Содержание к диссертации
Введение
Литературный обзор
Особенности свариваемости перспективных строительства магистральных газопроводов Химический состав высокопрочных трубных сталей
Структурно-фазовый состав высокопрочных сталей Анализ расчетных методов оценки свариваемости высокопрочных сталей
Анализ применяемых технологий сварки продольных и кольцевых стыков магистральных газопроводов
Заключение по анализу литературного обзора
Цель и задачи работы
оценкА влияния легирующих элементов на значения эквивалента углерода, определенного с использованием различных
Оценка взаимосвязи эквивалента углерода с реакцией сталей класса прочности к65 – к70 на термический цикл сварки
Анализ сталей, принятых для исследования
Материал и методика исследования реакции высокопрочных сталей на термический цикл сварки
Результаты исследования влияния эквивалента углерода на реакцию сталей на термический цикл сварки
Глава 4. Экспериментальные исследования влияния эквивалента углерода на склонность к образованию холодных трещин при сварке сталей класса прочности К65 – К70
4.1. Материалы и методика исследования
4.2. Результаты исследования
4.3. Выводы по Главе 4
Глава 5. Методика определения критического значения эквивалента углерода для сталей класса прочности к65 – к70, обеспечивающего заданный уровень механических свойств в околошовном участке зоны термического влияния сварных соединений трубопроводов и отсутствие холодных трещин
5.1. Выводы по Главе 5
Общие выводы по работе
Литература
- Структурно-фазовый состав высокопрочных сталей Анализ расчетных методов оценки свариваемости высокопрочных сталей
- Анализ применяемых технологий сварки продольных и кольцевых стыков магистральных газопроводов
- Материал и методика исследования реакции высокопрочных сталей на термический цикл сварки
- Результаты исследования
Введение к работе
Актуальность проблемы. Успешная реализация современных инвестиционных проектов, таких как Бованенково-Ухта, Сила Сибири, Сила Сибири - 2, Сахалин-Хабаровск-Владивосток и других напрямую связана с использованием труб повышенной класса прочности. Это позволяет повысить давление в магистрали и одновременно снизить металлоемкость, сократить расходы на выполнение сварочно-монтажных работ и на строительство. В настоящее время все более широкое применение находят трубы больших диаметров и толщин класса прочности К60, К65, а в перспективе К70 и выше. Для их производства разработан современный класс сталей, характеризующихся низким содержанием углерода, кремний-марганцевой системой легирования, высокой степенью чистоты по сере и фосфору и микролегированием сильными карбидообразующими элементами: ниобием, ванадием, титаном. Важной характеристикой, определяющей влияние химического состава металла на его реакцию на термический цикл сварки, является эквивалент углерода (Сэкв). В зависимости от эквивалента углерода меняются требования к режимам сварки, при которых обеспечиваются требуемые структура и комплекс механических свойств сварных соединений.
Наиболее полно вопросы свариваемости традиционных низкоуглеродистых сталей с содержанием углерода свыше 0,12% изучены в работах отечественных и зарубежных исследователей, таких как Кузмак Е.М., Шоршоров М.Х., Макаров Э.Л., Гривняк И., Бессио К., Ито К. и других. В них также предложены зависимости для определения эквиваленты углерода, а рядом нормативных документов установлены его критические значения.
Применительно к малоуглеродистым микролегированным высокопрочным сталям для труб класса прочности К65 и К70 ранее установленные критические значения эквивалента углерода не позволяют достаточно достоверно оценить их реакцию на термический цикл сварки (например, с позиции образования холодных трещин).
Целью настоящей работы являлось расширение возможностей применения труб класса прочности К65 и К70 в магистральных газопроводах.
В процессе работы были решены следующие задачи:
-
Обоснование выбора зависимости для определения эквивалента углерода малоуглеродистых сталей для труб класса прочности К65 и К70 и определение значения коэффициентов эквивалентности для основных легирующих элементов.
