Разработка технологических мероприятий повышения ударной вязкости сварных соединений при многодуговой автоматической сварке труб тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.02.10, кандидат наук Севостьянов Сергей Петрович

• Севостьянов Сергей Петрович
• кандидат наук
• 2021

Оглавление диссертации кандидат наук Севостьянов Сергей Петрович

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Особенности производства труб высокого давления для

магистральных трубопроводов

1.1. Методы сварки продольных стыков труб

1.2. Реакция малоуглеродистых высокопрочных сталей на термический

цикл сварки

1.2.1 Особенности структурно-фазовых превращений в околошовном

участке зоны термического влияния

1.2.2. Влияние структурно-фазового состава на механические свойства

сварных соединений

1.2.3 Требования основных нормативных документов к механическим

свойствам сварных соединений труб

Выводы по Главе

Глава 2. Экспериментальная оценка значений параметров термических

циклов при многодуговой автоматической сварке под флюсом труб

2.1 Методика исследования

2.2 Результаты исследования

Выводы по Главе

Глава 3. Исследование влияния многодуговой автоматической сварки под флюсом на ударную вязкость металла околошовного участка зоны

термического влияния исследуемых сталей

3.1 Анализ сталей принятых для исследования

3.2 Методики исследования

3.3 Анализ результатов исследования

Выводы по Главе

Глава 4. Анализ особенностей кинетики распада аустенита при

многодуговой сварке под флюсом труб высокого давления

4.1 Методики исследования

4.2 Изучение кинетики распада аустенита в металле околошовного участка зоны термического влияния

Выводы по главе

Глава 5. Оценка влияния морфологии структуры металла околошовного

участка зоны термического влияния на снижение ударной

вязкости

5.1 Методики исследования

5.2 Результаты исследования

Выводы по главе

Глава 6. Разработка технологических мероприятий для повышения ударной вязкости при многодуговой сварке под флюсом

труб

6.1 Обоснование значений параметров нагрева и охлаждения дополнительного цикла

6.2 Влияние дополнительного термического цикла на изменение морфологии структуры

6.3 Исследование влияния дополнительного термического цикла на ударную вязкость сварных соединений

6.4 Расчет мощности индукторов

Выводы по Главе

Общие выводы и заключение

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка технологических мероприятий повышения ударной вязкости сварных соединений при многодуговой автоматической сварке труб»

ВВЕДЕНИЕ

В условиях растущего спроса на природный газ, и значительного удаления его месторождений от конечных потребителей возрастает роль газотранспортной системы в развитии энергетической отрасли страны. Отличительной особенностью современных газотранспортных систем является использование для их строительства электросварных труб большого диаметра (до 1420 мм) из высокопрочных сталей способных обеспечить надежную эксплуатацию магистральных газопроводов высокого давления (до 11,8 МПа). При изготовлении труб большого диаметра производители применяют высокопроизводительный способ многодуговой сварки под флюсом (МДСФ) 4-я или 5-ю сварочными дугами в одну ванну.

Способ многодуговой сварки весьма эффективен с точки зрения организации массового производства электросварных труб. Вместе с тем присущая ему совокупность термовременных характеристик - высокое тепловложение при низких скоростях охлаждения сварного шва - несет в себе проблемы с формированием структуры металла шва, обеспечивающей необходимые потребителю механические свойства сварного соединения и в первую очередь способность сопротивляться хрупкому разрушению.

Всякий раз при переходе на изготовление новой номенклатуры труб производитель вынужден разрабатывать технологические мероприятия по сварке, компенсирующие негативное влияние термовременных параметров многодугового процесса. Как правило такие работы требуют полноценных научных исследований.

Анализ современных литературных данных свидетельствует о том, что одной из наиболее сложных задач при сварке труб является обеспечение нормативных требований по ударной вязкости металла околошовного участка зоны термического влияния (ОШУ ЗТВ), особенно для эксплуатации в условиях отрицательных температур.

Многие исследователи (Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И., Матросов Ю.И., Франтов И.И., Пышминцев И.Ю., Макаров Э.Л., Грей Дж. М., Коллинз Ч. и др.) отмечают необходимость дополнительных материальных и трудовых затрат для исключения значительного «разброса» значений ударной вязкости при испытаниях металла зоны термического влияния (ЗТВ) сварных соединений, присущего многодуговой сварке современных трубных сталей. Для потребителей это фактор риска несоответствия показателей трещиностойкости требованиям, предъявляемым нормативными документами.

Среди известных методов регулирования процессов структурообразования и свойств сварных соединений большинство базируется на снижении погонной энергии. Известны приемы варьирования скоростей охлаждения при способах сварки с большим тепловложением за счет дополнительного охлаждения сварных соединений. Вместе с тем при использовании традиционной технологии производства труб, особенно с повышенными толщинами стенок, применение указанных методов технологического регулирования термических циклов не всегда эффективно.

Проблема нарушения стабильности показателей сопротивления хрупкому разрушению в ЗТВ сварных соединений, выполненных МДСФ, остается открытой.

В связи с чем разработка технологических мероприятий по обеспечению стабильности значений ударной вязкости сварных соединений при МДСФ труб является актуальной.

Цель работы - обеспечение стабильных значений ударной вязкости сварных соединений продольных стыков труб для магистральных газопроводов при многодуговой автоматической сварке под флюсом

Для реализации указанной цели необходимо было решить следующие задачи:

- провести экспериментальную оценку параметров термических циклов процесса МДСФ труб высокого давления;

- изучить влияние МДСФ на изменение ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ исследуемых сталей;

- выполнить анализ особенностей кинетики распада аустенита при МДСФ труб высокого давления;

- исследовать влияние морфологии структуры на снижение ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ;

- обосновать параметры термического цикла сварки, обеспечивающие стабильное значение ударной вязкости сварного соединения и условия их реализации;

- разработать технологические мероприятия по обеспечению требуемых значений ударной вязкости сварных соединений при МДСФ продольных заводских стыков труб.

Основные научные положения, выносимые на защиту

1. Результаты экспериментальной оценки параметров термических циклов процесса МДСФ труб высокого давления.

2. Особенности кинетики распада аустенита при МДСФ высокого давления.

3. Результаты оценки влияния морфологии структуры металла ОШУ ЗТВ на снижение ударной вязкости сварных соединений.

4. Обоснование значений параметров термических циклов сварки и технологических мероприятий, обеспечивающих требуемые показатели ударной вязкости сварных соединений при МДСФ продольных стыков труб.

