Содержание к диссертации
Введение
1 Состояние вопроса 12
1.1 Требования к технологии изготовления и свойствам труб большого диаметра 12
1.2 Требования к листовому прокату для производства труб большого диаметра для подводных магистральных трубопроводов 19
1.2.1 Требования к механическим свойствам основного металла, применяемого для изготовления труб большого диаметра 19
1.2.2 Особенности технологии производства стали для изготовления труб большого диаметра 20
1.3 Влияние химического состава трубной стали на свойства и микроструктуру 25
1.3.1 Влияние содержания углерода 25
1.3.2 Влияние микролегирующих элементов 27
1.3.3 Влияние азота 32
1.4 Фазовый состав металла околошовной зоны при сварке микролегированных сталей 34
1.5 Роль структурных факторов в повышении ударной вязкости металла околошовной зоны сварного соединения 36
1.6 Формирование свойств металла шва 38
1.7 Перспективы повышения свойств сталей и сварных соединений газопроводных труб 41 Выводы по главе 1 45
2 Материал и методики исследования 47
2.1 Материал исследования 47
2.2 Сварочные материалы 48
2.3 Сварка трубной заготовки 50
2.4 Оценка механических свойств листовой стали и основного металла труб 52
2.5. Оценка качества сварного соединения 52
2.5.1 Образцы для проведения механических испытаний и исследований структуры сварного соединения труб 53
2.6 Проведение экспериментов по повышению характеристик качества сварного соединения труб 56
2.7 Металлографические исследования 56
2.8 Электронная микроскопия 58
2.9 Характеристика свариваемости. Методы оценки 58 Выводы по главе 2 64
3 Оптимизация химического состава стали с точки зрения свариваемости для производства толстостенных труб большого диаметра 66
3.1 Свариваемость трубных сталей 67
3.2 Фазовые превращения, структура и свойства ОШЗ стали типа 07Г2Б 85
Выводы по главе 3 91
4 Разработка технологических мероприятий, обеспечивающих получение требуемых свойств металла сварного соединения (шов и линия сплавления) 93
4.1 Легирование сварного шва 99
4.2 Работа удара металла сварного шва труб размером 1153x30,9-34,6 мм в зависимости от марки сварочной проволоки и типа флюса 100
4.3 Работа удара металла сварного соединения по линии сплавления в зависимости от марки сварочной проволоки и типа флюса 100
4.4 Исследования свойств металла сварного соединения, полученного по оптимизированной технологии (II Этап) 103
4.4.1 Работа удара (KV ) сварного соединения 103
4.4.2 Сопротивление хрупкому разрушению металла сварного соединения 105
4.4.3 Микроструктура сварного соединения труб Х70 из стали 07Г2Б размером 1153x34,6 мм 110
4.5 Технологические возможности повышения скорости охлаждения ОШЗ 114
Выводы по главе 4 117
5 Исследование влияния дисперсных частиц оксида титана на повышение ударной вязкости околошовной зоны сварки 119
Выводы по главе 5 129
6 Результаты освоения технологии сварки толстостенных труб для проекта «Nord Stream» 130
Выводы по главе 6 144
Общие выводы 145
Список использованной литературы 150
Приложение 159
- Требования к листовому прокату для производства труб большого диаметра для подводных магистральных трубопроводов
- Роль структурных факторов в повышении ударной вязкости металла околошовной зоны сварного соединения
- Оценка механических свойств листовой стали и основного металла труб
- Фазовые превращения, структура и свойства ОШЗ стали типа 07Г2Б
Введение к работе
Актуальность темы. Интенсивное развитие газовой и нефтяной промышленности приводит к росту требований к качеству газонефтепроводных труб, в особенности, толстостенных труб большого диаметра для подводных трубопроводов. Растущие масштабы потребления газа, как в России, так и за рубежом диктуют увеличение рабочего давления транспортируемого газа. В связи с этим возникает необходимость в производстве толстостенных труб большого диаметра, рассчитанных на давление более 10 МПа с повышенными свойствами как основного металла, так и сварного соединения. Специфика подводных газопроводных систем обусловлена: наружным гидростатическим давлением столба морской воды; высоким рабочим давлением (толстыми стенками), что связано с