-
Выполнение оценки взаимосвязи эквивалента углерода с реакцией сталей для труб класса прочности К65 и К70 на основе анализа особенностей распада аустенита в околошовном участке зоны термического влияния (ОШУ ЗТВ) в процессе сварки.
-
Исследование влияния эквивалента углерода на склонность металла труб класса прочности К65 и К70 на изменение твердости и ударной вязкости при сварке и ремонте кольцевых стыков трубопроводов.
-
Выполнение экспериментальных исследований влияния эквивалента углерода на склонность сталей для труб класса прочности К65 и К70 к образованию холодных трещин.
-
Разработка методики определения критического значения эквивалента углерода для высокопрочных малоуглеродистых сталей, обеспечивающего заданный уровень механических свойств в ОШУ ЗТВ сварных соединений трубопроводов класса прочности К65 и К70 и отсутствие холодных трещин.
Научная новизна:
-
Показана возможность расширения диапазона допустимых значений эквивалента углерода Сэкв (МИС) сталей для труб класса прочности К65 и К70 до 0,54% при высокой сопротивляемости сварных соединений образованию холодных трещин при сварке за счет перераспределения углерода между матрицей и карбидной фазой, вызывающего уменьшение степени тетрагональности решетки мартенсита и снижение уровня микронапряжений в нем.
-
Выявлена необходимость ограничения максимально допустимой скорости охлаждения (w8-5) не выше 40 С/с сталей для труб класса прочности К65 и К70 с эквивалентом углерода превышающим критическое значение, принятое для сталей более низких классов прочности, позволяющая обеспечить формирование комплекса нормативных характеристик металла ОШУ ЗТВ при способах сварки, используемых при строительстве и ремонте магистральных газопроводов.
-
Показана необходимость уточнения значений коэффициентов эквивалентности марганца, титана, ниобия и ванадия в зависимости для определения эквивалента углерода Сэкв (МИС) сталей для труб класса прочности К65 и К70 из-за изменения их вклада в прирост прочностных свойств малоуглеродистых микролегированных сильными карбидообразующими элементами трубных сталей с содержанием углерода менее 0,1%. Предложена зависимость определения эквивалента углерода Сэкв (Н) сталей для труб класса прочности К65 и К70 скорректированная относительно формулы Международного Института Сварки (МИС).
Практическая значимость
Результаты выполненной научно-исследовательской работы явились основанием для создания методики определения критического эквивалента углерода сталей для труб классов прочности К65 и К70 на основе анализа их склонности к образованию холодных трещин при сварке и разработке Р Газпром 2-2.3-992-2015.
Методология и методы исследования
В работе использовали методику моделирования различных сварочных процессов на установке токов высокой частоты Power Cube 90/180 с регистрацией термических циклов прибором Мемограф-М. Структурно-фазовые превращения в ОШУ ЗТВ изучались дилатометрическим методом с использованием закалочного дилатометра марки L78 RITA, исследования микроструктуры и её морфологии с применением оптических микроскопов Meiji IM 7200, Leica DMI 5000, сканирующих электронных микроскопов Phenom ProX, TESCAN Mira 3M и рентгеновского дифрактометра Rigaku Ultima IV. Полученные данные обобщались в структурные диаграммы ОШУ ЗТВ. Измерения значений твердости металла ОШУ ЗТВ выполняли на автоматическом твердомере DuraScan-50. Склонность к хрупкому разрушению ОШУ ЗТВ оценивалась по результатам испытания на ударный изгиб на инструментированном маятниковом копре INSTRON MPX-450 с криокамерой. Испытания образцов на сопротивляемость образованию холодных трещин при сварке проводились согласно методике ГОСТ 26388 на установке ЛТП-2-3.
Основные положения, выносимые на защиту:
-
Результаты исследования особенностей реакции на термический цикл сварки малоуглеродистых микролегированных сильными карбидообразующими элементами высокопрочных сталей с эквивалентом углерода от 0,35 % до 0,54 %.
