Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Проявление деформационного старения в трубопроводах из низколегированных и углеродистых сталей 7
1.1 Деформационное старение сталей 11
1.2 Основные факторы, влияющие на склонность трубных сталей к деформационному старению 19
1.3 Характеристика исследуемых сталей 37
Выводы по главе 1 38
Глава 2 Анализ влияния длительности эксплуатации на изменение структуры и механических характеристик металла трубопроводов 40
2.1 Материал и методики исследования 40
2.2 Типы дефектов, обнаруженных в сварных соединениях 44
2.3 Структура металла труб 50
2.4 Механические свойства металла труб 55
Выводы по главе 2 62
Глава 3 Исследование влияния деформационного старения на изменение механических характеристик металла низколегированных трубопроводных сталей и их сварных соединений 64
3.1 Методика исследования 65
3.2 Исследование изменения механических свойств при статическом нагружении 72
3.2.1 Оценка склонности к повреждаемости металла трубопровода из стали 17Г1С после длительной эксплуатации 75
3.3 Сопротивление хрупкому разрушению основного металла труб.78
3.4 Исследование влияния деформационного старения на характеристики усталости 82
3.5 Исследование влияния структурно-фазового состава на изменение механических свойств металла ОШУ зоны термического влияния... 86
Выводы по главе 3 93
Глава 4 Исследование влияния деформационного старения на структуру трубных сталей 95
4.1 Изучение структуры металла методами оптической и электронной микроскопии 95
4.2 Оценка влияния деформационного старения на химическую неоднородность ферритной фазы 107
4.3 Оценка влияния деформационного старения микродеформации кристаллической решетки 112
Выводы по главе 4 116
Глава 5 Рекомендации по определению режимов сварки трубопроводов, гарантированно обеспечивающих рациональный структурно-фазовый состав сварных соединений 117
5.1 Методика определения режимов сварки 117
5.2 Пример реализации расчета структурно-обоснованных режимов сварки кольцевого стыка магистрального трубопровода 126
Основные выводы 131
Библиографический список использованной литературы 133
- Основные факторы, влияющие на склонность трубных сталей к деформационному старению
- Типы дефектов, обнаруженных в сварных соединениях
- Исследование изменения механических свойств при статическом нагружении
- Оценка влияния деформационного старения на химическую неоднородность ферритной фазы
Введение к работе
В настоящее время в России эксплуатируется уникальная по
протяженности и производительности система магистральных трубопроводов для транспортировки природного газа, нефти и продуктов их переработки. Эта трубопроводная система - одно из самых крупных инженерных сооружений XX века. Российская часть магистралей составляет 208000 км, причем доминируют в ней трубопроводы высокого давления и большого (1220 ... 1420 мм) диаметра- Эксплуатируется 800 компрессорных и насосных станций, резервуарные парки объемом более 20 млн.м3, подземные хранилища газа емкостью 45,6 млрд. м - По грузообороту магистральные трубопроводы занимают второе место после железных дорог [1, 2],
Общепризнанно, что трубопроводы - наиболее эффективный и надежный транспорт для пожаровзрывоопасных углеводородов. Трубопроводы, несмотря на свою внешнюю конструктивную простоту, принципиально отличаются от других сооружений сложной схемой воздействия силовых факторов, разнообразием нагрузок, неопределенностью напряженно-деформированного состояния, масштабностью. К тому же, подземное размещение затрудняет диагностику и увеличивает вероятность возникновения отказов.
Сложность обеспечения надежности магистральных трубопроводов России состоит в том, что значительная часть их протяженности сооружается в северных и субарктических районах, где находятся основные месторождения газа и нефти (Западная и Восточная Сибирь, республики Коми и Саха, Сахалин). Эти районы отличаются суровыми климатическими условиями.
В трубопроводах Западной Сибири и республики Коми часто наблюдается потеря продольной устойчивости и, как следствие, выход (всплывание) их на поверхность с образованием арок и гофров.
Как правило, это происходит при прокладке трубопроводов в грунтах с низкими несущими способностями, сильно обводненными или торфяными, а также вечномерзлых грунтах, в которых после перехода в талое состояние во много раз ухудшаются их несущие характеристики.