обеспечением достаточного давления газа на выходе из газопровода при отсутствии промежуточных компрессорных станций; агрессивностью морской среды, приводящей к необходимости учета внешней и внутренней коррозионной опасности. В настоящее время идет строительство Северо-Европейского газопровода («Nord Stream»), который обеспечит экспорт российского газа в Европу, в дальнейшем планируется реализация других проектов подводных трубопроводов. Для труб подводных трубопроводов с высоким уровнем требований и толщиной стенки более 30 мм необходимо разработать промышленную технологию сварки (осуществить выбор видов и режимов сварки, а также сварочных материалов), обеспечивающую требуемый высокий комплекс свойств сварных соединений. Для большинства высокопрочных низколегированных сталей наиболее низкий уровень ударной вязкости отмечается в околошовной зоне (ОШЗ) вблизи линии сплавления. Микроструктура ОШЗ в значительной мере определяется временем (скоростью) охлаждения аустенита в интервале температур фазовых превращений. В зависимости от химического состава стали и условий охлаждения микроструктура ОШЗ может изменяться от мартенсита до феррито-перлитной смеси. Высокая погонная энергия, необходимая для сварки толстостенных труб, приводит к перегреву металла ОШЗ и ухудшает его структуру, снижает механические свойства. Выполненная диссертационная работа актуальна в связи с необходимостью создания впервые в отечественной практике промышленной технологии сварки толстостенных газопроводных труб для подводных трубопроводов на основе исследования свариваемости и обеспечения оптимальной структуры с требуемым высоким уровнем свойств в металле сварного соединения.
Целью диссертационной работы является установление влияния технологических факторов на формирование структуры и свойств сварного соединения толстостенных (30 мм и более) труб класса прочности Х70 (SAWL 485 I FD), достижение принципиально нового уровня свойств металла, в том числе ударной вязкости сварного соединения (KCV-30) и освоение массового производства таких труб.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
-
Исследование свариваемости стали с оценкой влияния состава на структуру и свойства металла околошовной зоны и определение направлений оптимизации структуры ОШЗ.
-
Разработка оптимального состава стали для производства толстостенных труб класса прочности Х70 с повышенными требованиями к свойствам сварного соединения.
-
Определение факторов, влияющих на ударную вязкость и сопротивление хрупкому разрушению металла сварного соединения (шов и линия сплавления).
-
Установление характера влияния состава сварочных материалов и технологических параметров сварки на структуру и свойства сварного соединения толстостенных труб.
-
Усовершенствование технологии сварки труб 115330,9-34,6 мм и изыскание перспективных способов воздействия на структуру и свойства металла ОШЗ при сварке толстостенных труб с целью дальнейшего улучшения ударной вязкости и сопротивления хрупкому разрушению.
-
Освоение массового производства труб 115330,9-34,6 мм класса прочности Х70 (SAWL 485 I FD) для проекта «Nord Stream» и исследование качества труб.
Научная новизна
1. Установлено, что оптимальной структурой, обеспечивающей высокий уровень ударной вязкости металла околошовной зоны при сварке толстостенных труб является гомогенная бейнитная структура, для чего необходимо обеспечить превращение аустенита по промежуточной кинетике в максимально широком интервале скоростей охлаждения после сварки.
Показано, что снижение содержания углерода ниже 0,08% существенно повышает максимальную (пиковую) величину ударной вязкости металла ОШЗ, однако слабо влияет на вязкость при низких (менее 10 оС/с) скоростях охлаждения, поскольку не устраняет резкого снижения этой характеристики при уменьшении скорости охлаждения после сварки.
Установлено, что ударная вязкость металла ОШЗ с бейнитной структурой существенно зависит от типа и морфологии бейнита и возрастает при формировании бейнита пластинчатой морфологии (взамен зернистой); морфология бейнита зависит от системы легирования и скорости охлаждения.