-
Результаты исследования кинетики полиморфных превращений аустенита в металле околошовного участка зоны термического влияния сварных соединений в широком диапазоне скоростей охлаждения для различных способов сварки труб в интервале содержания углерода от 0,027% до 0,11%.
-
Результаты исследования влияния эквивалента углерода на склонность к образованию холодных трещин при сварке сталей для труб класса прочности К65 и К70.
-
Результаты оценки роли сильных карбидообразующих элементов в структурообразовании при сварке исследованных сталей.
-
Скорректированная зависимость по расчету значения эквивалента углерода сталей для труб классов прочности К65 и К70 и методика для определения его критического значения.
Достоверность результатов исследования
Достоверность результатов обеспечивается значительным объемом экспериментальных данных, полученных с использованием аттестованного испытательного оборудования, применением современной исследовательской техники, использованием апробированных методик проведения исследований и положительными результатами машинных испытаний.
Личный вклад автора
Автор лично выполнял лабораторные эксперименты, результаты которых изложены в диссертации. Проводил испытания механических свойств, исследование структурного состояния металла ЗТВ и оценки свариваемости, обрабатывал результаты экспериментов. Основные положения диссертационной работы изложены автором лично.
Апробация работы. Результаты работы докладывались:
-
VI Международная научно-техническая конференция и выставка «Газотранспортные системы: настоящее и будущее», 28–29 октября 2015, ООО «Газпром ВНИИГАЗ», п. Развилка.
-
VIII Отраслевое совещание «Состояние и основные направления развития сварочного производства ПАО «Газпром», 15–16 ноября 2016, ООО «Газпром ВНИИГАЗ», п. Развилка.
-
Международный конкурс научных научно-технических и инновационных разработок, направленных на развитие топливно-энергетической и добывающей отрасли, диплом лауреата первой премии, 2016, г. Москва.
Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 4 печатных работы, в том числе 3 - в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, основных выводов, списка литературы из 76 наименований, работа изложена на 135 страницах машинописного текста, содержит 57 рисунков и 24 таблицы.
Структурно-фазовый состав высокопрочных сталей Анализ расчетных методов оценки свариваемости высокопрочных сталей
Свариваемость является одной из важнейших характеристик сталей, применяемых в сварных конструкция. Согласно ГОСТ 2601 «Сварка металлов. Термины и определения основных понятий» принято следующее определение свариваемости: «Свариваемость – свойство металлов или сочетания металлов образовывать при установленной технологии сварки соединение, отвечающее требованиям, обусловленным конструкцией и эксплуатацией изделия» [45]. Согласно ГОСТ 29273–92 общее определение свариваемости материалов звучит следующим образом: «Металлический материал считается поддающимся сварке до установленной степени при данных процессах и для данной цели, когда сваркой достигается металлическая целостность при соответствующем технологическом процессе, когда свариваемые детали отвечали техническим требованиям, как в отношении их собственных качеств, так и в отношении их влияния на конструкцию, которую они образуют» [46].
В сварочной практике существует понятие физической и технологической свариваемости. Физическая свариваемость подразумевает возможность получения монолитных сварных соединений с химической связью. Такой свариваемостью обладают практически все технические сплавы и чистые металлы, а также ряд сочетаний металлов с неметаллами.
Технологическая свариваемость – это характеристика металла, определяющая его реакцию на воздействие сварки и способность образовывать сварное соединение с заданными эксплуатационными свойствами. Технологическая свариваемость является одной из важнейших характеристик сталей, применяемых в сварных конструкция. В этом случае свариваемость рассматривается как степень соответствия свойств сварных соединений одноименным свойствам основного металла или их нормативным значениям [7, 38].