Магистральные трубопроводы к настоящему времени «постарели». Основная часть газовых магистралей (155 тыс.км) построена в 1970-1990гг: 30% газопроводов эксплуатируется более 20 лет, примерно 15% из них имеет возраст около 30 лет; 40 тыс.км газопроводов выработали свой расчетный ресурс (33 года). «Старение» трубопроводов всегда объективно связано с увеличением риска при эксплуатации.
Степень надежности трубопроводов достаточно объективно можно оценить с помощью статистического анализа большого массива аварий и отказов. Установлена [1,3] общая тенденция к повышению аварийности на магистральных трубопроводах России с увеличением срока службы.
Выборка, сделанная по магистральным трубопроводам России [1] показывает влияние «старения» трубопроводов на отказ. Более 30 % отказов выпадает на трубопроводы, проработавшие более 20 лет.
На рисунке 1 приведена динамика проявления трещиноподобных дефектов в сварных соединениях трубопроводов обвязки компрессорных станций в зависимости от длительности эксплуатации. Как видно из представленных данных, в 20-ти годам эксплуатации около 90% сварных соединений трубопроводов имеют дефекты, что повышает значимость оценки их фактического состояния и склонности к деформационному старению
100, .
SS 80- . ___^^__ ___
1 60^- —/- ———
- /
40- —/- — "
et 20 і—І->^^ -——
о -<-о
-І—_- * І -і—.—.—1 і '—'—'—'—f—'—L—'——
5 10 15 20 25
Длительность эксплуатации, лет
Рисунок 1 Динамика проявления дефектов в сварных соединениях
трубопроводов обвязки оборудования КС в зависимости от
длительности эксплуатации
Трубные стали, относятся к материалам, подверженным процессу старения, что сопровождается нежелательными изменениями их служебных характеристик. Прежде всего, с процессами старения связано понижение пластических и вязких свойств металла, повышение его склонности к хрупкому разрушению-
Проведенные многочисленные исследования [2, 4-7]физических процессов деформирования и разрушения трубных сталей различного уровня прочности и системы легирования, а также сварных соединений установили зависимость их механических свойств, снижения остаточного ресурса прочности и трещиностойкости трубопроводов от продолжительности эксплуатации.
Вместе с тем вопросы, связанные с оценкой роли структурного фактора в сопротивлении стали деформационному старению изучены недостаточно, что подтверждает актуальность принятого направления исследований.
Основные факторы, влияющие на склонность трубных сталей к деформационному старению
Деградация свойств металла (эффект деформационного старения) зависит от легированное стали, структурного состава, степени пластической деформации, вида нагружения, температуры и длительности эксплуатации- Эти факторы можно разделить на внутренние и внешние.
К внутренним факторам относятся химический состав и структура стали, определяемая химическим составом в сочетании с термической обработкой. К внешним факторам можно отнести схему и условия деформации, степень деформации, температуру и другие условия старения. Внешние факторы задаются условиями технологического процесса и эксплуатации.
Склонность стали к старению при одинаковом комплексе внутренних и внешних факторов существенно различается в зависимости от показателей, по которым контролируется старение, и условиям определения этих показателей.
Влияние химического состава. Механизм влияния легирующих элементов на процесс деформационного старения и его результаты сводится к изменению концентрации C+N на дислокациях. Это изменение достигается за счет связывания C+N в стабильные нитриды и карбонитриды с энергией связи, большей энергии связи C+N с дислокациями; изменения равновесного соотношения между концентрацией C+N на дислокациях и в твердом растворе благодаря взаимодействию указанных примесей с атомами легирующих элементов в твердом растворе и изменению сил межатомного взаимодействия в матрице; изменения характера распределения атомов C+N у дислокаций [11].
Все элементы, присутствующие в углеродистых и низколегированных сталях, по отношению к деформационному старению можно разделить на три группы: элементы, непосредственно вызывающие деформационное старение: азот, углерод, кислород, водород; элементы, оказывающие косвенное влияние на деформационное старение, усиливая или уменьшал его: алюминий, ванадий, титан, ниобий, бор, хром, молибден, кремний, фосфор; элементом, не вызывающим деформационного старения и не оказывающим на него заметного влияния является сера.