Научная новизна

1. Выявлены особенности кинетики фазовых превращений аустенита в металле ОШУ ЗТВ при энергоемкой многодуговой трехпроходной сварке под флюсом, которые выражается в снижении устойчивости аустенита при повторном (после сварки внутреннего шва) сварочном нагреве, смещении всех областей распада на термокинетических диаграммах к более высоким температурам и большим скоростям охлаждения. Содержание ферритной фазы увеличивается в 1,5 раза по сравнению с однократным сварочным нагревом.

2. Установлено, что основной причиной низкой ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ при многодуговой сварке под слоем флюса, наряду с ростом зерна аустенита, является выделение карбидных фаз по границам аустенитных зерен вследствие более высоких скоростей диффузии легирующих элементов по границам зерен.

3. Обоснован и экспериментально подтвержден режим дополнительного послесварочного нагрева и охлаждения (Т^-950-1050 W8-5-2-5 оС), обеспечивающий подавление выделений высокоуглеродистых карбидных фаз по границам аустенитных зерен и образование в ферритных зернах карбонитридов ниобия, гарантирующий стабильность высоких значений ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ.

Практическая значимость работы. Предложены технологические мероприятия, позволяющие в процессе высокопроизводительной МДСФ продольных стыков труб обеспечивать стабильность требуемых значений ударной вязкости сварных соединений.

Достоверность полученных автором результатов обеспечивается применением апробированных методик экспериментальных исследований, использованием современного, сертифицированного и аттестованного оборудования, программных пакетов обработки данных, а также большим объемом выполненных экспериментов.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на научном семинаре кафедры Сварки и диагностики МГТУ имени Н.Э. Баумана, (Москва, 2019), VII международной научно-технической конференции «Газотранспортные системы: настоящее и будущее» (поселок Развилка, Московская обл., 2017), научно-технической конференции «Лазерные технологии сварки труб и трубных деталей» (Москва, 2018), IX отраслевом совещании «Состояние и основные направления развития сварочного производства ПАО «Газпром» (поселок Развилка, Московская обл. 2018), VIII международной научно-технической конференции «Газотранспортные системы: настоящее и будущее» (поселок Развилка, Московская обл. 2019).

Личный вклад автора. Автор выполнил цикл лабораторных исследований, обработал и проанализировал результаты и сделал выводы, подтверждающие достижение цели исследований.

Результаты работы автором опубликованы и внедрены при создании конструкции индуктора и разработке технологии дополнительного послесварочного нагрева сварного шва с целью получения стабильно высоких значений ударной вязкости металла сварного соединения.

Авторам по результатам работы подготовлены и сделаны доклады на научных конференциях.

Основные результаты диссертации опубликованы в 4 научных работах общим объемом 2,78 п.л., из них 4 работы опубликованы в журналах, индексируемых в базе данных SCOPUS, в том числе входящих в перечень ВАК РФ.

Объём работы. Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, общих выводов по работе и списка литературы из 92 наименований. Диссертация изложена на 129 страницах машинописного текста, содержит 79 рисунков и 20 таблиц.

ГЛАВА 1. ОСОБЕННОСТИ ПРОИЗВОДСТВА ТРУБ ВЫСОКОГО ДАВЛЕНИЯ ДЛЯ МАГИСТРАЛЬНЫХ ТРУБОПРОВОДОВ

В данном разделе работы приведены результаты анализа литературных источников, посвященных особенностям производства труб для магистральных газопроводов из высокопрочных сталей нового поколения. Рассмотрены технологические аспекты производства; реакция малоуглеродистых высокопрочных сталей на термические циклы применяемых сварочных процессов, и особенности формирования механических свойств сварных соединения в соответствии с требованиями основных нормативных документов.

1.1. Методы сварки продольных стыков труб

В настоящее время электросварные прямошовные трубы большого диаметра производятся на пяти трубных заводах Российской Федерации: ЗАО «Ижорский трубный завод», АО «Выксунский металлургический завод», АО «Волжский трубный завод», АО «Челябинский трубопрокатный завод», АО «Загорский трубный завод».

Технологический процесс производства такого вида труб включает в себя операции подготовки листа, гибки торцов в подковообразный профиль, формовку и сварку продольного шва под слоем флюса. Технология изготовления труб большого диаметра представлена на Рисунке 1.1.

Сварка стыка труб с большой толщиной стенки выполняется с помощью многодуговой сварки под флюсом (МДСФ). Каждый источник питания создает собственную сварочную дугу [1].

В начале производственного процесса кромки уже сформованной трубы свариваются технологическим швом с помощью технологии однодуговой автоматической сварки в среде углекислого газа одной сварочной проволокой.

Рисунок 1.1.

Технология изготовления труб большого диаметра [1]

Сварка внутреннего шва выполняется с помощью МДСФ (Рисунок 1.2, а). При данном технологическом процессе используется от 3 до 5 сварочных проволок. Источники питания подключаются таким образом, что первая дуга питалась постоянным током обратной полярности, а последующие дуги (вторая и третья - при трехдуговой сварке, или вторая, третья и четвертая -при четырехдуговой сварке используют переменный ток (Рисунок 1.2, б). Подключение к первому электроду источника постоянного тока позволяет увеличить глубину проплавления при прочих равных условиях по сравнению с

источником переменного тока. [2]. При выполнении внутреннего шва четырьмя-пятью дугами скорость сварки составляет порядка 26 мм/с.

а б

Рисунок 1.2.

Фото МДСФ (а) и схема расположения сварочных электродов (б) [1]

Наружные швы также выполняются МДСФ. В зависимости от толщины стенки трубы могут применяться трех-пятидуговой процесс.

Одним из основных технологических параметров сварки, влияющим на геометрию сварного шва является тепловложение. При этом тепловложение может изменяться от 35 до 85 кДж/см. Это зависит от толщины стенки свариваемой трубы [3, 4, 5, 6]. Толщина стенки труб большого диаметра на российских заводах ограничена 40 мм.

На Рисунке 1.3 приведена зависимость тепловложений, которые применяются при сварке внутреннего и наружного швов, от толщины стенки свариваемых труб.

Рисунок 1.3.

Зависимость тепловложений от толщины стенки труб при сварке швов [7]

При технологическом процессе сварки труб, которые имеют толщину стенки 25 мм, тепловложение при выполнении внутреннего и наружного швов превышает 40 кДж/см, а при толщине стенки трубы 40 мм, находится в диапазоне 70-80 кДж/см [7].

Столь высокое тепловложение дает способу МДСФ значительные экономические преимущества. Вместе с тем является и его недостатком, проявляющимся в снижении механических свойств сварных соединения, особенно в периодической нестабильности сопротивления хрупкому разрушению металла ОШУ ЗТВ.