Поскольку количество показателей, характеризующих свойства основного металла велико, то свариваемость является комплексной характеристикой, включающей следующие основные показатели: - реакция металла на термодеформационный цикл сварки, проявляющаяся в склонности к росту зерна, структурным и фазовым изменениям в металле шва и ЗТВ; - сопротивляемость образованию горячих трещин; - сопротивляемость образованию холодных трещин; - соответствие свойств сварного соединения заданным эксплуатационным требованиям по прочности, пластичности, выносливости, ползучести, жаростойкости, жаропрочности, коррозионной стойкости и т.п.
Объектом исследования данной работы является технологическая свариваемость стали, а именно характеристика материала, определяющая его реакцию на воздействие сварки и способность образовывать сварное соединение с заданными эксплуатационными свойствами. С учетом того, что целью работы является разработка рекомендаций по определению критического значения эквивалента углерода в зависимости от химического состава высокопрочной стали и режимов сварки, основное внимание было уделено оценке реакции металл труб класса прочности К65-К70 на тепловое воздействие различных сварочных процессов.
Данные различных литературных источников [31, 47, 48] показывают, что стали класса прочности К65 и К70 относятся к ограниченно свариваемым сталям, склонным к образованию холодных трещин.
Холодные трещины (ХТ) – локальные хрупкие межкристаллические разрушения материала сварного соединения, возникающие под действием собственных сварочных напряжений. К холодным трещинам относят трещины, возникающие после охлаждения сварного соединения и имеющие блестящий кристаллический излом, без следов высокотемпературного окисления [49]. Механизм образования холодных трещин включает в себя два основных процесса: низкотемпературную ползучесть и диффузионное перераспределение водорода. Низкотемпературная ползучесть реализуется путем микропластической деформации в приграничных зонах зерен, которая обусловлена наличием в структуре свежезакаленной стали незакрепленных, способных к скольжению краевых дислокаций при действии сравнительно невысоких напряжений.
Образование холодных трещин начинается с образования очага разрушения, чаще всего на границе бывших аустенитных зерен металла ОШУ ЗТВ. Разрушение не сопровождается значительной деформацией и относится к практически хрупкому [7, 49, 50].
При образовании ХТ определяющими являются три фактора: наличие закалочных структур; повышенный уровень растягивающих сварочных напряжений первого рода; повышенная концентрация диффузионного водорода в зоне очага зарождения трещины [51, 52].
Склонность к образованию холодных трещин при сварке может выявляться с применением сварочных технологических проб, методов специализированных механических испытаний сварных образцов («машинные» методы) и расчетных методик. Применение первых двух экспериментальных методов регламентируется ГОСТ 26388, определяющим виды, размеры образцов и испытательных приспособлений, режимы сварки [53].
Применение расчетных методов оценки склонности к возникновению холодных трещин основано на их взаимосвязи с закаливаемостью стали при сварке, которая возрастает с повышением степени легированности стали и насыщением металла шва и ЗТВ водородом [7, 49, 54].
Нашедшие широкое применение параметрические уравнения для определения эквивалента углерода получены на основании анализа структурного фактора и оценивают влияние легирующих элементов на устойчивость аустенита к распаду и положение области мартенситного превращения. Склонность сталей к образованию холодных трещин в значительной степени определяется наличием закалочных структур в металле околошовного участка зоны термического влияния (ОШУ ЗТВ) сварного соединения, а, следовательно, и повышением его твердости. Так как закаливаемость стали при сварке возрастает с повышением степени ее легированности, то склонность к образованию холодных трещин оценивается по значению эквивалента углерода, определить который можно по расчетной зависимости, связывающей химический состав стали с комплексом свойств, определяющих свариваемость через ряд коэффициентов эквивалентности углероду. Значения коэффициентов определяются вкладом конкретного легирующего элемента в уровень рассматриваемого показателя механических свойств, определяющих дальнейшую работоспособность сварного соединения. При этом, чем выше значение прочностных характеристик стали, тем больше закалочных структур в ее составе и тем выше, при прочих равных условиях, склонность к образованию холодных трещин при сварке.