2. Экспериментально установлено, что для сдерживания роста зерна в ОШЗ при сварочном нагреве более эффективно формирование в стали дисперсных частиц на базе оксида титана в сравнении с подходом, базирующемся на использовании частиц нитрида титана.
3. Разработана оптимальная по содержанию углерода, легирующих и микролегирующих элементов экономная система легирования стали типа 07Г2Б для толстостенных труб класса прочности Х70, обеспечивающая требуемый уровень ударной вязкости в металле ОШЗ; с целью управления фазовыми превращениями в ОШЗ сталь оптимально легирована элементами, повышающими устойчивость аустенита (Ni, Mn, Mo, Cu) и микролегирована ниобием и титаном, при этом минимизировано содержание Si как ферритообразующего элемента.
4. Определены оптимальная структура и химический состав металла сварного шва, обеспечивающие требуемое сочетание прочности и ударной вязкости, и способы получения такой структуры. Установлено, что критерием получения в сварном соединении стабильно высокого уровня ударной вязкости является получение однородной структуры бейнита, что в условиях сварки толстостенных труб реализуется легированием металла шва никелем и молибденом в комбинации с титаном и бором.
Практическая ценность и реализация работы в промышленности
1. Оптимизирован химический состав стали типа 07Г2Б для толстостенных труб, который позволяет получать по технологии термомеханической прокатки листовой прокат, удовлетворяющий всем требованиям стандарта DNV-OS-F101 и дополнительным требованиям «Спецификации для магистральных труб» для проекта НОРД СТРИМ (Nord Stream Project) №1-EN-PIE-SPE-000-00000001» и обладает хорошей свариваемостью.
2. Установлена и обоснована взаимосвязь выбранных сварочных материалов и технологических параметров сварки со структурой и свойствами сварного соединения, что позволило разработать технологию производства труб размером 115330,9-34,6 мм, обеспечивающую требуемый комплекс свойств основного металла и сварного соединения и, в первую очередь, ударную вязкость по линии сплавления сварного шва.
3. Разработана «Спецификация процесса производства труб 115330,9-34,6 мм для массового производства № 1-PM-PIL-SPE-111-00000061-C». В условиях ОАО «Выксунский металлургический завод» освоена технология сварки труб Х70 (SAWL 485 I FD) размером 115330,9-34,6 мм для проекта «Nord Stream»; изготовлено и поставлено потребителю более 220 тыс. тонн труб.
Основные научные положения, выносимые на защиту
1. Установленные закономерности формирования структуры и свойств металла ОШЗ исследованных трубных сталей в зависимости от химического состава и скорости охлаждения, а также взаимосвязи «состав-структура», «структура-свойства» и «технология-структура».
2. Разработанная композиция химического состава стали, обеспечивающая требуемый уровень ударной вязкости в ОШЗ.
3. Установленный механизм влияния химического состава сварочных материалов при многодуговой сварке труб на механические свойства сварного шва и ОШЗ.
4. Установленные технологические способы оптимизации формы шва и структуры ОШЗ (тепловложение, разделка кромок, диаметр сварочной проволоки, охлаждение трубной заготовки и др.).
5. Установленное влияние оксидных частиц на торможение роста зерна аустенита и вязкость металла ОШЗ.
6. Разработанные технические решения, которые положены в основу внедренной технологии сварки труб.
7. Результаты освоения производства и исследования характеристик качества промышленной партии труб Х70 115330,9-34,6 мм.
Апробация работы: Основные положения и результаты работы докладывались и обсуждались на региональных и международных научно-практических конференциях, в том числе: Международном семинаре «Современные стали для газопроводных труб, проблемы и перспективы», Москва, 2006 г.; Международной конференции «Трубопроводный транспорт-2007», Москва, 2007 г.; 4-й международной конференции «Освоение шельфа», Москва, 2007 г.; International Pipeline Conference, 2008, Calgary, Canada; Межрегиональной научно-практической конференции, посвященной 100-летию профессора А.А. Рыжикова, Н. Новгород, 2009 г.; II-й Международной конференции «Современные требования и металлургические аспекты повышения коррозионной стойкости и других служебных свойств углеродистых и низколегированнных сталей, Москва, 2010 г.