Другим отрицательным последствием высокого тепловложения является возможность разупрочнения металла ЗТВ, особенно участка неполной перекристаллизации, температура нагрева которого составляет от 700 до 920 оС [8].

Пониженная прочность участка разупрочнения ЗТВ, по сравнению с прочностью основного металла, может проявиться при разрушении труб во время экспандирования (Рисунок 1.4) [9].

Рисунок 1.4.

Разрушение трубы размером 1420х27,7 мм при экспандировании [9]

В настоящее время исследователями продолжаются поиски других технологических решений. К способам с гораздо меньшим тепловложением относится технологии многопроходной сварки, например под флюсом, или в среде защитных газов, широко применяемые при сварке кольцевых швов магистральных газопроводов. Ее экономические преимущества при сварке труб больших толщин ниже, чем МДСФ.

Одним из перспективных способов сварки является использование лазерного источника энергии [10, 11]. Благодаря высокой концентрации энергии в лазерном луче и возможности локального воздействия на изделие лазер обеспечивает высокую производительность и прецизионность обработки.

Но несмотря на преимущества лазерной и дуговой сварки они имеют ряд недостатков. Технология дуговой сварки имеет ряд недостатков, которые выражаются в недостаточной концентрацией энергии в плазме электрической дуги, а также с ее неустойчивым горением при высокой скорости сварки изделия. Возможности лазерного луча, как источника тепла, тоже в некоторой степени ограничены. Это, в первую очередь, связано с низкой эффективностью

нагрева металла лазерным излучением, обусловленной его высокой отражательной способностью.

Для решения представленных выше проблем возможно применение гибридных лазерно-дуговых технологий (ЛДС) [12, 13, 14, 15]. При ЛДС оба источника одновременно воздействуют на одну сварочную ванну, при этом дуговой разряд стабилизируется за счёт плазменного факела, образованного при взаимодействии лазерного излучения с материалом. Схема ЛДС изображена на Рисунке 1.5 [16].

Рисунок 1.5. Схема лазерно-дуговой сварки [16]

Реализация данного технологического процесса представлена двумя схемами. В первом случае лазерный луч и электрическая дуга действуют с противоположных сторон свариваемой детали, во втором случае воздействие электрической дуги и лазерного луча происходит с одной стороны изделия относительно направления сварки и нормали к поверхности металла. При совместном воздействии электрической дуги и лазерного луча с одной стороны изделия основанием дуги является образованная лазерным лучом приповерхностная плазма. В процессе расплавления поверхностного слоя металла с применением электрической дуги коэффициент поглощения лазерного излучения увеличивается, при этом скорость процесса повышается. Электрическая дуга разогревает металл и плавит его верхний слой, а с

помощью лазерного луча происходит проплавление металла вглубь. При ЛДС глубина проплавления определяется не только технологическими параметрами сварки, но и расположением энергетических центров источников нагрева [17]. Для получения высокой глубины проплавления металла необходимо совместить центры пятен нагрева лазерного и дугового источников [18].

Положительный эффект использования электрической дуги при лазерной сварке позволяет применять их для производства больших толщин изделий за счет «синергетического эффекта» и повышения коэффициента полезного действия проплавления при воздействии двух источников одновременно. Также снижается отражательная способность материала за счет предварительного его подогрева и соответственно происходит понижение коэффициента отражения дугой перед лазером. Высокие требования к сборке конструкции предъявляются при применении лазера, однако использование электрической дуги позволяет их снизить. На Рисунке 1.6 представлены формы сварного шва при различных способах сварки [19].

I I I

V

1 2 3

Рисунок 1.6.

Сравнение геометрии шва: 1 - лазерная сварка; 2 - ЛДС; 3 -механизированная сварка проволокой сплошного сечения [19]

Однако для достижения преимуществ лазерно-гибридной сварки необходим правильный выбор ряда параметров.

При повышении мощности электрической дуги тип каплепереноса металла изменяется с крупнокапельного до мелкокапельного и даже струйного, увеличивается давление дуги на сварочную ванну. Глубина и ширина сварного шва увеличивается. Изменение глубины проплавления от силы сварочного тока и диаметра электродной проволоки представлено на Рисунке 1.7.

мм

3,0 2,5 2,0

1,5 1,0-

O.sl_._._._._

50 100 150 200 250 А

Рисунок 1.7.

Изменение глубины проплавления (h) от величины сварочного тока (1св) и электродной проволокой диаметром 1,2 мм (1) при ЛДС, дуговой сварке с электродной проволокой диаметром 0,8 (2) и 1,2 мм(3) [16]

Глубина проплавления увеличивается с повышением мощности лазерного луча. Наличие дуговой составляющей (Рисунок 1.8) обеспечивает более глубокое проплавление при ЛДС по сравнению с лазерной сваркой при одинаковых мощностях излучения.

и

= 12

10

% 7

/ О

О / г

Лазер » ДПЭ ФИО А /

м.чпм / * / / г / / * / у ¿г * / /

г-Г * .»и / г ^ Тольжо 1Ч5«Р

и ' л1

8 7 ММ

Мощность лазера. ¿Вт Рисунок 1.8.

Изменение глубины проплавления металла в зависимости от мощности лазерного излучения: сплошная кривая - ЛДС; пунктирная кривая - лазерная сварка [16]

Глубина проплавления металла увеличивается в результате повышения энергии в единицу длины шва, а стабильность плавления электродной проволоки повышается при более низких скоростях сварки [20].

В результате взаимодействия лазерного луча и электрической дуги при ЛГС происходит нивелирование недостатков каждого из процессов в отдельности за счёт преимуществ другого. Благодаря этой комбинации ЛДС приобретает ряд преимуществ перед лазерным и дуговым способами сварки.

Перед дуговой сваркой: высокая скорость сварки (до 50 мм/с); большая глубина проплавления (при ЛДС плавящимся электродом металлы толщиной 20 мм сваривают за один проход при скорости 25-35 мм/с); стабильность процесса на высоких скоростях сварки; низкие сварочные напряжения и деформации; малая ширина зоны термического влияния; возможность управления структурно-фазовым составом сварного соединения за счёт регулирования скорости его охлаждения.

Перед лазерной сваркой: увеличение глубины проплавления; увеличение эффективности поглощения лазерного излучения материалом; снижение капитальных затрат; снижение требований к точности механической

обработки свариваемых кромок; снижение требований к сборке соединения; возможность сварки по зазору до 2 мм; возможность управления структурно-фазовым составом и механическими свойствами сварного соединения за счёт регулирования скорости его охлаждения и внесения легирующих элементов сварочного электрода [21].