Анализ применяемых технологий сварки продольных и кольцевых стыков магистральных газопроводов
Успешное применение высокопрочных труб класса прочности К65 – К70 для строительства трубопроводов в значительной степени определяется возможностями реализации технологических процессов их сварки, обеспечивающих требуемый уровень прочностных, пластических свойств и сопротивления хрупкому разрушению сварных соединений. Разработка таких процессов должна базироваться на современных металловедческих и технологических подходах по оценке свариваемости указанных групп сталей. Технологии сварки, применяемые в настоящее время для труб большого диаметра можно разбить на три группы: - сварка продольных стыков труб, выполняемая в заводских условиях с применением энергоемких высокопроизводительных сварочных технологий; - сварка неповоротных кольцевых стыков, выполняемая в монтажных условиях при сооружении трубопроводных систем с использованием мобильных технологий сварки; - сварочные процессы, применяемые при ремонте сварных соединений.
Диапазоны режимов и скорости сварки у этих групп значительно отличаются друг от друга как уровнем тепловложения в основной металл, так и скоростями охлаждения металл в процессе сварки. Однако, несмотря на наличие существенной разницы в параметрах и технологиях выполнения сварочных работ, подход к назначению рациональных режимов сварки, обеспечивающих требуемый уровень нормативных характеристик сварного соединения, должен базироваться на одних и тех же принципах. Основным критерием выбора параметров сварочного процесса во всех представленных вариантах сварки должно выступать условие обеспечения при сварке оптимального диапазона скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ.
Сварка продольных стыков труб большой толщины, вплоть до 40, на большинстве трубных заводов, таких как ОАО «Выксунский металлургический завод», ОАО «Челябинский трубопрокатный завод», ЗАО «Ижорский трубный завод», и других, выполняется методом многодуговой автоматической сварки под флюсом.
В зависимости от используемой технологии сварки количество дуг, обеспечивающих заполнение разделки кромок, может изменяться от двух до пяти, что обеспечивает с одной стороны высокую производительность процесса сварки, а с другой, не менее значительной, тепловложение в металл свариваемых кромок. При этом применяется следующая последовательность операций: сварка технологических швов, сварка внутренних рабочих швов, сварка наружных рабочих швов. Технологические швы свариваются в смеси углекислого газа и аргона, одной дугой. Сварка внутренних швов труб производится “на спуск” трех- или четырехдуговой сварочной головкой. Сварка наружных рабочих швов также производится "на спуск" четырех- или пятидуговой сварочной головкой. На Рис. 1.7 приведены эскизы сварного соединения, а в Таблице 1.8 режимы сварки труб с толщиной стенки 26,4 мм.
Расчет погонной энергии сварки показал, что при сварке внутренних швов с применением технологии автоматической многодуговой трех- или четырехдуговой сварки под слоем флюса общая погонная энергия составляет 4,3 кДж/мм, а при сварке наружных швов доходит 5,2 кДж/мм.
Согласно работе [31] скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ сварных соединений в интервале температур 800-500 С для представленных выше режимов сварки находятся в диапазоне значений от 5 до 15 0С/с (Рис. 1.8). 1
Изменение скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ внутреннего и наружного проходов в зависимости от погонной энергии сварки Технологии сварки, применяемые при изготовлении кольцевых стыков трубопроводов, включают: - ручную дуговую сварку для неповоротных стыков трубопроводов; - автоматическую и механизированную дуговую сварку в защитных газах для неповоротных стыков трубопроводов; - автоматическую дуговую сварку под флюсом поворотных стыков трубопроводов. Разделка кромок торцов труб для ручной дуговой сварки и для автоматической сварки в защитных газах неповоротных стыков трубопроводов в соответствии нормативным документами ПАО «Газпром», представлена на Рис. 1.9. 55 S 16 в 1,8±0,8 а ) б) Рис. 1.9. Разделка кромок торцов труб а) для ручной дуговой сварки с толщиной стенки свыше 15 мм, б) для двухсторонней автоматической сварки в защитных газах Выполнение работ по автоматической сварке в защитных газах неповоротных стыков трубопроводов проводится по схеме, представленной на Рис. 1.10.
