Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 10
1.1. Основные критерии свариваемости для оценки надежности свойств металла ОШЗ 10
1.1.1 Тепловложение – как критерий оптимизации технологических параметров сварки 11
1.1.2 Термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита – критерий оценки микроструктурного состояния металла ОШЗ 12
1.1.3 Хладостойкость металла ОШЗ – критерий свариваемости по стойкости металла ОШЗ против хрупкого разрушения 14
1.1.4 Критерий оценки склонности к разупрочнению металла ОШЗ 14
1.1.5 Допустимый интервал скоростей охлаждения после сварки – критерий свариваемости по заданному уровню ударной вязкости металла ОШЗ 16
1.1.6 Оценка трещиностойкости – критерий свариваемости по стойкости к вязким разрушениям металла ОШЗ 16
1.1.7 Склонность к растрескиванию – критерий свариваемости для малых тепловложений, углеродный эквивалент 18
1.2. Влияние легирующих и микролегирующих элементов на свойства основного металла и ОШЗ 20
1.3. Влияние ниобия на и свариваемость 34
1.4 Заключение по анализу литературного обзора 46
ГЛАВА 2. Материалы и методы исследований 47
2.1 Методы исследований 47
2.2 Материалы исследований 49
ГЛАВА 3. Расчет термических циклов и определение скоростей охлаждения для двух и многопроходного способов сварки 55
Выводы по главе 3 61
Глава 4. Исследование кинетики фазовых превращений аустенита и сопротивления против хрупкого разрушения металла ошз отечественных и зарубежных производителей проката и труб групп прочности X70–X80 62
4.1. Исследование кинетики фазовых превращений аустенита в металле ОШЗ 62
4.2. Влияние карбидных фаз на размер зерна аустенита и микроструктурных составляющих в результате сварочного воздействия на металл 73
4.3 Исследование сопротивления против хрупкого разрушения и хладостойкости металла ОШЗ 76
4.4 Влияние микролегирующих элементов на охрупчивание металла ОШЗ 81
Выводы по Главе 4 86
ГЛАВА 5. Исследование влияния содержания углерода и ниобия на механические свойства основного металла ппроката, кинетику фазовых превращений аустенита и хладостойкость металла ОШЗ, оптимизация композиции легирования хромсодержащих сталей .
5.1. Исследование влияния содержания углерода и ниобия на механические свойства металла проката 88
5.2. Исследование кинетики фазовых превращений аустенита в металле ОШЗ 90
5.3 Анализ изменения твердости с оценкой склонности к образованию холодных трещин в зависимости от скорости охлаждения металла ОШЗ 95
5.4. Исследование сопротивления против хрупкого разрушения и оценка хладостойкости металла ОШЗ 97
Выводы по Главе 5 102
ГЛАВА 6. Изготовление опытно-промышленных партий прямошовных труб 104
Выводы по Главе 6 107
Общие выводы 108
Литература
- Термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита – критерий оценки микроструктурного состояния металла ОШЗ
- Материалы исследований
- Влияние карбидных фаз на размер зерна аустенита и микроструктурных составляющих в результате сварочного воздействия на металл
- Анализ изменения твердости с оценкой склонности к образованию холодных трещин в зависимости от скорости охлаждения металла ОШЗ
Введение к работе
Актуальность проблемы. Международными стандартами API Spec 5L (API), ISO 3183 (ISO) и DNV-OS-F101 (DNV) на электросварные прямошовные трубы установлены требования как по механическим свойствам и хладостойкости основного металла, так и сварного соединения, включая зону термического влияния (ЗТВ). Металл ЗТВ характеризуется микроструктурной неоднородностью из-за градиента температурных полей. Наиболее проблематичным, с точки зрения охрупчивания, является участок металла околошовной зоны (ОШЗ) с размером аустенитных зерен более 50 мкм (номер зерна 5 по ГОСТ 5639-82).
В настоящее время нет альтернативы сварке четырьмя-пятью сварочными электродами в одну ванну при сварке прямошовных труб и одним-двумя сварочными электродами при сварке монтажных стыков трубопроводов. При неизменных технологических параметрах сварки можно управлять микроструктурой за счет микролегирования, тем самым повысить свойства металла ОШЗ и исключить эффект охрупчивания после сварки труб групп прочности Х70–Х80.
Комплексное влияние микролегирующих элементов (ванадия, ниобия и молибдена) на охрупчивание металла ОШЗ при сварке толстостенных труб недостаточно изучено. Поэтому актуальной является оптимизация композиций легирования сталей и получение свойств металла ОШЗ сварных прямошовных труб, превышающих требования международных стандартов.