Для элементов первой группы необходимы достаточная растворимость в а-железе, достаточная диффузионная подвижность при низких температурах (20-300 С), большая энергия связи с дислокациями.
Перечисленным требованиям в наибольшей степени отвечают азот и углерод. Подвижность водорода при комнатной и более высоких температурах слишком велика для запирания дислокаций. Кислород обладает сравнительно низкой диффузионной подвижностью в а-железе и, его растворимость в нем, слишком мала [12].
При обычном содержании в стали азота (0,002-0,01 %) считают, что он служит первостепенной причиной деформационного старения в медленно охлажденных сталях, если температура старения не превышает 100 С [12]. Более сильное влияние азота связано с его более высокой растворимостью в а-железе при низких температурах и с большей силой связи атомов азота с дислокациями.
Влияние углерода, оказываемое на деформационное старение, учитывают в том случае, если старение происходит при температуре выше 200 С [12]. Эксперименты [7] показали (табл.1.1), что интенсивность процесса старения трубных сталей при прочих равных условиях практически прямо пропорциональна количеству углерода в стали. Для сталей марок 14ХГС, 14ГН, 09Г2С скорость старения оказалась примерно в 1,5 раза меньше, чем для сталей 17ГС, 19Г.
Анализ данных работы [6] показывает, что коэффициент деформационного старения для сталей, находившихся в эксплуатации свыше 15 лет изменяется от содержания углерода следующим образом: от 1,1 до 1,25 в стали с содержанием углерода 0,1-0,15 % и от 1,15 до 1,35 в стали с содержанием углерода 0,18-0,20 %. Старение малоуглеродистой стали, в отличие от высокоуглеродистой, происходит не после специальной ее закалки, а в прокатанном состоянии.
Как известно, феррит малоуглеродистой, особенно в кипящей стали, содержит в перенасыщенном твердом растворе небольшое количество азота и углерода {примерно 10"5 % N и Ю-7 % С). Это уже является причиной старения низкоуглеродистой стали, которое резко усиливается после ее холодной прокатки под действием напряжений, вызывающих пластическую деформацию и, следовательно, увеличение количества дислокаций.
Влияние алюминия, ванадия, титана, ниобия, хрома, молибдена, бора, фосфора на деформационное старение, контролируемое по изменению напряжения текучести при температурах старения 20-250 С, исследовано в работах [46-58]. Было установлено, что введение бора в количестве до 0,007-0,20 % значительно уменьшает склонность к деформационному старению даже после обычного отжига. В то же время, если содержание бора в стали превышает 0,025% , он может служить непосредственной причиной старения.
Наличие в стали стойких иитридо- и карбидообразующих элементов (хром, ванадий, ниобий, титан, молибден и др.) способствует связыванию азота и углерода в дисперсные частицы карбонитридов и снижению склонности к деформационному старению. Этот вывод получил подтверждение в работах [4, 59-68] при оценке деформационного старения сталей типа 16Ґ2АФ. Присутствие в стали меди и никеля активирует процесс выделения упрочняющей фазы при старении.
Если расположить рассмотренные элементы в порядке возрастания их воздействия на повышение стойкости к деформационному старению, то получится следующий ряд: хром, ванадий, ниобий» титан, что соответствует возрастанию их сродства к углероду и азоту.
Влияние марганца в основном связано с взаимодействием его с углеродом и азотом в твердом растворе, что вызывает замедление деформационного старения, но не его устранение [12]. Фосфор играет ту же роль, но его взаимодействие возможно лишь с азотом.