Типовая схема организации работ при автоматической сварке в защитных газах кольцевых стыков трубопроводов: 1 - обработка кромки труб; 2 - сварка корневого шва и горячего прохода; 3 - сварка заполняющих слоев; 4 сварка облицовочного шва Обеспечение требуемого уровня механических свойств кольцевых сварных соединений, также, как и при формировании продольных швов, требует регулирования термического цикла сварки с целью обеспечения условий охлаждения в пределах рационального диапазона скоростей охлаждения, рекомендованных для труб заданного химического состава. При этом основной отличительной особенностью процесса сварки неповоротных кольцевых стыков является ограничение тепловложения в основной металл.
Для предотвращения негативных процессов формирования закалочных структур в условиях ограниченного тепловложения в технологическом процессе сварки неповоротных стыков предусматривают введение предварительного и сопутствующего подогрева, температура которого регламентируется в зависимости от эквивалента углерода основного металла и его толщины (Таблица 1.9).
Материал и методика исследования реакции высокопрочных сталей на термический цикл сварки
Наличие нескольких металлов разных групп в стали приводит к последовательному выделению карбидов на их основе. Устойчивость и последовательность появления карбидных фаз можно оценить по изменению свободной энергии их образования [18-21]. В первую очередь в области высоких температур образуются карбиды металлов 4 группы (Ti), обладающие минимальными значениями изменения свободной энергии. Затем происходит выделение карбидов 5 группы (Nb, V), также являющихся активными карбидообразователями. Металлы 6 группы менее активны (Cr, Mo). Их выделение происходит в областях температур близких к температурам перекристаллизации стали. В последнюю очередь выделяется цементит. Разная карбидообразующая способность металлов хорошо подтверждается при сопоставлении изменения свободной энергии образования карбидов (Рис. 2.9). Л
Зависимость изменения свободной энергии образования карбидов разного типа при 1000 0С от положения металла в периодической системе [23]
Применительно к системе легирования высокопрочных трубных сталей из аустенита в первую очередь будут выделяться карбиды на основе Ti и Nb, а затем на основе V. Определение величины коэффициента карбидообразования проводят в соответствии с последовательностью их выделения из аустенита в высокотемпературной области по следующей зависимости: К где: Ме, С - содержание карбидообразующего металла и углерода в стали, %; kМе, kС – коэффициенты перевода весового содержания легирующего элемента в сплаве на железной основе в атомарные проценты (Таблица 2.3); kTi,Nb,V – коэффициент карбидообразования карбидов указанных элементов. Таблица 2.4. Значения переводных коэффициентов для различных металлов Элемент С Сr Mo V Nb Та Ті к; 4,65 1,07 0,58 1,10 0,59 0,31 1,17 Методика расчета распределения углерода между аустенитом и специальной карбидной фазой состоит из следующих этапов:
Для стали, в химическом составе которой отношение Ті или Nb к углероду характеризуется кщш 1 (Таблица 2.3) часть углерода будет связана в карбиды этих элементов, а часть останется в твердом растворе. Определить содержание углерода связанного в карбиды (Ск) этих элементов можно следующим образом: к ктт: _ Ті-кТі+№-кш С = ктт-К Meк =Ti + Nb (2.6) (kO где: kC, kTi и др. - значения переводных коэффициентов соответствующих элементов из Таблицы 2.4 При этом следует отметить, что весь Nb и Ti (Мек) будут связаны в карбиды типа МеС, а общее весовое количество выделившейся карбидной фазы будет определяться следующим образом: КTiC, NbC=Cк+ Мек {2J) Углерод, оставшийся после выделения этих карбидных фаз в твердом растворе, может быть определен как: Сост=С-Ск (28) Если в стали содержится V, то следует провести расчет выделения карбида ванадия по величине коэффициента карбидообразования для этого элемента.