Целью работы являлась разработка оптимального микролегирования высокопрочных трубных сталей группы прочности Х80 для обеспечения свойств металла ОШЗ (ударной вязкости в области отрицательных температур, сопротивления хрупкому разрушению), превышающих требования стандартов DNV и API.
Для достижения поставленной цели были определены задачи исследования.
-
Провести эксперименты с имитацией сварочных термических циклов и обосновать теоретические основы критериев свариваемости и поведение металла при сварке. Интерпретировать основополагающие механизмы фазовых превращений аустенита, исследовать влияние различных композиций легирования сталей на кинетику превращения аустенита в металле ОШЗ с построением термокинетических диаграмм (ТКД).
-
Отработать методики расчета тепловых полей и построить диаграммы охлаждения после сварки труб.
-
Оценить влияние различного микролегирования сталей на свойства металла ОШЗ в зависимости от скорости охлаждения при различных способах сварки, склонность к
образованию холодных трещин применительно к стыковой сварке путем оценки твердости металла.
4. Определить оптимальное соотношение содержания углерода и ниобия, оценить их
влияние на механические свойства основного металла проката и ключевые параметры
свариваемости труб.
5. Разработать рекомендации по оптимизации химического состава листового проката и
провести их опробование при изготовлении опытно-промышленных партий труб с
последующими квалификационными испытаниями на соответствие требованиям стандарта
DNV.
Научная новизна:
1. Показано, что при сварке с тепловложением 5 кДж/мм композиции
низколегированных трубных сталей с ниобием и хромом (Nb–Cr), ниобием и никелем (Nb–Ni) с
феррито-бейнитной микроструктурой обеспечивают более высокую ударную вязкость
металла околошовной зоны по сравнению со сталью комплексно легированную ванадием,
молибденом и ниобием (V–Mo–Nb) с бейнитной микроструктурой. При неизбежном росте зерна
аустенита в результате высокотемпературного воздействия сварки хладостойкость металла
ОШЗ реализуется за счет внутризеренного измельчения микроструктурных составляющих
бейнита.
2. Выявлены особенности кинетики фазовых превращений аустенита с формированием
бейнитно-мартенситной микроструктуры металла ОШЗ в результате высокотемпературного
воздействия сварки с тепловложением менее 2 кДж/мм в сталях композиций легирования
V–Mo–Nb; Nb–Ni; Nb–Cr.
Стали, микролегированные Nb–Ni и Nb–Cr, имеют меньшую склонность к закалке металла ОШЗ из-за более низкой устойчивости аустенита по сравнению со сталями, микролегированными V–Mo–Nb. Установлены критические скорости охлаждения по критерию стойкости к образованию холодных трещин при сварке монтажных стыковых швов для сталей композиций легирования:
– V–Mo–Nb – 3040 оС/с;
– Nb–Ni – 5060 оС/с;
– Nb–Cr –7080 оС/с.
3. Установлено, что при содержании углерода менее 0,03% ударная вязкость металла ОШЗ понижается на 20–30% по сравнению со сталями с содержанием углерода 0,06% при скоростях охлаждения, характерных для сварки под слоем флюса, что связано с высокой степенью
гомогенизации, более крупным зерном аустенита в результате высокотемпературного воздействия сварки и, как следствие, с особенностью образования феррита и отсутствием области перлитного превращения.
4. Определено влияние микролегирующих добавок на кинетику полиморфных превращений аустенита в металле ОШЗ с образованием феррита, перлита, бейнита, мартенсита и соотношение микроструктурных составляющих в широком диапазоне скоростей охлаждения для различных способов сварки труб в интервале содержания углерода от 0,03 до 0,10%, ниобия от 0,055 до 0,13%.
Практическая ценность и реализация работы в промышленности.
На основе экспериментов и результатов исследований определено позитивное влияния ниобия с добавкой хрома на свойства металла ОШЗ. Стали таких композиций легирования нашли широкое применение у отечественных (Выксунский металлургический и Волжский трубный заводы) и зарубежных производителей (завод Napa – США, VoestAlpine – Европа, BaoSteel – Китай) проката и труб с толщиной стенки 16,4–27,7 мм.
По результатам квалификационных испытаний сварных труб диаметрами 863,6 и 1016 мм с толщиной стенок 23,3 и 25,4 мм соответственно, трубы производства Волжского трубного завода были аттестованы по стандарту DNV–OS–F–101.
Основные положения, выносимые на защиту.
1. Закономерности изменения ударной вязкости металла околошовной зоны (ОШЗ) в
низколегированных трубных сталях после сварки с тепловложением 5 кДж/мм.
-
Особенности кинетики фазовых превращений аустенита в металле ОШЗ в результате высокотемпературного воздействия сварки с тепловложением менее 2 кДж/мм. Критические скорости охлаждения по критерию стойкости к образованию холодных трещин при сварке стыковых швов.