Типы дефектов, обнаруженных в сварных соединениях
Предварительное обследование сварных соединений с применением методов радиографического, ультразвукового контроля и магнитной памяти металла, позволило выявить опасные зоны с дефектами, в том числе трещиноподобными, располагающимися как в сварных швах, так и в зоне термического влияния стыковых соединениях, прослуживших около 18 лет. Металлографические исследования позволили классифицировать большинство из них, как дефекты технологического характера (рисунки 2.3-2.6): подрезы, нелровары облицовочного шва по центру, несплавления в корне шва, одиночные поры, цепочки пор. От этих дефектов зарождались и распространялись по сварному шву и ЗТВ трещины протяженностью от 0,38 до 1,1 мм и возможно, что трубопроводы эксплуатировались с ними значительный период времени, В связи с чем большое значение приобретают структурно-механические характеристики, обеспечивающие высокое сопротивление металла трубопроводов разрушению и их сохранение Б процессе эксплуатации. Фотогр&фш шщющуутур ряда исследованных а щщи приведены ш ржунке 2.7 Все иссяздаваиные образы металла труб иззевдт практически идентичную феррмжьлерз шшую мйкрсиструасз уру, типичнущ дчя металла в состоянии нормализации (рнсунеж 2.7.Е) И контролируемой иррквтки (рисунок 2.7,а, 6} где перлит имеет строчечное распределен не. Наблюдается явно выраженная полосчатость структуры (тексіура - рисунок 2.7.а) материала, являющаяся еждегшт шрег-щш легирующих элементов в процессе крипш;шшцш В процессе прокатки возшкжн слои разного химического состава из которых формируются чередующиеся полосы феррита и перлита, причем в полосах без перлита зерна феррита более крупные, ІІЄМ s полосах перлитом- Это указывает па то, что перлит сдерживает рост ферритнш зерен [НХНУ2] Аналш фотографий (ршіушж 2J) показывает, что методом оптической металлографии заметных изменений в микроструктуре исследованных сталей не выявлено.
Она соответствует структурам, евдйсшенным металлу шошьш труб m сталей соответствующих марок [І 03]. Содержание феррита & структуре составляет около 70-75 %. Твердость исследованных сталей находится в пределах 1600-2350 МШ (таблица 2.2.). Для всех исследованных сталей с увеличением длительности з іпуатацни унячшт твердости повышаются. Влияние длительности жт&узшхт в большей стікши сказываете» на ишеиеншх ТОНКОЙ структуры трубных отмен. На рисувгках 2.Ъ, и 2.9 представлены характерные фотографии тонкой структуры стали 09Г2С после І 8 лет эксплуатации. Методом электронной иинрткышн покашю, что перлит характеризуется гшаетинчатьш строением (рисунок 2.8л, 6), В отдельных его участках мблюяаегся дробление цементити ых пластин и начинаемся стадия их коагуляции. В теле зерен феррита видны мелшдишереные частицу карбидов, размером 0,0 Ы) J мкм (рисунок 2.8 «ЇМ) Плотность дислокаций з иесдедогаїшьгх образа ак составляет (2,! ± 0,2) О следах miuctmtcmu деформации в металле можно судити К&Е( НО размытым границам зерен (рисунок 2Аа, б, в, г), так и: по состоянию ЇЩНИЦ на которых образуются и выгибаются петли дислокаций (рисунок 2,9.6). На дислокациях видны также карбиды, явкжющжш стопорами ори движении дислокаций в процессе пластической деформашш. В образцах иеолсдовшшпз металла труб после 18 летней эштуйгщий обнаружено образование ячеистой структуры (ртупок 2Ад)? которая возникает при лефоршцш металла более 8-10 %. Ячейки дишетром 0,25-0,3 мкм предмамшот собой свободные от дислокаций участки, границы жтеек это сложное переплетение стеиок дислокаций, возникающих при пластических сдвигах, что выражается в увеличении ишршты границ зерен (рисунок 2.S % д, е).
Исследование изменения механических свойств при статическом нагружении
Повышение предела прочности стали составило от 10 до 20 %, предела текучести - более 44 % при изменении степени деформации от 5 до 15 % соответственно.
Значения коэффициентов упрочнения по временному сопротивлению разрушению (Kyi) и пределу текучести (К 2) изменяются в пределах от 1,12 до 1,19 и от 1,44 до 1,62 соответственно (табл. 3,1). При этом с увеличением степени деформации при деформационном старении их значения увеличиваются.
Для обоих исходных состояний стали наблюдается значительное уменьшение относителыюго удлинения, В частности, значения 55 снизились на 45-65 % соответственно при степени деформации 10 и 15 %. При этом значения относительного сужения (у) уменьшились не более, чем на 10 %. Такое соотношение в изменении значений относительного удлинения и сужения свидетельствуют об охрупчнвании металла [120].