Первые работы [15], выполненные с применением ЛДС продольных швов труб из высокопрочных сталей, показали целесообразность ее использования для сварки центральной части шва в зоне притупления. При этом высота притупления увеличивалась по сравнению с разделкой кромок при МДСФ с 8 до 15 мм (Рисунок 1.9).

Объем шва формируемого МДСФ снижался. Это позволяло уменьшить число одновременно используемых дуг при заполнении разделки и снизить тепловложение при формировании сварного соединения, при этом потребление электрической энергии снижалось практически в 2 раза, количество сварочных электродов, затрачиваемых на сварку, в 3 раза, защитных газов в 5 раз. Увеличение скорости позволило повысить производительность процесса почти в 2 раза [16].

Несмотря на указанные преимущества процесс ЛДС пока не нашел применения при производстве труб высокого давления. Относительно

а

б

Рисунок 1.9.

Форма разделки кромок при МДСФ (а) и ЛГС (б) [7, 18]

неизученным остается вопрос влияния высоких скоростей [9] охлаждения металла шва и ЗТВ (более 70 оС/с) на вероятность образования трещиноподобных дефектов. Для обеспечения качества сварных соединения, выполненных ЛДС, требуется тщательный подбор защитных газов и более высокое качество [22]. Используемое оборудование имеет достаточно высокую стоимость и более сложно в эксплуатации [23]. Поэтому наибольшее распространение получила МДСФ.

1.2. Реакция малоуглеродистых высокопрочных сталей на термический цикл сварки

Повышение прочности и вязкости сталей может производиться как за счет регулирования химического состава, так и путем применения современных металлургических технологий, которые обеспечивают высокое качество металла [24].

В требованиях к химическому составу основного металла проката в отечественных и зарубежных нормативных документах установлен верхний уровень содержания химических элементов. Например, верхний предел по углероду составляет 0,12%, однако в настоящее время для производства прямошовных труб применяются стали, где его содержание составляет до 0,08% [25, 26].

Содержание ванадия, ниобия и титана в стали (в сумме) не должно быть выше 0,15 %. Содержание никеля, хрома, меди и молибдена должно быть не более 0,50 % каждого.

Химический состав оказывает существенное влияние на микроструктуру, и, соответственно, на механические свойства основного металла проката для производства трубной продукции (трубы, отводы, тройники).

В настоящее время при строительстве газопроводов используются трубы из сталей классов прочности К60, К65, а в перспективе и выше [27, 3].

Однако в результате теплового воздействия на основной металл в нем происходят неблагоприятные структурные изменения, что приводит к понижению механических свойств в ЗТВ, и особенно сильно ударной вязкости.

1.2.1 Особенности структурно-фазовых превращений в околошовном участке зоны термического влияния

Сварные соединения имеют выраженную структурную неоднородностью. Это связано изменениями, происходящими на участке, который нагревается выше температуры начала интенсивного роста зерна аустенита [7, 28]. Химический состав и микроструктура основного металла проката, а также температура нагрева и скорость охлаждения после сварки определяют кинетику распада аустенита в сварном соединении, и, в том числе, самого неблагоприятного ОШУ ЗТВ. Этот участок нагревается при сварке в интервале максимальных температур от температуры интенсивного роста зерна аустенита (нижняя граница) до температуры плавления. При сварке металл этого участка претерпевает перегрев до 1200-1400 оС, выражающийся в росте аустенитного зерна, формировании неблагоприятной структуры и, как следствие, снижении механических свойств, особенно пластичности и сопротивления хрупкому разрушению, в большей степени, чем на других участках [29]. Эти изменения часто оказываются решающими при оценке свариваемости данной стали.

Рост зерна аустенита начинается после достижения некоторой критической температуры [30], которая зависит от химического состава стали [31].Так в процессе сварки при нагреве металла до температур от 1000 до 1350оС размер аустенитного зерна изменяется в пределах от 10 до 48 мкм соответственно (Рисунок 1.10). При достижении максимальной температуры 1350 оС и дальнейшем охлаждении со скоростью, характерной для сварки под флюсом, зерно аустенита продолжало расти.

эо

70 60 I 50

I

с

и 30 □

10

_(а)

-у .

pooling

" / - .

Heating--' / ■г /

< /

950 Ю50 1150 1250 1350 1250 1150 1 050 Temperatura PC

Рисунок 1.10.

Размер зерна аустенита в зависимости от температуры нагрева и

охлаждения [32]

Мелкодисперсные частицы карбидов и неметаллических включений препятствуют росту зерна при нагреве до температур 1200-1400 оС в зависимости от содержания химических элементов в стали [33]. Существенное вклад в сдерживание роста зерна аустенита оказывают Nb, Ti (C,N) которые не растворяются до температур 1050, 1350оС соответственно (Рисунок 1.11)

0.10 0.09 о.os 0.07 0.06 0.05 ' 0.04 0.03 0.02 0.01 0.00

■(а) -Nb{Ti)C(N)

-Ti(Nb}N(C)

\lQ55 "С 1353.6 "С

600 700 800 900 1000110012001300140D1500 Temperature !°С

Рисунок 1.11. Температуры растворения Ti, Nb (C,N) [32] Микроструктура металла ЗТВ высокопрочных сталей для труб с толщиной стенки более 25 мм состоит из бейнитного феррита, реечного

бейнита, а также мартенситно-аустенитных карбидных фаз (МАК-фаз) [34, 35, 36, 37, 38, 39] при скоростях охлаждения металла сварных соединений, которые характерны для МДСФ [7]. С увеличением скорости охлаждения металла гранулярный бейнит, размер которого не превышает 30 мкм [40], постепенно заменяется игольчатым и реечным (длина реек до 100 мкм) (Рисунок 1.12). Реечный бейнит характерен для сварки прямошовных труб с толщиной стенки менее 20 мм с невысоким уровнем тепловложения [37].

Мартенсит

шшягл

г» ¿м

■фм ми

Цишмют

_УощХ/с

О 1 5 10 30 100 200

Рисунок 1.12.

Зависимость сформированного типа микроструктуры от скорости охлаждения

[38]

Количество феррита в высокопрочной трубной стали зависит от зоны сварного соединения, а соответственно от температуры нагрева металла. При удалении от линии сплавления количество феррита увеличивается, а бейнита уменьшается (Рисунок 1.13) [34].

Рисунок 1.13.