-
Эффект снижения ударной вязкости металла ОШЗ в сталях с содержанием углерода менее 0,03% по сравнению со сталями с содержанием углерода 0,06%.
-
Результаты исследования кинетики полиморфных превращений аустенита в металле ОШЗ в широком диапазоне скоростей охлаждения для различных способов сварки труб в интервале содержания углерода от 0,03 до 0,10%, ниобия от 0,055 до 0,13%.
Достоверность результатов исследования.
Достоверность результатов обеспечивается использованием аттестованного
испытательного оборудования, применением современной исследовательской техники и положительными результатами опробования рекомендованных композиций легирования сталей.
Личный вклад автора. Автор лично выполнял лабораторные и промышленные эксперименты, результаты которых изложены в диссертации. Проводил испытания механических свойств, исследование структурного состояния металла и свариваемости, обрабатывал результаты экспериментов. Основные положения диссертационной работы изложены автором лично.
Апробация работы. Результаты работы были доложены на:
– июньской выездной сессии-симпозиуме 2012 г. Московской межотраслевой Ассоциации главных сварщиков, Москва;
– конференциях молодых специалистов ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» 14–15 декабря 2011 г., 5–6 декабря 2012 г., 21–22 апреля 2014 г., 25–26 февраля 2015 г., Москва;
– отраслевом совещании «Состояние и основные направления развития сварочного производства ОАО «Газпром», 13–16 ноября 2012 г., пос. Развилка, Московская область;
– международной конференции «Микролегированные трубные стали для нефтегазовой отрасли» в апреле 2013 г., Москва.
Получен диплом лауреата конкурса «Молодые ученые» 21-й Международной промышленной выставки «Металл-Экспо 2015», 10–13 ноября 2015 г., Москва.
Получена награда American Welding Society and W.H. Hobart Memorial Award, 9–12 November 2015, Chicago, Illinois.
Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано пять печатных работ, в том числе три в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов, списка литературы из 104 наименований. Работа изложена на 117 страницах машинописного текста, содержит 99 рисунков и 29 таблиц.
Термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита – критерий оценки микроструктурного состояния металла ОШЗ
В одном из первых отечественных справочников по диаграммам распада переохлажденного аустенита, составленным А.А.Поповым и Л.Е.Поповой в 1961 г. [19], было отмечено, что «внешний вид диаграмм в большей степени зависит от метода их построения и индивидуального подхода различных исследований к толкованию полученных экспериментальных данных». Наиболее надежным является дилатометрический метод исследования. За рубежом единый подход к изучению превращений переохлажденного аустенита в низколегированных сталях и оформлению соответствующих термокинетических диаграмм отражен в стандарте ASTM A 1033 [20].
Оценка свариваемости на реальных сварных соединениях трудоемка и ненадежна, особенно на стадии разработки состава стали. В связи с этим значительное распространение получил метод имитации термических циклов в металле ОШЗ при сварке. Метод позволяет дать заключение о свариваемости по результатам исследований фазовых превращений при непрерывном охлаждении [21].Данный анализ относится к металловедческой методике оценки свариваемости сталей с построением ТКД превращения аустенита в металле ОШЗ. Превращение аустенита в металле ОШЗ, нагреваемой выше температуры начала интенсивного роста зерна, оценивают после скоростного нагрева дилатометрических образцов до температуры 1300–1320 оС [22, 23].
Известно, что наиболее неудовлетворительный уровень механических свойств в сварных соединениях наблюдается в металле ОШЗ на участке перегрева, который представляет собой прослойку основного металла нагретого до температур выше 1300 оС [24].
В зависимости от величины переохлаждения различают следующие температурные области полиморфных превращений [25]: ферритную и перлитную, проходящим по диффузионному механизму; промежуточную, по диффузионно-сдвиговому; мартенситную, исключительно без образования продуктов диффузионных превращений.
Температурные интервалы этих областей, в том числе для низколегированных трубных сталей характеризуются непрерывным переходом от одного механизма превращения к другому и сильно зависят от содержания легирующих элементов в составе композиций легирования, в особенности от содержания углерода. Также есть температурно-временные условия протекания полиморфных превращений. Путем повышения скорости охлаждения практически в любой стали, можно сделать так, чтобы образование ферритно-перлитных продуктов превращения становилось уже невозможным.
В случае превращения по диффузионному механизму, при низких скоростях охлаждения образуется механическая смесь пластинок феррита и карбидов. В доэвтектоидных сталях превращение при медленном охлаждении начинается с образованием феррита по границам аустенитных зерен. Дефекты строения кристаллической решетки по границам зерен при этом играют роль центров кристаллизации. Углерод оттесняется вовнутрь кристаллита и по мере выделения феррита в центральных объемах зерна достигается концентрация, необходимая для образования перлита.