Если при расчете коэффициента карбидообразования его величина получается больше kmm, то это означает, что весь углерод, содержащийся в стали будет связан в специальную карбидную фазу. Аустенит при этом практически полностью обезуглероживается, а содержание карбидообразующего элемента, перешедшего в карбид можно рассчитать следующим образом: kmin k kmax: Meк=k k kc, (2.9) Ск = С С использованием предложенной методики был проведен расчет количества углерода, связанного в специальную карбидную фазу и оставшегося в твердом растворе на момент его перекристаллизации, для высокопрочных трубных сталей, химические составы которых представлены в Таблице 2.5.
Сопоставление данных расчета эквивалента углерода по формуле МИС показало, что учет углерода и легирующих элементов, связанных в карбидную фазу, приводит к понижению Сэкв в зависимости от класса стали до 8 % от значений, полученных при расчете традиционным методом (Рис. 2.10 а).
Результаты исследования
Согласно представленным данным прирост твердости малоуглеродистых марганцевых сталей составил 1,48 единиц HV на каждые 0,1% Mn. Применяя указанный выше подход, определим величину коэффициента эквивалентности марганца для малоуглеродистых сталей:
Изменение твердости сталей с содержанием углерода 0,13 % - 0,18% в зависимости от концентрации марганца
Расчет коэффициента эквивалентности марганца, выполненный исходя из прироста твердости на каждый 0,1% марганца 2,2 HV дает значение коэффициента эквивалентности для марганца равное 5,5.
Анализ полученных данных показывает, что стали с концентрацией углерода до 0,05% характеризуются меньшей величиной прироста твердости по отношению к сталям с содержанием углерода от 0,13% - 0,18%, что вызывает устойчивое повышение прироста прочностных свойств. Это говорит об усилении вклада марганца в уровень прочностных свойств низкоуглеродистых сталей по сравнению с аналогичными по содержанию марганца малоуглеродистыми сталями. Полученные значения показывают, что для сталей с малым содержанием углерода величина коэффициента mMn должна быть в диапазоне от 8 до 9 единиц, а для более углеродистых сталей его значение может снижаться до 5 - 6 единиц. При использовании в качестве показателя эквивалента углерода величины Рст, предельное значение которой в 2 раза ниже, чем критическое значение эквивалента углерода, найденную величину тмп нужно увеличить вдвое.
Таким образом, для расчета эквивалента углерода высокопрочных трубных сталей с содержанием углерода до 0,1% целесообразно пользоваться зависимостями с более высокими значениями тмп, которые для выражения по определению Сэкв и Рст составляют 8 - 9 и 16 -18 соответственно. Полученные значения показывают удовлетворительную сходимость с коэффициентами, использованными в применяемых уравнениях.
Влияние карбидообразующих элементов на уровень механических свойств сварного соединения может быть определено на основе данных по твердости выделяющихся карбидных фаз и их количества. Как показано в разделе 2 в высокопрочных трубных сталях происходит выделение карбидов Nb, Ті, Zr и V типа МеС. При этом практически все содержание карбидообразующих элементов переходит к карбидную фазу. Процентное содержание выделяющейся карбидной фазы (КМес) может быть определено следующим образом: Zr-kZr+Ti-kTl+Nb-kNb+V-kv KMeC=(Zr + Ti + Nb + V) + 2 vo/o (57) где Zr, Ti, Nb, V - содержание легирующих элементов, %; kZr, kTi, к№, kv, kС - коэффициенты перевода весового содержания легирующего элемента в сплаве на железной основе в атомарные проценты (Таблица 2.4); kmn - коэффициент карбидообразования (Таблица 2.3).
