, б).

Последующий рост так же способствует увеличению сопротивления металла ОШУ ЗТВ хрупкому разрушению. Значения ударной вязкости продолжают возрастать, но менее интенсивно, достигая максимума при около 20 °С/с (КСV-40=370 Дж/см2), с последующим незначительным снижением КСV-40 до 346 Дж/см2 при = 30 °С/с. Отмеченному увеличению КСV-40 с повышением до 20-30 °С/с способствует практически полная замена ГБ на РБ, а также незначительное содержание мартенситной фазы. При ^8-5 = 20 объемная доля РБ составляет около 65 %, ГБ около 20 % и мартенситной фазы не более 15 % (Рисунок 4.22, а). При скорости охлаждения 30 °С/с содержание гранулярного бейнита менее 10 %, а мартенсита не превышает 35 %.

При максимальном значении KCV-40 370 Дж/см2, наблюдается ямочное строение поверхностей изломов ударных образцов, вследствие вязкого разрушения по механизму зарождения, роста и коалесценции пор (Рисунок 4.23, в). Участки вязкого разрушения образованы ямками, на дне которых видны частицы выделений карбидов, диаметром 1,7-0,58 мкм, встречаются, и крупные нитриды и карбонитриды титана размером ~ 4,5 мкм. Чаще всего частицы располагаются в кольцевых углублениях. Эти углубления по форме похожи на полусферу, представляющие «след» микропоры, образующейся вокруг частицы и пересекаемой поверхностью ямки-чечевицеобразные поры в плоскости излома (Рисунок 4.14, в). Вязкое ямочное разрушение начинается с образованием микротрещины внутри или около крупных частиц карбидов и неметаллических включений. Так наличие частиц нитридов, карбонитридов титана вызывает образование крупных ямок в вязком изломе (Рисунок 4.23, в).

Дальнейшее увеличение мартенситной фазы начинает способствовать более интенсивному снижению значений ударной вязкости (Рисунок 4.22, б).

Вместе с тем, значения KCV-40 в диапазоне от 25 до 40 °С/с (Рисунок 4.22), обеспечивающем нормативные требования по твердости (ИУ10 основного металла 265-320 HV10), остаются высокими и составляют около 370 Дж/см2 и 200 Дж/см2, соответственно.

Также следует отметить влияние на сопротивление хрупкому разрушению не только структурно-фазового состава, но и дисперсности элементов структуры.

На Рисунке 4.24 приведены зависимости изменения среднего диаметра пакета бейнита и суммы длины его границ в зависимости от W8-5.

Повышение W8-5 с 5 °С/с до 30 °С/с способствует уменьшению среднего размера пакета бейнита с 25 мкм до 10 мкм и увеличению суммы длин высокоугловых границ с 8000 мкм до 16000 мкм (Рисунок 4.24, б).

а)

б)

Рисунок 4.24 - Зависимости изменения длины границ пакетов бейнита (а)

и среднего размера ^ср) пакета бейнита (б) от скорости охлаждения металла

ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80

Влияние повторного нагрева до 950 °С на изменение значений ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 во всем интервале исследуемых скоростей охлаждения приведено на Рисунке 4.25.

Рисунок 4.25 - Структурные диаграммы (а) и зависимости изменения ударной вязкости (б) металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 при однократном и двукратном нагревах, с выделенными рациональными диапазонами W8-5 для однократного (синий) и двукратного (красный) нагревов

Экспериментальные данные свидетельствуют о снижении значений KCV-40 металла ОШУ ЗТВ в результате повторного нагрева до температур 950 °С. и охлаждением W8-5 до 5 °С/с Это объясняется изменением структурно-фазового состава, который состоит при W8-5 = 5 °С/с из 15 % КПФ и 85 % ГБ. В интервале W8-5 от 10 до 30 °С/с содержание ГБ увеличивается до 95 %. При этом наблюдается нарушение сплошности границ блоков ГБ, являющихся препятствиями распространению трещин (Рисунок 4.25, а, 4.26, а, 4.26, б). Также вследствие низкой максимальной температуры нагрева по границам блоков бейнита наблюдается значительное количество выделений карбидной фазы (Рисунок 4.26, в, г).

С повышением скорости охлаждения разница в значениях ударной вязкости при одно и двукратном нагревах снижается и при W8-5 ~ 20-30 °С/с практически нивелируется. Значения KCV-40 составляют 350-345 Дж/см2. С увеличением скорости охлаждения ^8-5 = 70 °С/с) наблюдается снижение значений ударной вязкости до 200 Дж/см2.

Следует отметить, что в интервале скоростей охлаждения, обеспечивающих требуемые показатели твердости металла ОШУ ЗТВ, как при однократном ^8-5 = 25-40 °С/с), так и при двукратном нагреве ^8-5 = 2570 °С/с) значения ударной вязкости остаются высокими.