Превращение в перлитной области характеризуется одновременным образованием смеси феррита и карбидов в зависимости от содержания углерода. Рост перлитных островков зависит в основном от скорости диффузии атомов углерода и железа. Рост происходит не только путем образования новых пластинок, но также и в результате дальнейшего роста старых в свободном направлении.
Если диффузия железа и легирующих элементов сильно замедляется, то при соответствующей величине переохлаждения превращение начинается по другому механизму, отвечающему промежуточной области. Образование феррита в промежуточной области приводит к появлению характерного рельефа на полированной поверхности совершенно аналогично рельефу мартенсита.
Как уже указывалось в предшествующих разделах, превращение аустенита в перлитной и промежуточной областях в значительной степени связаны с диффузионными процессами, в соответствии с чем, эти процессы зависят от времени. Если скорость охлаждения увеличить до определенной величины, то наряду с продуктами превращения в перлитной и промежуточной областях в структуре появится новая составляющая – мартенсит. В мартенситной области превращение протекает за счет одних только сдвигов в кристаллической решетке. Углерод при этом остается растворенным в решетке пересыщенного -железа, делая ее тетрагональной.
Одним из ключевых моментов, определяющим эффективность действия легирующих элементов, правильность подобранной композиции следует считать регламентированную устойчивость переохлажденного аустенита. Ее наиболее сильно повышают углерод и бор [26]. При малом содержании углерода в многофазных трубных сталях необходимая устойчивость обеспечивается марганцем, молибденом, ванадием, хромом и никелем.
Влияние никеля слабее чем марганца и его содержание в высокопрочных сталях желательно поддерживать в пределах 0,2–0,3% или чуть выше для создания необходимой вязкости и прокаливаемости при 0,2–0,4% Si. Увеличение содержания кремния вызывает чрезмерное твердорастворное упрочнение и усиливает действие алюминия, «выталкивая» азот и углерод из твердого раствора.
Известно, что добавки ниобия, ванадия и титана действуют по-разному на кинетику распада переохлажденного аустенита [27]. Присутствующие в аустените нерастворенные частицы МеС ускоряют его превращение, так как они связывают часть атомов углерода, и их карбиды служат центрами для зародышей феррита.
Учитывая незначительные содержания ниобия, ванадия и титана в трубных сталях их влияние на поведение переохлажденного аустенита считается не таким значительным по сравнению с углеродом и марганцем. Полагается, что ведущая роль в устойчивости аустенита отводится марганцу и при условии уменьшения количества марганца достигается за счет увеличения содержания хрома до 0,4–0,8% [28].
Оценку эффекта охрупчивания металла ОШЗ после сварки проводят испытаниями на ударных образцах с острым надрезом по ГОСТ 9454–78 [29]. Для проката толщиной более 10 мм используют образцы размером 101055 мм типа Шарпи с радиусом основного надреза 0,25±0,025 мм и углом раскрытия 45 о.
Ударная вязкость металла по отношению к другим механическим свойствам является чувствительной к изменению микроструктурного состояния, особенно при сварочных нагревах. Данные ударных испытаний сильно зависят от незначительных изменений в структуре металла [30]. Поэтому отдельные случайные отклонения в технологии или составе оказывают резкое влияние на ударную вязкость. Снижение хладостойкости металла ОШЗ в результате влияния теплового воздействия сварки и низких скоростей охлаждения связаны взаимозависимыми факторами, отрицательно влияющими на охрупчивание металла ОШЗ при сварке.
Например, ударная вязкость резко снижается, а порог хладостойкости повышается с увеличением размера зерна и при выделении по границам зерна хрупких карбонитридных составляющих [31, 32], а также с образованием в процессе превращения аустенита «видманштетовой» микроструктуры [33].
Материалы исследований
Повышение общего уровня ударной вязкости в области максимальных значений для сталей 09Г2ФБ и 09Г2МФБ обусловлено повышением дисперсности и изменением морфологии структурных составляющих от зернистого к реечному типу.
По данным [43] ниобий ухудшает свариваемость при содержании более 0,2%, но при производстве проката ниобий в таких количествах не используется. Эксперименты по влиянию ниобия на свойства металла ОШЗ проводили на двух марках сталей категории прочности К60 микролегированных ниобием, а также ниобием и ванадием [93]. Как утверждается авторами, введение в ниобийсодержащую сталь ванадия приводит к снижению устойчивости аустенита в металле ОШЗ в результате смещения ТКД в сторону больших скоростей охлаждения. Бейнит, присутствуя в структуре стали в широком диапазоне скоростей охлаждения, имеет большой набор морфологических особенностей. При малых скоростях охлаждения в присутствии феррита, бейнит характеризуется зернистой морфологией. Увеличение скорости охлаждения приводит к изменению морфологии с зернистой на пластинчатую. При дальнейшем увеличении скорости охлаждения бейнит меняет морфологию на мартенситную.