Количество ферритной фазы и бейнитной составляющей в зависимости от

участка сварного соединения [34]

При скорости охлаждения порядка 6 °С/с, которая характерна для сварки труб под флюсом, структура верхнего бейнита может иметь ферритную оторочку, расположенную по границам первичного аустенитного зерна с образованием так называемой ферритной'сетки шириной 5-10 мкм. [41, 42]. Уменьшение скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ сопровождается формированием ферритно-перлито-бейнитной структуры с содержанием полигонального феррита до 80 % [43]. Также в структуре, при скоростях охлаждения характерных для сварки под слоем флюса, по границам аустенитных зерен, может образовываться игольчатый феррит (Видманштеттов феррит) [44, 45, 41]. При этом ширина видманштеттовых пластин увеличивается с повышением погонной энергии.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Севостьянов Сергей Петрович, 2021 год

/ / / /

/ /

* ✓ ✓

и» > *

БЕЙН ИТ

/ г

/ г МАРТЕ] 4(И Г

У / /

/ / 4— /

1 10 100

Скорость охлаждения (800/50ГС), °С/с

б)

Рисунок 4.5.

Термокинетическая (а) и структурная (б) диаграммы превращения переохлажденного аустенита в металле ОШУ ЗТВ стали 06Г2БМ:

_- при выполнении одного прохода

___- при выполнении двух проходов

юоо

а) ^8.5=2 оС/с

1 проход

2 прохода

б) ^8-5=5°^

1 проход

2 прохода

в) ^8-5=10^

1 проход

д) ^8.5=40°С/с

2 прохода

1 проход

е) ^8_5=60оС/с Рисунок 4.6.

2 прохода

Микроструктура стали 06Г2БМ после одного и двух проходов при разных

скоростях охлаждения, х500

Отмеченные особенности в распаде аустенита характерны и для металла ОШУ ЗТВ сварных соединений стали 07Г2БФ (Рисунок 4.7). В этой стали выделения ферритной фазы прекращается при скорости охлаждения около 12оС/с. Область ее существования ограничивается интервалом температур порядка 670- 600 оС. Бейнитная структура образуется во всем интервале скоростей охлаждения.

Влияние ТЦС при повторном нагреве выражается в расширении температурной области ферритного превращения, за счет повышения температуры начала выделения ферритной фазы до 690 оС и максимальной

скорости ее образования с 12 до 18 оС/с. Область мартенситного превращения сдвигается к скоростям охлаждения 40 оС/с и более. Повторный нагрев данной стали не оказал существенного влияния на изменения температурной области образования бейнита.

1 10 ЮС 1С00

Скорость охлаждения (800/500оС), С г

б)

Рисунок 4.7.

Термокинетическая (а) и структурная (б) диаграммы превращения переохлажденного аустенита в металле ОШУ ЗТВ стали 07Г2БФ:

_- при выполнении одного прохода

___- при выполнении двух проходов

1 проход

а) ^8.5=2 °С/с

2 прохода

1 проход

б) ^8-5=5 °с/с

2 прохода

в) ^8-5=10 0С/с

1 проход

г) ^8-5=20 0С/с

2 прохода

СЕЛ

1 проход

е) ^8-5=60 оС/с Рисунок 4.8.

2 прохода

Микроструктура стали 07Г2БФ после одного и двух проходов при разных

скоростях охлаждения, х500

Отмеченные особенности в кинетике распада аустенита, имеющие место при повторном нагреве находят подтверждение в изменении твердости металла ОШУ ЗТВ (Рисунок 4.9). Анализ зависимостей изменения твердостей от скоростей охлаждения при одно- и двукратном нагревах показал, что различия в значениях НУ5 у сталей 05Г2Б, 06Г2БМ и 07Г2БФ при изменении w8-5 от 2 оС/с до 60 оС/с незначительны.

При повторном нагреве твердость стали 05Г2Б при скоростях охлаждения выше 20 оС/с значительно ниже, чем в сталях 06Г2БМ и 07Г2БФ, из за-за отсутствия мартенситной фазы в структуре.

При скорости охлаждения 2 оС/с в металле ОШУ ЗТВ во всех исследуемых сталях наблюдается снижение твердости, примерно на 13%, относительно твердости основного металла (222 НУ5 - 227 НУ5) за счет значительного содержания в структуре полигонального феррита.

Следует отметить, что значения твердости металла ОШУ ЗТВ всех сталей не превышают нормативный уровень [64].

б)

Рисунок 4.9.

Изменение твердости в зависимости от скоростей охлаждения сталей разных композиций легирования при одно-(а) и двух проходной (б) сварке

Выводы по главе 4

На основе экспериментального изучения превращений аустенита при имитации МДСФ определено, что:

- исследованные стали имеют близкую устойчивость аустенита к распаду;

- в условиях МДСФ распада аустенита металла ОШУ ЗТВ исследованных сталей происходит в ферритной и бейнитной областях. Содержание ферритной фазы после первого нагрева составляет около 25%, появление мартенсита в структуре наблюдается при около 30 оС/с.

- повторный нагрев металла ОШУ ЗТВ способствует снижению устойчивости аустенита. Это выражается в смещении всех областей распада на термокинетической диаграмме к более высоким температурам и большим

скоростям охлаждения. Области выделения ферритной фазы расширяются, его количество в структуре металла ОШУ ЗТВ увеличивается в 1,5 раза. Возрастают значения скоростей охлаждения формирования мартенситной фазы.

ГЛАВА 5. ОЦЕНКА ВЛИЯНИЯ МОРФОЛОГИИ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛА ОШУ ЗТВ НА СНИЖЕНИЕ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ

Исследованиями, выполненными в данной работе (глава 3), было показано, что в процессе МДСФ исследованных сталей не удается за счет изменения структурно-фазового состава металла ОШУ ЗТВ от ферритно-бейнитного до, преимущественно, бейнитного обеспечить нормативный уровень значений KCV-40. В связи с этим была поставлена задача по определению влияния морфологии структуры на снижение ударной вязкости.

5.1 Методики исследования

Исследования выполнены на образцах из стали 06Г2МБ, предварительно подвергнутых имитации процессов сварки продольных стыков труб. Максимальная температура нагрева образцов составляла 1350 оС, скорость охлаждения металла - 5 и 20 оС/с. Скорость охлаждения 5 оС/с характерна для металла ОШУ ЗТВ труб с толщиной стенки около 30 мм. При скорости охлаждения металла 20 оС/с в ОШУ ЗТВ формируется полностью бейнитная микроструктура.

Исследование микроструктуры металла ОШУ ЗТВ выполняли с использованием оптического (MeijiTechno), просвечивающего и растрового электронных микроскопов.

Для работы на просвечивающем электронном микроскопе изготовлялись фольги толщиной ~ 40 мкм. После электролитической полировки двухкомпонентным электролитом (фосфорная кислота + хромовый ангидрид) при напряжении 18 В до образования отверстия, образцы исследовались на электронном микроскопе марки ШМ-200СХ при ускоряющем напряжении 120 кВ.