Фрактографический анализ поверхности разрушения ударных образцов металла ОШУ ЗТВ после влияния на него повторного нагрева (Рисунок 4.27) показал, что механизмы их разрушения идентичны, как и при однократном нагреве. Выявленные различия в элементах микромеханизмов разрушения сводятся к появлению на поверхностях разрушения ударных образцов, наряду с фасетками транскристаллитного скола (Рисунок 4.27, а, б), элементов квазискола (Рисунок 4.27, б). Дальнейшее увеличение скорости охлаждения до 10 °С/с способствует полной смене микромеханизма транскристаллитного скола на преимущественно квазискол (Рисунок 4.27, в, г). Наблюдается значительное выделение карбидной фазы преимущественно по границам

фасеток квазискола (Рисунок 4.27, г), что снижает сопротивляемость хрупкому разрушению. Значения КСУ"40 составили 150 Дж/см2.

ТЛ

йй*

А яд

. Т( л

гА1г Лк.

I

ОМ х500

а)

СЭМ х8000

б)

ПЭМ х30000 в)

ПЭМ х10000 г)

Рисунок 4.26 - Выделение карбидной фазы в гранулярном бейните структуры ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 при двукратном нагреве:

а), б) - ГБ; в), г) - карбидная фаза в ГБ

х1100 в)

Рисунок 4.27 - Фрактограммы поверхностей разрушения металла ОШУ ЗТВ стали класса прочности К80 при повторном нагреве: а), б) - W8-5 = 2 °С/с;

в), г) - ^^8-5 = 10 °С/с

Выводы по главе 4

1. На основе анализа влияния скорости охлаждения металла ЗТВ при сварке стали класса прочности К70 на изменение твердости и ударной вязкости, рациональным, с точки зрения обеспечения требуемых механических свойств, диапазоном скоростей охлаждения является 30-60 °С/с.

В этом случае формируется структурно-фазовый состав следующего морфологического строения. При W8-5 = 30 °С/с структура металла шва должна содержать 90 % смеси ИБ (50 %) и ГБ (40 %). Содержание мартенсита около 10 %. При W8-5 = 60 °С/с содержание мартенситной фазы увеличивается до 35 %, содержание гранулярного бейнита не более 10 %, остальное игольчатый бейнит.

Металл ОШУ ЗТВ при W8-5 = 30 °С/с характеризуется наличием около 10% гранулярного бейнита и 70 % реечного бейнита. При этом содержание мартенситной фазы возрастает до 20 %. При W8-5 = 60 °С/с металл ОШУ ЗТВ состоит примерно из равных количеств мартенсита и реечного бейнита (примерно по 50 %). Следует отметить наличие карбидов, карбонитридов и мартенситно-аустенитных составляющих внутри бейнитной структуры и значительное количество карбидов и карбонитридов в мартенситной фазе.

Структура металла участка ЗТВ нагреваемого до 900 °С (разупрочнения), в указанном интервале скоростей охлаждения, состоит из примерно 15 % квазиполигонального феррита и гранулярного бейнита (остальное) при W8-5 = 30 °С/с. При скорости охлаждения 60 °С/с металл участка разупрочнения характеризуется практически полностью бейнитной структурой гранулярной морфологией. Вместе с тем внутри гранулярного бейнита наблюдаются выделения М/А фаз, способствующие его упрочнению. Значения твердости повышаются.

2. Совмещение интервала скоростей охлаждения (W8-5 25-40 °C/c), приемлемого с позиции обеспечения нормативных значениях твердости в различных участках сварного соединения стали класса прочности К80, с

зависимостями изменения ударной вязкости от W8-5 показало, что он может быть рекомендован и для обеспечения значений ударной вязкости (KCV-40) (выше нормативных требований).

Исследование влияния параметров ТЦС на изменение механических характеристик металла ЗТВ стали класса прочности К80 показало, что при однократном нагреве диапазоном W8-5, гарантирующим отсутствие разупрочнения в ЗТВ и уровень значений твердости в ОШУ ЗТВ, не превышающий нормативного (ИУ10 < 320) является W8-5 от 25 до 40 °С/с. При этом, сопротивление металла ОШУ ЗТВ характеризуется максимальными значениями KCV-40. Повторный нагрев металла ОШУ ЗТВ, с точки зрения обеспечения прочностных характеристик, позволил увеличить верхнюю границу W8-5 до 70 °С/с, при этом значения ударной вязкости снижаются примерно на 40 %, но остаются значительно выше нормативного. В связи с чем, целесообразно рекомендовать:

- для металла участков ЗТВ при однократном нагреве (выполнение облицовочных швов), диапазон W8-5 от 25 до 40 °С/с;

- для металла участков ЗТВ, подвергающихся повторному нагреву в районе температур полной перекристаллизации, диапазон W8-5 от 25 до 70 °С/с.

3. На основе оценки роли факторов, оказывающих значимое влияние на сопротивление сварных соединений хрупкому разрушению, показана низкая склонность исследуемых сталей к росту зерна аустенита, условный диаметр которого в участках ЗТВ, нагреваемых до 1350 °С, не превышает 50 мкм.