Публикации: По теме диссертационной работы опубликовано 7 печатных работ, в том числе 5 - в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 6 глав, основных выводов, списка литературы из 118 наименований. Работа изложена на 150 страницах машинописного текста, содержит 74 рисунка и 18 таблиц.
Требования к листовому прокату для производства труб большого диаметра для подводных магистральных трубопроводов
По данным [9] анализ развития производства трубных сталей показал, что требования к ним в период 60-х годов обеспечивались на горячекатаных сталях с временным сопротивлением aD до 480 Н/мм . Свойства околошовной зоны сварного соединения по показателю ударной вязкости не регламентировались (рисунок 1.1).
70-е годы характеризовались интенсификацией строительства трубопроводов в районах севера. Возникла необходимость организации производства сварных труб большого диаметра на давление 5,5 МПа из нормализуемых сталей, которые способны обеспечить временное сопротивление ав основного металла на уровне 560 МПа и ударную вязкость KCU"40 (при -40С) более 0,3 МДж/м2. В конце этих годов освоено производство полосовых сталей, получаемых способом контролируемой прокатки, обладающих ударной вязкостью KCV (при -15 С) более 0,8 МДж/м , а также производство термически упрочняемых спиральношовных труб с величиной ав 600 и 700 Н/мм , применяемых для трубопроводов с давлением газа до 7,5 МПа.
В 80-е годы возникли требования к сталям для электросварных труб на давление до 10 МПа с ударной вязкостью KCV при -15С более 1,2 МДж/м2 , по уровню ов - свыше 600 Н/мм2(рисунок 1.1) [9].
Решающее значение для реализации принципов упрочнения и повышения сопротивления стали хрупкому разрушению имеет технология ее производства. В последнее время большое внимание уделяют регулированию микроструктуры стали за счет управления кинетикой фазовых превращений на этапе охлаждения после чистовой прокатки.
Большая скорость охлаждения (18 С/с) полосы после регламентированной прокатки позволяет получать в ее микроструктуре наряду с мелкодисперсным ферритом и бейнит, благодаря чему в конечном итоге обеспечивается требуемые механические свойства стали для изготовления труб [11]. При этом высокие скорости охлаждения (18 С/с) делают возможным производство горячекатаной полосы из сталей с пониженным значением углеродного эквивалента (менее 0,36). Улучшение гомогенности металла и отсутствие полосчатости отмечено в полосе после охлаждения ее до 400С со скоростью около 18 С/с [12]. Технологические варианты изготовления полосы, предусматривающие ее ускоренное охлаждение при горячей прокатке, показали значительное уменьшение разброса свойств по длине раската - по временному сопротивлению его отклонения не превышали 40 Н/мм (при обычной технологии - 90 Н/мм2) [13].
Технологические параметры отечественного производства листов из трубных сталей контролируемой прокаткой соответствуют лучшим мировым показателям в области серийных технологических циклов. Температуры составляют: нагрева исходных слябов 1150С, черновой прокатки - 1100-950С, чистовой прокатки 830-800С, суммарная степень обжатия на чистовой стадии 65-70 % [14].
Применение прокатки по контролируемым режимам [15-18] дает возможность получить мелкую структуру металла (10 номер зерна) и обеспечить его высокие прочностные и вязкие свойства, волокнистый излом образцов DWTT при хорошей свариваемости. Рассматривая контролируемую прокатку как основной процесс производства листов из сталей для газопроводных труб, следует отметить положительный опыт ее применения к С-Мп сталям типа 13ГС, обладающим улучшенной свариваемостью в полевых условиях при строительстве газопроводов [19].
Дальнейшее развитие и совершенствование отечественной технологии производства высококачественных трубных сталей предусматривают расширение применения методов внепечной обработки при их выплавке, улучшение защиты сталеразливочного ковша от атмосферы воздуха, оптимизацию вторичного охлаждения и применение «мягкого обжатия» при непрерывном литье слябов [20].