Использование сканирующего электронного микроскопа JSM-6610LV фирмы «JEOL», оснащенного системой энергодисперсионного микроанализа

INCA EnergyFeature XT, а также волнодисперсионным спектрометром INCA Wave 500, позволило определять качественный состав исследуемых объектов.

Исследование проводились при ускоряющем напряжении 20 кВ на образцах металла ОШУ ЗТВ размером 10x10x15 мм, которые закреплялись в держателе с помощью специальной токопроводящей углеродной ленты. При исследовании образцов были получены микрофотографии различных участков поверхности при увеличении 2000-2500 крат. С помощью системы энергодисперсионного микроанализа INCA Energy определялось содержание химических элементов в металле.

Исследования ренгтено-структурного количественного анализа фаз в сталях проведены с помощью автоматического рентгеновского дифрактометра общего назначения.

5.2 Результаты исследования

На Рисунках 5.1-5.2 приведены фотографии микроструктур металла ОШУ ЗТВ, полученные методом электронной микроскопии на приборе марки «Phenom ProX»

1 проход 2 прохода

Рисунок 5.1.

Микроструктура стали 05Г2Б при w8-5=5 оС/с, *3000

1 проход 2 прохода

Рисунок 5.2.

Микроструктура стали 06Г2БМ при ^8-5=5 оС/с, *3000

Анализ фотографий, представленных на Рисунках, показал, что в структуре металла ОШУ ЗТВ исследуемых сталей наблюдается значительное количество высокоуглеродистых высокодисперсных фаз, расположенных как по границам зерен, так и блоков.

Наличие отмеченных включений может способствовать снижению ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ.

Использование метода просвечивающей микроскопии позволило определить строение матрицы металла ОШУ ЗТВ при различных скоростях его охлаждения.

При скорости охлаждения 5 оС/с матрица имеет реечную пакетную микроструктуру (Рисунок 5.3), степень вытянутости блоков которой, на изображениях, зависит от ориентировки реек относительно плоскости фольги.

Структура металла ОШУ ЗТВ состоит из феррита и ферритно-карбидной смеси (перлита и бейнита) с различным морфологическим строением со скоплением в ней цементитных выделений (Рисунок 5.4).

Светлопольное изображение, х 15000 Темнопольное изображение, х 15000

Рисунок 5.3.

Строение матрицы металла ОШУ ЗТВ

Светлопольное изображение х30000 Темнопольное изобажение.

Рисунок 5.4.

Выделение цементита в бейнитной матрице в металле ОШУ ЗТВ

Длина цементитных выделений - до ~ 0,5-0,7 мкм, толщина до ~ 50-100 нм.

Также выявляются участки, которые следует квалифицировать как вырожденный перлит. В них цементитные выделения имеют не правильную форму, вытянуты в разных направлениях в пределах области с одной ориентировкой феррита (Рисунок 5.5) и характеризуются отсутствием четкого чередования пластин цементита и феррита [31,32].

Светлопольное изображение, х 15000 Темнопольное изображение, х30000

Рисунок 5.5.

Вырожденный перлит в металле ОШУ ЗТВ

В металле ОШУ ЗТВ обнаружены фрагменты аустенита, размер которых 1,5-2 мкм (Рисунок 5.6). Также наблюдаются «островки» МА фаз размером 3-5 мкм (Рисунок 5.7).

х 15000, Темнопольное изображение Рисунок 5.6.

Аустенит остаточный в металле ОШУ ЗТВ

Темнопольное изображение, х 15000 Светлопольное изображение, х 30000

Светлопольное изображение Темнопольное изображение, х 15000

Рисунок 5.7.

МА-фазы в структуре металла ОШУ ЗТВ

Малодислокационный, возможно, обеднённый углеродом феррит обнаруживается в виде мелких зёрен с типичным размером ~ 1-2 мкм.

С помощью оптического микроскопа, были проведены исследования металла ОШУ ЗТВ протравленного в растворе Ле Пера (4% спиртовой раствор пикриновой кислоты, 1% водный раствор Ка2Б205).

Сопоставляя данные, полученные с помощью оптического (Рисунок 5.8, а) и просвечивающего электронного (Рисунок 5.8, б) микроскопов можно сделать вывод о том, что фазы размером 3-5 мкм являются МА составляющими структуры металла ОШУ ЗТВ.

Размер остаточного аустенита составляет до 1,0-1,5 мкм (Рисунок 5.9, а), цементита до 0,5-0,7 мкм (Рисунок 5.9, б), поэтому, при увеличении 500 крат, на оптическом микроскопе различить их между собой весьма проблематично.

Рисунок 5.8.

Сравнение высокоуглеродистых фаз полученных методом оптической (а) и

просвечивающей микроскопии (б)

а

х500 а - аустенит, х15000

б - цементит, х30000

Рисунок 5.9.

Сравнение высокоуглеродистых фаз полученных методом оптической (слева)

и просвечивающей микроскопии (справа)

Строение матрицы металла, охлажденного со скоростью 20 оС/с, не имеет существенных отличий от строения матрицы образца охлажденного со скорость 5 °С/с. Металл ОШУ имеет реечную пакетную структуру. Рейки

образуют крупные пакеты из слабо разориентированных блоков. Рейки достаточно грубые: их длина превышает 10-15 мкм. Ширина реек колеблется от участка к участку в пределах от ~ 0,5-1 мкм (Рисунок 5.10, а) до ~ 2-3 мкм, (Рисунок 5.10, б).

Рисунок 5.10.

Строение матрицы реечной морфологии (темнопольное изображение), х 15000

Местами, в теле реек, наблюдаются редкие выделения цементита в виде пластинок длиной до ~ 0,5 мкм и толщиной ~ 30-100 нм., вытянутые в одном и том же направлении в пределах матричного пакета (Рисунок 5.11).

Темнопольное изображение, х 15000

х30000 (светлопольное изображение)

Рисунок 5.11. Цементитные выделения

Таким образом, наблюдаемую структуру следует интерпретировать как специфическую форму бейнита (с малой плотностью выделений цементита).

В большинстве участков образца выделения цементита отсутствуют. В таких зонах выявляются фрагменты остаточного аустенита (Рисунок 5.12). Самые крупные фрагменты остаточного аустенита имеют размеры около 1 мкм, что примерно в 2 раза меньше, чем в металле ОШУ ЗТВ образцов охлажденных со скоростью 5°С/с.