4. Отмечено влияние на сопротивление хрупкому разрушению исследуемых сталей не только структурно-фазового состава, но и дисперсности элементов структуры. Для стали класса прочности К80 при увеличении скорости охлаждения от 5 °С/с до 30 °С/с, размер пакета бейнита ^ср) уменьшается с 25 мкм до 10 мкм, а сумма длины высокоугловых границ, определяющая затраты энергии на разрушение, увеличивается практически в два раза с 8000 мкм до 16000 мкм.

5 РЕКОМЕНДАЦИИ ПО ПАРАМЕТРАМ СВАРОЧНЫХ ПРОЦЕССОВ ПРИ СТРОИТЕЛЬСТВЕ МАГИСТРАЛЬНЫХ ТРУБОПРОВОДОВ ИЗ СТАЛЕЙ КЛАССА ПРОЧНОСТИ К70 и К80

В данном разделе работы представлены разработанные, на основе изучения свариваемости сталей классов прочности К70 и К80, рекомендации по определению условий реализации скоростей охлаждения процессов сварки кольцевых стыков трубопроводов, обеспечивающие значения эксплуатационных характеристик сварных соединений в соответствии с нормативными требованиями.

5.1 Результаты расчетов параметров сварочных процессов, обеспечивающих рациональные значения скоростей охлаждения металла околошовного участка зоны термического влияния

Диапазон скоростей охлаждения ^8-5), подлежащий реализации составил:

- ^^8-5 = 30-60 для стали класса прочности К70;

- '^/8-5 = 25-40 для стали класса прочности К80.

Рекомендации базируются на расчете скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ при сварке труб следующих типоразмеров:

- 0122Ох22,6 мм и 0142Ох38,1 мм для стали класса прочности К70;

- 0122Ох2О,О мм и 0142Ох28,О мм для стали класса прочности К80.

Типоразмеры труб для проведения расчетов выбирались исходя из

минимальных и максимальных толщин стенок трубной продукции, планируемой к применению на объектах ПАО «Газпром» с целью транспортировки природного газа при рабочем давлении 14,7 МПа [77-78], что в полной мере позволяет оценить влияние толщины стенки на значения W8-5 металла ОШУ ЗТВ при выполнении разных слоев сварного шва.

Для расчета W8-5 металла ОШУ ЗТВ использовалась модели подвижного точечного источника теплоты в плоском слое. Режимы сварки и температур подогрева, используемые для расчета W8-5 металла ОШУ ЗТВ выбирались согласно рекомендациям [11].

Следует отметить, что для проведения расчетов значения напряжения на дуге при ручной дуговой сварке принимались на основании результатов фиксации параметров режима при проведении экспериментальной записи термических циклов сварки.

При этом, в связи с особенностями РД (узкий диапазон регулирования параметров режимов) для обеспечения рекомендуемых диапазонов W8-5 потребовалось увеличение температуры предварительного нагрева до 200-300 °С.

В Таблицах 20-21 представлены результаты расчета скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ кольцевых соединений труб классов прочности К70 и К80 для случая ручной дуговой сварки. В них выделены температуры подогрева, способствующие, при рекомендуемых [11] режимах сварочного процесса, обеспечить требуемые значения скоростей охлаждения. Аналогичные таблицы строились по результатам расчета скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ для способов МПИ и ААДП.

На Рисунках 5.1-5.6 представлены зависимости изменения скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ для кольцевых соединений труб классов прочности К70 и К80 от значений погонной энергии для случая ручной дуговой сварки. Зеленым цветом на них выделены диапазоны погонной энергии, рекомендуемые к использованию в условиях указанных способов сварки. Аналогичные зависимости также строились применительно к способам МПИ и ААДП.

Таблица 20 - Результаты аналитического расчета и рекомендуемые параметры режимов ручной дуговой сварки (РД)

кольцевых соединений труб класса прочности К70

Слой шва Бтр, мм Бтр, мм ёэл, мм 1св, А ид, В q, кДж/мм Температура предварительного/ межслойного подогрева, °С ^^8-5, °С/с

100 83,7

2,5 (2,6) 70 20,0 0,56 150 71,2

200 57,0

100 64,7

1220 22,6 90 21,0 0,76 150 51,2

3,0-3,25 200 41,3

100 42,9

120 23,0 1,10 150 35,0

Корневой 200 27,1

2,5 (2,6) 70 20,0 0,56 150 72,6

200 59,9

100 67,8

1420 38,1 90 21,0 0,76 150 54,3

3,0-3,25 200 44,1

100 47,2

120 23,0 1,10 150 38,2

200 30,3

2,5 (2,6) 70 20,0 0,56 150 87,1

200 63,1

100 71,1

1220 22,6 90 21,0 0,76 150 55,7

3,0-3,25 200 42,3

100 43,8

120 23,0 1,10 150 34,8

1-ый 200 26,5

заполняющий 2,5 (2,6) 70 20,0 0,56 150 89,1