Учитывая значения микротвердости карбидных фаз, их вклад в прирост твердости (AHju) стали определяется следующим образом:
Химический состав и твердость разных карбидных фаз [35] Стехиометрический состав Область химических составов Типкристаллическойрешетки Микротвердость, МПа TiC TiC – TiC0,48 ГЦК 32000 ZrC ZrC - ZrCo,60 ГЦК 26000 VC VC0,87 - VC0,65 ГЦК 28500-30000 NbC NbC – NbC0,70 ГЦК 24000 Среднее 27000-28000 Используя полученный прирост прочностных свойств за счет выделения карбидных фаз находим эквивалентную суммарную концентрацию карбидообразующих элементов (СэквZr,Ti,Nb,V): Zr,Ti,Nb,V Сэке АН/и AHV-IO СЭИ, (5.9) По эквивалентной концентрации карбидообразующих элементов и их фактическому содержанию в стали найдем значение коэффициента эквивалентности mZr, Ti, Nb, V:
Так же может проводиться расчет эквивалента углерода через показатель Рсм, в котором с учетом практически двукратного снижения критического значения с 0,45% до 0,23% коэффициент эквивалентности для марганца равен 14 - 18, коэффициент эквивалентности Zr, Ti, Nb, V – 8.
Сопоставление результатов расчета эквивалента углерода по формуле МИС и предлагаемой зависимости для исследованных высокопрочных сталей (5.11) показывает снижение этого показателя на 0,03 – 0,05% в зависимости от химического состава стали (Таблица 5.3).
Следует отметить, что расчет значения эквивалента углерода только по формуле, предложенной выше или по формулам 1.1 – 1.10 не позволяет оценить в количественном виде реакцию стали на термический цикл сварки. Только сопоставление эквивалента углерода, определенного по какой-либо из представленных зависимостей, с параметрами термического цикла (например, скоростями охлаждения w8-5), обеспеченными режимами принятых процессов сварки, при которых достигается требуемое значение выбранных показателей, механических свойств или структурного состава позволяет оценить реакцию выбранной группы сталей на термический цикл сварки.
По данным экспериментов, представленных в разделе 3, были определены критические величины скоростей охлаждения для исследованных сталей классов прочности К60 – К70, при которых в металле ЗТВ сварных соединений достигались значения твердости 350 и 325 НV. По значениям эквивалента углерода, рассчитанного по предложенной зависимости (5.11), были построены графики, представленные на Рис. 5.4.
Зависимости критической скорости охлаждения w8-5 и предельно допустимого значения эквивалента углерода высокопрочных сталей, обеспечивающих получение максимальных регламентированных значений твердости: а) 350 HV10 и б) 325 HV10 металла ОШУ ЗТВ Используя полученные графики можно оценить предельные значения эквивалента углерода, которые могут быть рекомендованы для высокопрочных трубных сталей, исходя из фактических скоростей охлаждения, обеспечиваемых в ОШУ ЗТВ сварных соединений при выбранном способе сварки. Так, если фактическая скорость охлаждения при сварке составляет 50 0С/с, а максимальный регламентированный уровень твердости должен быть не выше 350 HV, то согласно графикам на Рис. 5.4 предельное значение эквивалента углерода, определенное по предложенной зависимости должно быть не более 0,46%. Увеличение фактической скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ до 70 С/с приведет к необходимости ужесточения требований к углеродному эквиваленту до 0,41%. Вместе с тем, регламентация в нормативных документах максимальной твердости на уровне 325 HV также приведет к необходимости понижения предельно допустимого значения эквивалента углерода до 0,43% при скорости охлаждения при сварке 50 С/с.
Таким образом, если в процессе сварки скорость охлаждения может быть снижена, то диапазон критических значений Сэкв может быть расширен и следует ожидать формирования сварного соединения с заданными свойствами и отсутствием холодных трещин.