Рисунок 5.12. Аустенит остаточный, х 15000

Близкорасположенные аустенитные фрагменты имеют одну и ту же ориентировку и являются, очевидно, остатками одного исходного аустенитного зерна. Размеры аустенитных фрагментов существенно

различаются; самые крупные достигают ~ 1 мкм. Они располагаются преимущественно по границам блоков матрицы и имеют вытянутую форму.

Помимо вышеописанных структур, в образце обнаруживаются, также, в малом количестве, "островки" М-А фаз, состоящие из высокоуглеродистого мартенсита и остаточного аустенита (Рисунок 5.13) (область видимости двойников обозначена светлым контуром).

Рисунок 5.13. МА фазы с областью двойников, х30000

Размеры МА "островков" не превышают, как правило, 2 мкм, в то время, как в металле образцов, охлажденных со скоростью 5°С/с размер МА выделений достигает 3-5 мкм. Вытянутый "островок" большего размера 4 мкм в длину) представлен на Рисунке 5.14.

Светлопольное изображение х30000 Темнопольное изображение

Рисунок 5.14. МА фазы

Форма "островков" имеет тенденцию к корреляции с формой блоков матрицы, в среде которых находятся "островки". Аустенит в составе МА "островков" обычно располагается преимущественно по периферии "островков" и имеет ту же ориентировку, что аустенит в окружающей матрице (Рисунок 5.15). По своему строению (дислокационности, двойникованности мартенсита, наличия и распределения аустенита) «островки» МА фаз в металле исследуемых образцов существенно не отличаются.

I 5 0 ? О 0 ч

V 17,

Рисунок 5.15. Аустенит остаточный, х 15000

По результатам выполненных исследований микро и субмикроструктур установлено, что на границах аустенитных зерен наблюдается большое количество высокоуглеродистых фаз (Рисунок 5.16).

Рисунок 5.16.

Высокоуглеродистые фазы на границах и в теле металла, х500

С помощью энергодисперсионного анализа (INCA EnergyFeature XT) проведено исследование содержания элементов на границах аустенитных зерен металла ОШУ ЗТВ охлажденного со скоростью 5 оС/с (Рисунки 5.17, 5.18, Таблицы 14, 15, 16).

Рисунок 5.17. Расположение анализируемых точек в образце

Таблица 14.

Химический состав металла ОШУ ЗТВ в исследованных точках (к Рисунку

5.17, а)

б

а

Спектр C Si V Mn Fe Ni Cu Nb Итог

1 5.85 0.25 0.00 1.78 91.83 0.11 0.19 0.00 100.00

2 1.91 0.32 0.05 1.89 95.42 0.21 0.21 0.00 100.00

3 1.89 0.36 0.00 1.92 95.46 0.20 0.17 0.00 100.00

4 3.17 0.28 0.00 1.89 94.20 0.24 0.22 0.00 100.00

5 1.42 0.29 0.00 1.84 96.17 0.12 0.15 0.00 100.00

Таблица 15.

Химический состав металла ОШУ ЗТВ в исследованных точках, (к Рисунку

5.17, б)

Спектр C Si V Mn Fe Ni Cu Nb Итог

1 2.74 0.38 0.00 1.65 94.68 0.20 0.34 0.00 100.00

2 2.03 0.40 0.00 1.70 95.41 0.09 0.35 0.00 100.00

3 1.64 0.33 0.00 1.76 95.95 0.16 0.15 0.00 100.00

4 1.10 0.32 0.06 1.81 96.23 0.22 0.26 0.00 100.00

5 1.04 0.29 0.00 1.87 96.38 0.19 0.22 0.00 100.00

6 1.32 0.32 0.04 1.80 96.03 0.26 0.23 0.00 100.00

7 1.21 0.34 0.00 1.85 96.40 0.11 0.09 0.00 100.00

8 1.12 0.32 0.00 1.69 96.47 0.18 0.22 0.00 100.00

Из Таблиц 5.1 и 5.2 видно, что содержание углерода, на границе, в основном, превышает содержание углерода в теле зерна. К тому же (Таблица 5.2), содержание углерода в теле зерна находится в близких друг к другу пределах, а на границе, минимальные и максимальные значения могут различаться в разы. Это подтверждают данные показанные на Рисунке 5.17, свидетельствующие о том, что на границах зерна находятся высокоуглеродистые включения. Оценка химического состава в точке 1 (Рисунок 5.18), расположенной во включении на границе зерна аустенита, показала, что концентрация углерода в нем в 2 раза выше (Таблица 5.3), чем на участке границы зерна не содержащей включение (точка 6).

ЩШШ МИ5

''/к жтЯЕ'Л ■ь ЯШ V3

20мкт 1 Х2500 1 гомкт 1 Х2500

Рисунок 5.18. Расположение анализируемых точек в образце

Таблица 16.

Химический состав металла ОШУ ЗТВ в исследованных точках, (к Рисунку

5.18)

Спектр C Si V Mn Fe № ^ № Итог

1 2.52 0.33 0.00 1.90 94.71 0.23 0.31 0.00 100.00

2 1.84 0.33 0.00 1.84 95.43 0.27 0.29 0.00 100.00

3 2.22 0.31 0.00 1.82 94.25 0.29 0.22 0.88 100.00

4 1.51 0.32 0.05 1.88 95.94 0.17 0.14 0.00 100.00

5 1.45 0.29 0.00 1.85 95.78 0.23 0.40 0.00 100.00

6 1.26 0.30 0.00 1.78 96.30 0.17 0.19 0.00 100.00

В работе также проведен рентгеновский количественный структурный анализ фаз, которые содержатся в металле ОШУ ЗТВ при определенном термическом цикле сварки. Для исследования были выбраны стали различных композиций легирования (сталь 06Г2БМ и 05Г2Б). Образцы нагревались по термическому циклу сварки, характерному для металла ОШУ ЗТВ при сварке

прямошовных труб большого диаметра (Тнагр- 1350 оС, Уо Результаты представлены на Рисунке 5.19.

5 оС/с).

Фаза Объемная доля

a-Fe 98.9

martensite 1.1

Фаза Объемная доля

o.-Fe 99.1

martensite 0.9

06Г2БМ

05Г2Б

Рисунок 5.19.

Содержание фаз в металле ОШУ ЗТВ сталей различных композиций

легирования

Из полученных данных видно, что содержание мартенсита, который находится в составе М-А фазы, ниже у стали 05Г2Б, что и могло поспособствовать повышению ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ этой стали как было показано в главе 3.