Значительный вклад в повышение сопротивления труб разрушению обеспечивает снижение в стали содержания серы и фосфора [21]. Достижение низких и сверхнизких количеств серы (0,005 или менее 0,002 %) обеспечивается десульфурацией жидкой стали в ковше с помощью калъцийсодержащих реагентов. Передельный чугун не должен содержать более 0,02 % серы.
На отечественных трубных заводах накоплен большой опыт производства труб с толщиной стенки до 21,6 мм с рабочим давлением до 7,5 МПа [22, 23].
Большие расчетные мощности современных предприятий, изготовляющих стальные трубы, предопределяют необходимость применения сварочных процессов с высокой производительностью. Выполнение рабочих швов автоматической сваркой многодуговыми плавящимися электродами производится с тепловложениями 32-45 кДж/см. Скорость охлаждения металла ОШЗ в интервале 800-700С составляет 3-10 С/с. Возможности регулирования тепловложения изменением электротоковых параметров процесса сварки имеют ограничения в основном из-за уменьшения погонных энергий.
Перспективными являются процессы сварки с применением четырех электродов, позволяющие значительно увеличить ее производительность путем повышения скорости сварки без использования специальных сварочных материалов и существенного изменения суммарной погонной энергии [24, 25]. Хладостойкость металла ОШЗ обеспечивается на достаточно высоком уровне.
Роль структурных факторов в повышении ударной вязкости металла околошовной зоны сварного соединения
Максимальный уровень хладостойкости металла ОШЗ микролегированных трубных низкоуглеродистых сталей обеспечивается скоростями охлаждения после сварки в пределах от 20 до 60 С/с (рисунок 1.4) [76]. Поэтому важным средством формирования структуры и конечных свойств ОШЗ, является оптимизация погонной энергии сварки. Смещение переходных температур в область отрицательных определяется типом, размером и разориентировкой структурных составляющих, образующихся в процессе превращения аустенита. Значительное измельчение микроструктуры отмечено при превышении скоростей охлаждения, препятствующих диффузионным превращениям (феррит + перлит), а также зернистого бейнита, где размеры структурных составляющих более 100 мкм и весьма низкая энергоемкость разрушения.
Реечный бейнит с пакетами толщиной около 25 мкм обеспечивает максимальные свойства вязкости металла ОШЗ. Высокая степень разориентировки пакетов в бейните обусловливает наиболее частую смену направлений движения трещины, следствием чего является повышение ударной вязкости стали с одновременным достижением низкой температуры перехода ее в хрупкое состояние. Для низкоуглеродистых сталей, подвергаемых контролируемой прокатке, эффективным с точки зрения обеспечения хорошей свариваемости является комплексное микролегирование их ниобием, ванадием и молибденом в присутствии 0,03 % титана или 0,003 % бора. Для трубных сталей, используемых для сварки с повышенными тепловложениями, титан и бор являются необходимыми (рисунок 1.5) [76].
Благоприятное влияние на ударную вязкость металла ОШЗ оказывает совершенствование способов выплавки стали: ее вакуумирование, глубокое раскисление и десульфурация, поскольку сегрегации и неметаллические включения являются в ней активными инициаторами разрушения. В частности, сегрегации резко снижают величину 8С критического раскрытия трещины в зоне термического влияния [3].
Для различных систем микролегирования структурным признаком высокой ударной вязкости металла ОШЗ при отрицательных температурах является промежуточная кинетика превращения аустенита; наличие мартенситной или ферритной структурных составляющих служит показателем минимального уровня ударной вязкости [76].