При этом, в зависимости от степени предварительной деформации изменяются значения коэффициента деструкции (Д) и добротности (ті) стали. У металла до деформационного старения они составляли 0,3 и 0,76 соответственно. После деформационного старения их значения изменились: Д до 1,3; т) до 0,43. Это свидетельствует о повышении склонности металла к повреждаемости при деформационном старении.
Оценка коэффициента деформационного старения по изменению коэффициента добротности материала (формула 3.12) показала, что при степени деформации до 5 % признаков деформационного старения по анализу добротности материала не выявлено. Однако с увеличением степени деформации его значения увеличиваются от 22 % (деформация 10 %) до 43 % (деформация 15 %). \ш - добротность стали (в состоянии после контролируемой прокатки); т[% - добротность стали при различных степенях деформации.
Таким образом, деформационное старение низколегированных трубных сталей в условиях действия статических нагрузок проявляется не только в увеличении прочностных и снижении пластических характеристик, но и в повышении склонности металла к повреждаемости. Полученные данные были подтверждены оценкой фактического состояния стали данного класса после длительной эксплуатации,
Были проведены испытания на одноосное растяжение образцов, вырезанных из магистрального газопровода (сталь 17Г1С), эксплуатировавшегося в течение 30 лет.
Химический состав стали приведен в таблице 1А В таблице 3.3 приведены основные и дополнительные механические характеристики стали 17Г1С после 30 лет эксплуатации
На рисунке 3.5 представлен пример поэтапного перестроения диафамм деформирования образцов с целью получения дополнительных механических характеристик стали.
Предел текучести и временное сопротивление разрушению второй (спиральношовной) трубы (ст0 2 - 456 МПа, oQ = 700 МПа соответственно) выше соответствующих показателей материала первой (прямошовной) трубы (a0j2 = 398 МПа, овист = 655 МПа) в среднем на 50 МПа. При этом относительное удлинение практически одинаково {30 % в первой трубе и 28 % во второй трубе).
Несмотря на то, что напряжение деструкции спиральношовной трубы выше соответствующего показателя прямошовной трубы всего на 50 МПа, параметры степени деструкции этих материалов различаются существенно. Коэффициент деструкции Д металла прямошовной трубы на 20 % выше, чем у металла спиральношовной трубы. Коэффициент добротности х\ равен 0,24, что на 15 % выше, чем у металла прямошовной трубы. Поскольку металл прямошовной трубы показал более высокие значения степени деструкции после длительной эксплуатации, проведем сравнительный анализ его свойств. Как видно из представленных данных , полученные механические характеристики стали (с = 398 МПа, ов = 655 МПа, общ = 30%) достаточно высокие для класса низколегированных кремниево-марганцовистых сталей. Однако, в течение эксплуатационного периода в материале происходили процессы, связанные с накоплением мшфоповрежденностей. Влияние этих процессов отражают значення кшффщіїейтов деструкцій Л ш. добротности ц, которые отличаются от соответствующих показателей, полученных ранее при испытаниях стали дашюй группы до эксплуатации. Так, дт стали 17ГС коэффициент деструкции деструкции Д составляет 0,3, добротности т -0,76.
Оценка влияния деформационного старения на химическую неоднородность ферритной фазы
Одной из причин деформационного старения является повышение концентрации углерода и азота в ферритной фазе структуры.
Качественное различие в выделениях сегрегации углерода и азота в ферритной составляющей структуры металла до и после деформационного старения выявлено с использование метода рентгеноспектрального анализа. Рентген оспектральный анализ проводился на рентгеновском микроанализаторе «САМЕВАХ SX 50», при ускоряющем напряжении 20 КВт, По представленным данным (рисунки 4.11 и .4.12) прослеживается влияние структурно фазового состава па распределение сегрегации углерода и азота в ферритной фазе в результате деформационного старения.