Сталь без ванадия обладает более высокой ударной вязкостью (рисунок 1.31). При скоростях охлаждения характерных для сварки под слоем флюса (от 5 до 10 оС/с) ударная вязкость металла ОШЗ при температуре испытания минус 20 оС – 120Дж/см2 (Nb–V), 220 Дж/см2 (Nb). Рисунок 1.31 Изменение ударной вязкости металла ОШЗ в сталях с Nb и Nb–V при различных скоростях охлаждения Мнение в статье [94] противоположно [93]. Микролегирующие элементы, такие как ванадий и ниобий, повышают устойчивость аустенита, сдерживая ферритное превращение в металле ОШЗ и способствуя в условиях действующей технологии заводской сварки труб переходу к бейнитной структуре. Титан в количестве 0,03% необходим, так как положительно влияет на свойства металла ОШЗ.
Ниобий в боросодержащих сталях в сочетании с 0,08% V при всех видах и режимах сварки оказывает негативное влияние. Его допустимое количество в стали не должно превышать 0,03%. В этом случае за счет применения уменьшенных тепловложений или ускоренного охлаждения при сварке удается компенсировать его влияние с относительно малой степенью ухудшения свойств в металле ОШЗ.
В работе [61] проведено исследование по комплексному влиянию Nb, V, Ti на устойчивость аустенита и ударную вязкость. При совместном влиянии микролегирующих элементов выявляется тенденция повышения устойчивости аустенита в металле ОШЗ за исключением стали с титаном. Легирование стали типа 09Г2 молибденом, ниобием и ванадием привело к дальнейшему подавлению диффузионных феррито-перлитных превращений в области образования бейнита. Комплексное легирование стали ниобием и ванадием обеспечивает такую же ударную вязкость металла ОШЗ, как и стали с 0,05% Мо, а титан в количестве 0,03 % – дополнительное её улучшение. Ванадий и ниобий оказали отрицательное влияние на ударную вязкость металла ОШЗ.
В наибольшей степени эффект повышения устойчивости аустенита проявляется при содержании 0,1% Мо; 0,05% Nb и 0,1% V. При дальнейшем увеличении содержания элементов подавление ферритного превращения происходит в меньшей степени. Положение области частичной закалки в зависимости от скорости охлаждения и температуры позволяет судить о влиянии микролегирующих элементов на образование закалочных структур в металле ОШЗ при ручной сварке в условиях монтажа трубопровода. Наиболее резко повышение устойчивости аустенита наблюдалось при содержании указанных элементов до 0,05–0,07%. Ниобий в отличие от ванадия затрудняет мартенситное превращение.
Данные анализа кинетики превращения аустенита и изменения ударной вязкости металла ОШЗ в сталях 09Г2ФБ и 10Г2Ф показали, что значительное повышение вязкости начинается при увеличении скорости охлаждения более 8 оС/с и достигает максимальных значений в диапазоне от 20 до 60 оС/с. Наименее благоприятные температуры перехода характерны для малых скоростей охлаждения. Смещение переходных температур в область отрицательных определяется типом, размером и разориентировкой структурных составляющих, формирующихся в процессе превращения аустенита.
Металл ОШЗ у стали 09Г2ФБ характеризуется несколько пониженной ударной вязкостью, особенно при температурах ниже минус 40 оС по сравнению с основным металлом, но более высокой по сравнению с металлом шва. Аналоговая зависимость наблюдается при определении работы разрушения при испытании падающим грузом. Резкое снижение сопротивления распространению разрушения основного металла наступает при минус 20 оС, зоны термического влияния при минус 10 оС и металла шва – в интервале от 20 до 0 оС.
Один из параметров обеспечения надежности металла ОШЗ является тепловложение. Как уже отмечалось ранее, на работу удара металла ОШЗ влияет кроме химического состава уровень тепловложений. Проблематичной с точки зрения обеспечения механических свойств является сварка на больших (2–8 кДж/мм) и малых тепловложениях (до 2 кДж/мм).
При сварке на больших и малых тепловложениях (рисунок 1.32) образуются неблагоприятные структуры, при которых ударная вязкость в металле ОШЗ уменьшается. На малых тепловложениях образуется мартенситная структура, тем самым повышается твердость, что может приводить к образованию холодных трещин. Важным показателем при исследовании тепловложения является скорость охлаждения металла после сварки.
В статье [81] исследовано влияние уровней тепловложений на работу удара металла ЗТВ (таблица 1.7). Исследовалась композиция легирования стали группы прочности Х80 с толщиной стенки 25,2 мм.