Качество сварного соединения газопроводных труб в целом в значительной степени определяется свойствами ОШЗ и металла шва, ударная вязкость которых недостаточна. Основными причинами этого считают развитие ферритного превращения в стали и выделение охрупчивающих фаз ней в результате повышенных тепловложений при сварке. Нежелательные структурные превращения в стали можно устранить путем введения в нее микродобавок молибдена, никеля, алюминия [77]. Однако микролегирование является решающим, но не единственным фактором, формирующим свойства вязкости металла шва. Поскольку сильное ограничение тепловложений при сварке в производственных условиях имеет технические сложности, проблему обеспечения необходимой ударной вязкости можно решить выбором оптимальных комбинаций присадочных материалов — сварочных флюсов и сварочной проволоки. Эффективность микролегирования стали при этом оценивается с учетом влияния неметаллических включений и газов в ней.
В условиях многодуговой автоматической сварки труб количество кислорода, азота и водорода, а также неметаллических включений в сварном шве, их распределение и линейные размеры определяются основностью флюса. Характер влияния неметаллических включений на свойства металла шва оценивается неоднозначно, хотя многие считают, что они оказывают неблагоприятное воздействие на ударную вязкость, пластичность и характеристики усталости. Закономерность изменения концентрации силикатов на поверхности разрушения образцов подобна изменению температуры перехода, т.е. в основном их частицы влияют только на максимальный уровень энергии разрушения (на верхний горизонтальный участок сериальной кривой), в то время как ударная вязкость стали в хрупкой области обеспечивается ее структурой [77]. Считают, что глобулярные включения типа силикатов при достаточной степени дисперсности могут частично препятствовать распространению разрушений в вязкой области.
Присутствие кислорода и азота в металле шва нежелательно [78]. В сварных швах низкоуглеродистых трубных сталей отмечено образование окислов размерами 2-6 нм легирующих элементов, вызывающих охрупчивание. Отрицательное действие азота связывают в основном со старением полигонального феррита. С этой точки зрения наличие в металле шва элементов, образующих в широком температурном интервале стабильные нитриды или оксикарбонитриды нежелательно.
Так как кинетика фазовых превращений в металле шва после сварки мало изучена, характер влияния газов на процессы распада аустенита, охлаждаемого из жидкого состояния сварочной ванны, остается невыясненным.
В настоящее время газопроводные трубы большого диаметра сваривают проволокой марок Св-08ГМ и Св-08ГНМ в сочетании с флюсами АН-60, АН- 65, позволяющими обеспечивать ударную вязкость шва KCU 60 до 0,4 МДж/м (при погонных энергиях около 34-36 кДж/см). С целью повышения вязкости металла шва Институтом электросварки им. Е.О. Патона проведены комплексные работы по изысканию и внедрению флюсов повышенной основности (типа АН-67) и сварочной проволоки из титансодержащих сталей (типа марки Св-08ГНМ1Т). Анализ зарубежной практики производства газопроводных труб показал, что повышение ударной вязкости металла шва достигается также применением высокоосновных флюсов и сварочной проволоки из титансодержащих сталей. Отмечено экстремальное влияние титана на ударную вязкость металла шва, причем чем меньше в нем азота, тем при меньшем количестве титана обеспечивается максимум свойств вязкости. Чтобы обеспечить 0,03 % титана в шве, в сварочной проволоке его должно быть около 0,2 %. Содержание азота в металле шва определяется его наличием в основном металле и сварочной проволоке, микролегирование шва титаном осуществляется в основном из проволоки, а микродобавки бора контролируются через флюс [28].
Оценка механических свойств листовой стали и основного металла труб
Для магистральных нефтегазопроводов основными характеристиками трещиностойкости являются: ударная вязкость, температура перехода из вязкого состояния в хрупкое, доля вязкой составляющей в изломе и др. Необходимые характеристики определяют на различного вида образцах. Наиболее распространенными являются образцы ударные тип I и IV, DWTT и другие [107].
В качестве основного критерия оценки качественного сварного соединения было выбрано испытание поперечных образцов на ударный изгиб - (Шарпи) при различных температурах испытания (сопротивление хрупкому разрушению). Данный критерий связан со многими другими применяемыми критериями оценки качества сварного соединения, такими как растяжение сварного соединения, загиб с оправкой, испытание на раскрытие в вершине трещины CTOD, испытание цилиндрического продольного образца на растяжение, определение твердости.