До деформационного старения концентрация сегрегации углерода в ферритной фазе для всех исследованных структурных состояний металла (рисунок 4Л1) отличается незначительно. В результате деформационного старения количество и плотность сегрегации углерода в ферритной фазе увеличивается. При этом в ферритно-перлитной структуре концентрация сегрегации углерода в феррите увеличивается примерно в 2 раза (рисунок 4.11 а-г). В стали с преимущественно бейнитной структурой в 1,3 раза, и стали с бенитно-мартенситной структурой в 4,2 раза, При этом концентрация сегрегации углерода в преимущественно бейнитной структуре после деформационного старения (рисунок 4Л1.е) близка к соответствующему показателю основного металла до деформационного старения (рисунок 4.11.а).
Преимущественно бейнитная структура так же характеризуется более однородным распределением сегрегации углерода. Это косвенно подтверждается изменением значений микротвердости Нц (таблица 4.1).
Выделение в ферритной фазе сегрегации азота имеет аналогичный характер (рисунок 4.12).
Таким образом, показано, что минимальная концентрация и максимально однородное распределение сегрегации углерода и азота в ферритной фазе характерно для сталей с преимущественно бейнитной структурой.
Методом рентгенографического анализа [121] были оценены микродеформации решетки образцов металла с различным структурным составом до и после деформационного старения.
Анализ тонкой кристаллической структуры проводили методом аппроксимации [121] в рамках модели мозаичного кристалл, в соответствии с которой кристалл (зерно) разбито на блоки (области когерентного рассеяния) средним размером D, каждый из которых упруго однородно деформирован так, что средняя по кристаллу величина микродеформации равна е.
Блоки в интервале размеров от 0,005 до 0,2 мкм вызывают уширснис рентгеновских линий р = X sec и /D (X, - длины волны излучения), а микродеформации решетки, источником которых могут быть поля смещений дефектов кристаллического строения или химическая неоднородность состава фазы, вызывающая неоднородность периода решетки.
Для изучения тонкой кристаллической структуры обычно измеряют физическое уширение р, по крайней мере, двух линий. Если их отношение совпадает (с учетом погрешности измерения) с отношением тангенсов углов и максимумов линий, то уширение вызвано микродеформациями, если это отношение равно отношению секансов этих углов, то - малостью блоков. В случае если отношение уширсний лежит между отношением тангенсов и секансов, оба параметра субструктуры являются актуальными, и их разделение проводят также методом аппроксимации [121]. Обычно в качестве пары линий выбирают отражения разных порядков от одной совокупности плоскостей, например для феррита 110-220, Однако, в случае ОЦК-фаз возможно использование и пары 110-211 [121]. В этом случае величина микродеформаций та же. Профили (зависимость интенсивности линии от угла дифракции и) рентгеновских линий 110, 211 и 220 феррита снимали в режиме шагового сканирования на автоматизированном рентгеновском дифрактометре ДРОН-4, используя СоКа -излучение, монохроматизированное отражением от пирофафита на диафрагированном пучке. Шаг сканирования и время регистрации в точке выбирали так, чтобы относительная погрешность определения интегрального физического уширения р, обусловленная статическими ошибками счета, не превышала 0,05 [122].
В таблице 4.2. приведены результаты определения параметров субструктуры исследованных образцов. По сравнению отношения физических уширсний Рнкг/ Рмо с отношением тангенсов и секансов углов для соответствующих линий, определено, что на уширение в рассматриваемом случае сказываются только микродеформации решетки, т.к. отношения уширения равны или даже превышают отношение тангенсов.
Это означает, что основной причиной уширения являются микродеформации решетки, а их источником в исследуемых образцах -дефекты кристаллического строения, к которым относятся дислокации, их скопления и наличие возможной химической неоднородности феррита [123].
Анализ данных табл.4,2, показывает, что деформация основного металла до 10 % приводит к росту плотности дислокаций и, как следствие, к увеличению величины микродеформации решетки. В частности, в рассматриваемом случае р2ц и р]0 увеличиваются примерно на 20-30 % соответственно по сравнению с недеформируемым образцом. Величина плотности дислокаций в этом случае составляет 2,34 10" см"2 против 1,39-109 см"2 в недеформируемом образце. Последующая выдержка при 250 С приводит к значительному уменьшению величин р и величин микродеформации решетки. Эти значения практически совпадают с теми, которые наблюдались в недеформированном состоянии.