Эти данные находятся в противоречии с теми, которые были опубликованы в [96]. При существующей технологии сварки это невозможно, так как ограничение тепловложения до 2–3 кДж/мм равносильна ограничению толщины стенки до 16 мм. При сварке труб с толщиной стенки 25 мм необходимый уровень 5 кДж/мм, а для 40 до 8 кДж/мм.
В качестве эксперимента были сварены две пластины размером 405001400 с тепловложением 5,2 кДж/мм. Металлографическое исследование показало непровар по центру шва (рисунок 1.34) высота которого составила порядка 7 мм по всей протяженности шва. Рисунок 1.34 Непровар в зоне сварного шва
Проведенный эксперимент подтвердил невозможность снижений тепловложений при существующей технологии многодуговой сварки под флюсом.
В работе [91] автор представил влияние тепловложения на температуру начала превращения в металле ЗТВ (рисунок 1.35).
В работе [97] осветился технический доклад [97] о разработке трубной стали группы прочности Х80 для второй очереди трубопровода «Запад-Восток». Использована концепция легирования стали низким углеродом и высоким ниобием. Оптимальное значение погонной энергии для обеспечения максимального уровня свойств при сварке монтажных стыков трубопроводов не должно превышать 3 кДж/мм.
Необходимо не только регулировать тепловложения для обеспечения скорости охлаждения и тем самым повышения свойств, а также подбирать оптимальный уровень погонной энергии для достаточной проварки сварного шва. 1.4 Заключение по анализу литературного обзора
В настоящее время нет альтернативы промышленному методу электродуговой сварки в одну сварочную ванну, при этом большие тепловложения позволяют обеспечить полное проплавление, высокую производительность и обеспечить требуемую точность геометрических параметров сварных швов. Тепловложение является важным параметрам, который нужно соблюдать в строго установленных приделах.
Актуальные проекты сухопутной и морской транспортировки газа рассчитаны на рабочее давление 12–25 МПа [99, 100]. Повышение давления до таких параметров требует увеличения группы прочности и толщины стенки, что является существенной проблемой не только при формовке, но и при сварке высокопрочных трубных сталей.
Вместе с тем не удается обеспечить свойства металла шва и ОШЗ идентичных параметрам основного металла. Карбиды ниобия и ванадия сдерживают рост зерна аустенита в металле ОШЗ до температуры 1200 оС. Выше этих температур нагрева карбиды переходят в твердый раствор и происходит интенсивный рост зерна аустенита и тем самым понижение механических свойств. Получение свойств отвечающих требованиям стандарта DNV возможно путем измельчения микроструктурных составляющих и оптимизации схемы легирования стали.
В отечественной и зарубежной практике существуют несколько направлений легирования высокопрочных трубных сталей для магистральных трубопроводов: – комплексное микролегирование V, Мо, Nb; – микролегирование Nb и V; – микролегирование Nb и Cr. Как иностранные, так и отечественные ученые и промышленники исследуют различные композиции легирования сталей. Необходимо выработать оптимальную концепцию микролегирования высокопрочных трубных сталей для обеспечения свойств металла ОШЗ превышающих требования стандартов API и DNV.
Влияние карбидных фаз на размер зерна аустенита и микроструктурных составляющих в результате сварочного воздействия на металл
Для осуществления анализа структурообразования в металле ОШЗ при скоростях охлаждения характеризующих тот или иной вид сварки труб и трубопроводов необходимо было иметь точное представление об уровне значений ключевой характеристики структурообразования, т.е. о скоростях охлаждения. Наиболее характерные значения скоростей охлаждения, установленные экспериментальным и расчетным путем, позволили на практике использовать диаграммы полиморфного превращения аустенита с целью анализа микроструктур, образующихся в условиях высокотемпературного сварочно-теплового воздействия.
Легирующие элементы, введенные в сталь, по-разному взаимодействуют с основными компонентами – железом и углеродом. Взаимодействие легирующих элементов определяет разницу в их влиянии на свойства металла ОШЗ при сварке. Приведены результаты исследований по влиянию элементов на свариваемость как сталей с комплексным легированием ниобием, ванадием, молибденом, так и сталей композиций легирования ниобий – хром и ниобий – никель, что позволило обосновать рекомендации как для сварки под слоем флюса, так и монтажных стыков трубопроводов.
Для оценки свариваемости использовали методы, основанные на имитации тепловых сварочных процессов в металле ОШЗ.
Оценку свариваемости по склонности к образованию холодных трещин проводили по критерию максимально допустимого уровня твердости 325 HV, который установлен нормативом (DNV) для морских газопроводных систем.