Испытания по определению ударного изгиба проводили согласно ISO 148. Испытательный образец для испытаний по Шарпи: согласно ISO 148 — поперечный с острым надрезом.
Для исследований механических свойств основного металла, сварного соединения и околошовной зоны (ОШЗ) труб были выбраны образцы размером 55 х 10x10 мм с острым надрезом для испытания на ударный изгиб (KV). Для построения сериальных кривых перехода от вязкого разрушения к хрупкому проводили испытания на ударную вязкость при различных температурах: 20, 0,-10, -20, -30, -40, -60, -80С. Форма и размеры образца на ударный изгиб приведены на рисунке 2.1.
Место отбора образцов для испытаний механических свойств основного металла - наружная поверхность трубы на расстоянии около 2 мм от поверхности (требования стандарта DNV-OS-F101).
Место отбора образцов для испытаний металла сварного соединения: внутренний шов на расстоянии около 2 мм от поверхности трубы, наружный шов на расстоянии около 2 мм от поверхности трубы и корень шва (пересечение внутреннего и наружного швов).
Расположение надреза на образцах для испытаний центра шва сварного соединения показано на рисунке 2.2, на образцах для испытаний линии сплавления - на рисунке 2.3, линии сплавления +2 мм — на рисунке 2.4, линии сплавления +5 мм - на рисунке 2.5 (требования стандарта DNV-OS- FlOl). Надрез по линии сплавления должен включать 50% ЗВТ и 50% металла шва. Для металлографических исследований сварного соединения и ОШЗ были выбраны образцы 80x20x5 (где 6 - толщина стенки исследуемой трубы).
Требования по размерам образцов для проведения металлографических испытаний регламентируются стандартом DNV-OS-F101.
Качество сварного соединения труб определяется структурой и свойствами металла шва и околошовной зоны. Перед запуском в производство из листового проката отбирались пробы для изготовления образцов для испытаний на ударный изгиб по Шарпи (ISO 148) и испытаний на растяжение в продольном и поперечном направлении листа (ГОСТ 6996).
При получении положительных результатов испытаний механических свойств листовой стали, листы подвергались формовке, сварке и калибровке. Схемы двух серий экспериментов приведены в таблицах 2.9 и 2.10. Макро- и микроструктуру выявляли после травления образца в 10%-ном водном растворе надсернокислого аммония с применением микроскопа Axiomet с увеличением от 25 до 2500 с последующим фотографированием цифровым фотоаппаратом.
Электронно-микроскопическое исследование осуществляли методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии. Просвечивающую электронную микроскопию (ПЭМ) проводили на микроскопе JEM200CX при ускоряющем напряжении 120 кВ (ток пучка —100 мкА, без учёта тока утечки 30 мкА). Образцы для ПЭМ изготовляли при помощи механического утонения до толщин 40-50 мкм и последующей электролитической полировкой при напряжении 16-18 В в электролите, состоящем из фосфорной кислоты и хромового ангидрида в количестве 250 г на 1 л кислоты.
Сканирующую электронную микроскопию (СЭМ) выполняли на том же микроскопе (сканирующая приставка JSM-35). Рентгеновский спектроскопический микроанализ (РМА) проводили с использованием приставки LINK SYSTEMS 860 (SERIES 2), оснащённой энергодисперсионным детектором (0-20 кэВ). Локальность РМА на тонких участках образцов составляла ОД-0,15 мкм. Исследовали те же электролитически полированные образцы, что и при ПЭМ. Снимок 6 8 см делали на плёнку ФТ 30 при увеличении от хЮООО до х50000.
Фазовые превращения, структура и свойства ОШЗ стали типа 07Г2Б
Из полученных выше данных следует, что для того чтобы получить полностью бейнитную структуру в ОШЗ (рисунок 3.20) требуется дополнительное легирование стали, например Mn-Mo-Ni-Cu. Для серийного производства была предложена композиция легирования стали типа 07Г2Б с добавками Ni, Си, Mo, Nb, Ті (таблица 2.3).