Стали с комплексным легированием V–Mo–Nb. Исследование проводилось на металле двух различных производителей проката № 4 (Северсталь) и № 6 (Nippon Steel). Изменение микротвердости в зависимости от скорости послесварочного охлаждения металла ОШЗ представлено на рисунке 4.1.
Исследуемые стали характеризуются повышенной твердостью в зоне образования бейнито-мартенситных структур. Критический уровень твёрдости в стали № 6 (Nippon Steel) достигается при скоростях охлаждения 30–35 оС/с, а в стали № 4 (Северсталь) при 40 оС/с. Эти стали обладают склонностью к закалке металла ОШЗ при монтажном способе сварки и требуют подогрева кромок до температур указанных на рисунке 3.3.
Бейнитное превращение характеризуется широкой областью скоростей охлаждения и начинается при температуре 610 оС. В области скоростей охлаждения, характерных для сварки под слоем флюса образуется 100% бейнитная структура.
Мартенсит образуется в температурном интервале 480–340 оС. При наличии в стали микролегирующих добавок, таких как ванадий, молибден и ниобий, область частичной закалки находится в диапазоне скоростей охлаждения от 20 до 80 оС/с, характерных для многопроходного способа сварки.
Критический уровень твёрдости в стали № 2 (ММК) достигается при скорости охлаждения 50 оС/с, а в стали № 5 (для проекта West-East Pipeline Project, (Китай)) при 60 оС/с. Исследованные стали обладают меньшей склонностью к закалке металла ОШЗ при монтажном способе сварки, чем стали системы легирования V–Mo–Nb, но все же требуют предварительного подогрева кромок трубы.
Бейнитное превращение характеризуется широкой областью скоростей охлаждения и начинается при температуре 620 оС. В области скоростей охлаждения, характерных для сварки под слоем флюса, образуется феррито-бейнитная микроструктура.
Мартенсит образуется в более высоком температурном интервале 510–370 оС чем стали легированные ванадием, молибденом и ниобием, и скоростях охлаждения от 25 оС/с. Область частичной закалки находится в диапазоне скоростей охлаждения 25–150 оС/с. Добавки никеля в ниобийсодержащую сталь в меньшей степени влияют на повышение устойчивости аустенита в металле ОШЗ которое наблюдалось в сталях с комплексным легированием ванадием, молибденом и ниобием.
Тип и количественное соотношение структурных составляющих в металле ОШЗ для композиций легирования стали № 2, а и № 5, б представлены на рис. 4.10, 4.11, 4.12, 4.13, 4.14.
Стали системы легирования Nb–Cr. Исследование проводилось на металле двух различных производителей проката и труб № 1 (VoestAlpine) и № 3 (для проекта Cheyenne Plains Pipeline, трубопрокатный завод Napa) соответственно. Изменение микротвердости в зависимости от скорости послесварочного охлаждения металла ОШЗ представлено на рисунке
Анализ изменения твердости с оценкой склонности к образованию холодных трещин в зависимости от скорости охлаждения металла ОШЗ
Максимально допустимый уровень твердости металла ОШЗ установленный международным стандартом DNV (325 HV) является важным критерием при исследовании свариваемости, превышение которого может приводить к образованию холодных трещин.
Стали с 0,03% С и 0,10% Nb характеризуются пониженной твердостью в зоне образования бейнито-мартенситных структур. Критический уровень твёрдости достигается при скорости охлаждения 80 оС/с. При увеличении содержания углерода критическая скорость охлаждения 55 оС/с и 27 оС/с для стали с содержанием углерода 0,06 и 0,10% соответственно.
Сталь с 0,03% С и 0,055% Nb характеризуются также не высокой твердостью в зоне образования бейнито-мартенситных структур. Критический уровень твёрдости при монтажной сварке трубопроводов достигается при скорости охлаждения более 100 оС/с. При более высоком содержании углерода скорость охлаждения, при которой достигается критический уровень твердости находится выше 80 оС/с и 50 оС/с для стали с содержанием углерода 0,06 и 0,10% соответственно.
Увеличение содержания углерода и ниобия в стали однозначно повышает устойчивость аустенита.
На основе многочисленных измерений твердости образцов с имитированной микроструктурой металла ОШЗ и последующей статистической обработки полученных экспериментальных данных построены номограммы, показывающие взаимосвязь влияния содержания углерода и ниобия на твердость. На рисунке 5.7 выделена зона допустимых совместных содержаний углерода и ниобия по уровню твердости металла ОШЗ применительно к скорости послесварочного охлаждения 45 оС/с. Эта скорость охлаждения соответствует сварке монтыжных стыков струбопроводов.
Из рисунка 5.7 следует вывод, что микролегированные трубные стали, содержащие менее 0,10% С, 0,3% Cr и до 0,13% Nb в зависимости от содержания углерода удовлетворяют требованиям по нормируемому уровню твердости.