Проведенный для стали 07Г2Б анализ кинетики фазовых превращений металла ОШЗ (температура максимального нагрева 1300С) показал (рисунки 3.21, 3.22, 3.23), что основным видом превращения является бейнитное. Бейнит присутствует в структуре начиная со скоростью охлаждения менее 270 С/с, и сохраняется вплоть до скорости 0,1 С/с. Чисто бейнитное превращение проходит в интервале скоростей охлаждения 4-90 С/с и имеет температуру начала превращения 600-65 0С, температуру конца превращения около 500-540С. Это свидетельствует о достаточно высокой структурной стабильности ОШЗ этой стали. Превращения, проходящие по диффузионной кинетике с образованием полигонального феррита, наблюдаются при скоростях охлаждения менее 4 С/с. Перлитные превращения в металле околошовной зоны в стали в исследуемом интервале скоростей охлаждения не наблюдаются (рисунок 3.22).
Мартенситная составляющая в структуре околошовной зоны, являющаяся ответственной за образование холодных трещин, появляется при скорости охлаждения после сварки более 90С/с, что выше скорости охлаждения ОШЗ при выполнении корневого шва при монтажной сварке с малыми тепловложениями, ручной дуговой сварки и автоматической сварки под флюсом. При этом температура начала мартенситного превращения достаточно высока и составляет 460С.
Изучение распределения твердости в околошовной зоне в зависимости от скорости охлаждения (рисунок 3.24) и, соответственно, структуры, показало, что в области феррито-бейнитных и бейнитных превращений твердость изменяется незначительно и при скорости охлаждения от 0,1 до 20 С/с составляет порядка 255HV. Рост твердости наблюдается в бейнитной области при изменении морфологии бейнита от зернистого к игольчатому, но наиболее резкий подъем твердости связан с появлением мартенсита в структуре. Принимая во внимание, что критерием образования холодных трещин является твердость превышающая 350 HV, для стали исследуемого состава, где твердость 350 HV достигается при скорости охлаждения более 120 С/с, можно гарантировать отсутствие холодных трещин при всех видах сварки, применяемых при производстве труб и монтаже трубопроводов, включая сварку корневого шва.
Изучение влияния скорости охлаждения после сварки на изменение ударной вязкости (рисунок 3.25) позволяет определить наилучшее структурное состояние металла околошовной зоны, обеспечивающее требуемый уровень свойств. Максимальный уровень ударной вязкости при всех температурах испытания соответствует структуре бейнита.
Ударная вязкость снижается от максимума как в сторону увеличения скоростей охлаждения металла ОШЗ, особенно резко при появлении мартенсита, так и в сторону уменьшения скоростей охлаждения при появлении ферритной составляющей в структуре. При скорости охлаждения около 1 С/с падение ударной вязкости связано с появлением феррита в виде оторочки по границам зерен бейнита. Снижение скорости охлаждения металла околошовной зоны до 0,1 С/с, которое сопровождается формированием равноосной феррито-бейнитной структуры с содержанием феррита около 60%, не приводит к повышению ударной вязкости.
Вследствие благоприятной морфологии продуктов превращения аустенита металл околошовной зоны при монтажной сварке (скорость охлаждения 30 С/с) и при сварке в среде защитных газов (скорость охлаждения 120 С/с) имеет запас ударной вязкости KCV выше требуемого уровня при всех температурах испытания. При испытании на режимах автоматической сварки под флюсом труб с толщиной стенки 36 мм, когда скорость охлаждения металла ОШЗ составляет порядка 5 С/с, уровень ударной вязкости снижается, но остается на достаточно высоком уровне (KCV"40 выше 100 Дж/см (рисунок 3.25).
Сталь 07Г2Б не склонна к образованию холодных трещин при сварке при скоростях охлаждения свыше 100-120 С/с, что позволяет при изготовлении сварных конструкций применение автоматической сварки под флюсом, ручной дуговой, сварки в среде защитных газов и выполнение корневых швов при монтажной сварке целлюлозными электродами.