На рисунке 5.8 показано влияние содержания углерода и ниобия на допустимую скорость охлаждения металла ОШЗ при сварке корневого и заполняющего швов, при которой не происходит превышение критического уровня твердости 325 HV. Скорость охлаждения металла ОШЗ показана с учетом того, что температура кромок трубы перед сваркой не будет превышать 60 оС.
Влияния содержания углерода и ниобия на допустимую скорость охлаждения, при которой не происходит превышения критического уровня твердости 325 HV На номограмме выделена зона допустимых скоростей послесварочного охлаждения металла ОШЗ при соответствующих соотношениях по содержанию углерода и ниобия. За пределами этой зоны вероятно образование холодных трещин.
На основе данных многочисленных экспериментов на образцах с имитированной микроструктурой металла ОШЗ построены графические зависимости, которые позволяют определить параметры хладостойкости и допустимый диапазон скоростей охлаждения в котором возможно обеспечить гарантируемый уровень ударной вязкости, установленный в частности нормами международных стандартов. Для получения более надежных результатов стойкости металла ОШЗ против разрушений целесообразно использовать показатель Т50, который фактически по величине ударной вязкости в 1,5–2,0 раза выше заданного нормативного уровня, установленного международными стандартами API и DNV.
Для оценки влияния содержания углерода и ниобия на механические свойства металла ОШЗ при температуре испытания минус 30 оС построены графики зависимости ударной вязкости от скорости послесварочного охлаждения характерной для сварки под слоем флюса (рисунки 5.9, 5.10, 5.11). Скорости послесварочного охлаждения металла ОШЗ находятся в диапазоне от 5 до 10 оС/с. Увеличение содержания ниобия на каждые 0,01% дает повышение ударной вязкости металла ОШЗ на 5–6 Дж/см2 при скоростях послесварочного охлаждении менее 10 оС/с. При увеличении скорости послесварочного охлаждения и соответственно с образованием мартенситных структур ударная вязкость металла ОШЗ падает. Рисунок 5.9 Влияние содержания 0,03% С и ниобия на ударную вязкость металла ОШЗ при скоростях охлаждения характерных для сварки под слоем флюса
Наилучшими показателями ударной вязкости металла ОШЗ при скоростях охлаждения, характерных для сварки под слоем флюса, обладает сталь, содержащая 0,06% С и 0,08% Nb. Сбалансированный показатель ударной вязкости металла ОШЗ стали выявлен при низких и высоких скоростях послесварочного охлаждения, что говорит о положительном влиянии такого количества углерода.
Сталь с содержанием 0,10% С имеет хорошие показатели ударной вязкости при скоростях охлаждения менее 10 оС/с. Однако при ее увеличении происходит резкое понижение механических свойств за счет повышения устойчивости аустенита и образования мартенситной структуры уже при скорости более 20 оС/с.
Самые низкие результаты (при скоростях послесварочного охлаждения менее 10 оС/с) по ударной вязкости металла ОШЗ наблюдаем для стали с 0,03% С. Но при повышении скорости охлаждения показатели становятся обратными по сравнению со сталями, содержащими 0,06% С и 0,10% С, вследствие низкой склонности металла ОШЗ к закалке.
В стандартах DNV и API в формулах углеродного эквивалента отсутствует ниобий, однако показано, что увеличение содержание этого элемента, повышает устойчивость аустенита, и тем самым может способствовать образованию холодных трещин в металле ОШЗ.
Международными стандартами DNV и API содержание марганца ограничивается уровнем 1,85% для сталей группы прочности Х80, но допускается повышение этого элемента в составе за счет снижения содержания углерода. При увеличении содержания марганца на каждые 0,05%, требуется понизить содержание углерода на 0,01%. Лимитированное содержание марганца с учетом понижения углерода для группы прочности Х80–2,2%. Увеличение ударной вязкости металла ОШЗ при сверхнизком содержании углерода (0,03– 0,04%) возможно за счет повышения содержания марганца, ниобия до 0,10–0,13% и хрома до 0,5%, что входит в рамки требований стандарта. Можно повысить ударную вязкость металла ОШЗ за счет добавок ванадия и молибдена совместно с ниобием, но в главе 4 показана неэффективность и нецелесообразность совместного легирования этими элементами. Повышение содержания легирующих и микролегирующих элементов может дать обратный эффект и понизить ударную вязкость при скоростях охлаждения более 10 оС/с.
Необходимо ограничить содержание углерода на уровне от 0,045 до 0,06%, но не ниже. Дальнейшее понижение содержания является перспективным, но необходимо компенсировать его дополнительными добавками дорогостоящих легирующих и микролегирующих элементов, что может стать экономически неэффективно.