Выводы по главе 5

На основании исследований, выполненных методами оптической, электронной микроскопии и энергодисперсионного анализа установлено:

- наличие в структуре металла ОШУ ЗТВ сварных соединений выполненных МДСФ значительного количества высокоуглеродистых фаз (МАК), в том числе цементитных, выделяющихся как по границам, так и внутри аустенитных зерен;

- что содержание углерода в теле зерна аустенита ниже содержания углерода на его границах, которое отличается в разы.

ГЛАВА 6. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ МЕРОПРИЯТИЙ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ ПРИ МДСФ ТРУБ

Среди известных методов регулирования процессов структурообразования и свойств сварных соединений большинство базируется на снижении погонной энергии. Известны приемы варьирования скоростей охлаждения при способах сварки с большим тепловложением за счет дополнительного охлаждения сварных соединений. Вместе с тем при использовании традиционной технологии производства труб, особенно повышенных толщин, применение указанных методов технологического регулирования термических циклов не целесообразно. Поэтому было предложено изменить термический цикл результирующего прохода при дополнительном воздействии на сварной шов и ЗТВ самостоятельного источника энергии, например токами высокой частоты.

6.1 Обоснование значений параметров нагрева и охлаждения дополнительного цикла

Конфигурация предлагаемого термического цикла приведена на Рисунке 6.1. Основными параметрами, подлежащими определению, являются: максимальная температура нагрева и скорость охлаждения металла нагреваемой зоны.

Параметры дополнительного термического цикла должны позволить провести обработку металла шва и ЗТВ в интервале температур полной перекристаллизации. Это определяет минимальное значение температуры нагрева. Максимальное значение этого параметра не должно превышать температуру интенсивного роста зерна аустенита (Тнир). Его выбор осуществляли по результатам исследования кинетики роста зерна. Выбор значений скоростей охлаждений проводили с учетом особенности распада аустенита металла ОШУ ЗТВ в условиях воздействия дополнительного цикла.

Кинетику роста зерна аустенита изучали с использованием метода фиксации структур в воду [92]. Образцы из исследованной стали нагревались в индукторе установки ТВЧ в диапазоне температура 950-1150 оС и охлаждались в воде. Определение размеров зерна аустенита проводилось методом оптической металлографии после травления микрошлифов в водном растворе пикриновой кислоты с добавлением поверхностно активного вещества.

На Рисунке 6.2 приведены кривые изменения размера зерна аустенита в ОШУ ЗТВ в зависимости от максимальной температуры нагрева.

Рисунок 6.1. Рисунок 6.2.

Конфигурация предлагаемого Зависимость размера зерна аустенита термического цикла от максимальной температуры

нагрева

По результатам исследования определено, что выше температуры 1050 оС начинается рост зерна аустенита, что может приводить к понижению ударной вязкости металла. Поэтому для дальнейших исследований, с учетом значений температура Ас3 и Т^р, был установлен диапазон значений максимальных температур дополнительного нагрева 950-1050 оС. При этом действительный размер зерна аустенита не превышает 20 мкм.

Особенности кинетика распада аустенита при дополнительном нагреве изучали дилатометрическим методом. На образцах исследуемых сталей имитировались ТЦС внутреннего и наружного швов, а затем осуществляли их последующий нагрев токами высокой частоты до 950-980 оС и охлаждение со скоростью ^8-5, изменяющейся в диапазоне от 0,5 до 15 оС/с.

Полученные термокинетические и структурные диаграммы представлены на Рисунках 6.3-6.5. Фотографии микроструктур приведены на Рисунке 6.6

а)

б)

Рисунок 6.3.

Термокинетическая (а) и структурная (б) диаграммы ОШУ ЗТВ после сварки и последующей обработки в интервале температур полной перекристаллизации

(Ттах=950 0С) стали 05Г2Б

0,1 1 10 100

Скорость охлаждения, С°

б)

Рисунок 6.4.

Термокинетическая (а) и структурная (б) диаграммы ОШУ ЗТВ после сварки и последующей обработки в интервале температур полной перекристаллизации

(Ттах=950 0С) стали 07Г2БФ

1 1 . 1

— 1

А 1

— — ч Л - 4- —

и |П 1 -1. ч Б тгг \ г 1 1 —

с } \

Ъ Л

\ \

\ \

\ \ \

\ \ 1 \

1

1 и/. - * 1 /|01 _ б

Л ч Л

\ \ \ \ \

I» Время, с 1<Ж>

а)

Структурная составляющая, % ООООООООООО о

У 7~

/

Ф У

(

-Б

4 0> 1 и

,1 I 10 100 Скорость охлаждения, С°

б)

Рисунок 6.5.

Термокинетическая (а) и структурная (б) диаграммы ОШУ ЗТВ после сварки и последующей обработки в интервале температур полной перекристаллизации

(Ттах=950 0С) стали 06Г2БМ

Таблица 17.

Параметры кинетики превращения аустенита в металле ОШУ ЗТВ после

дополнительного нагрева в интервале температур полной перекристаллизации

Марка стали Температура начала появления структурных составляющих, °С Скорость охлаждения, при которой возможно появление структурных составляющих (^8.5), °С/с Количество структурной составляющей в зависимости от скорости охлаждения, %

Структурная составляющая о /С о ,5 сТ о /С о о /С О 1Г) о /С о 0 о /С О 5

Ф П Б Ф П Б

05Г2Б 760-660 730-600 670-600 <0,5-15> <12 1> Ф 80 70 60 40 30

П+Б 20 30 40 60 70

06Г2БМ 760-690 700-650 630-600 <0,5-15> <0,5-15> 3> Ф 95 85 70 35 35

П+Б 5 15 30 65 60

07Г2БФ 730650 700600 620-580 <0,515> <0,515> 1> Ф 85 75 65 40 35

П+Б 15 25 35 60 65

Анализ термокинетических и структурных диаграмм распада аустенита исследуемых сталей (Рисунки 6.3 - 6.5) и их характеристических параметров (Таблица 17) показал следующее.

У всех рассматриваемых сталей распад аустенита металла ОШУ ЗТВ в результате воздействия третьего термического цикла в выбранном диапазоне скоростей характеризуется формированием обширной области ферритного превращения. При W8-5= 2 0С/с содержание ферритной фазы составляет порядка 70-85 %. При скорости охлаждения W8-5=50С/c структура металла ОШУ ЗТВ состоит из 60-70 % ферритной фазы и 40-30% феррито-карбидной смеси различной дисперсности (Рисунок 6.6).

д)^^^ е)w8-5=5°C/c

Рисунок 6.6.

Микроструктуры ОШУ ЗТВ сталей после сварки и дополнительного нагрева в интервале температур полной перекристаллизации, х500: а, б) 05Г2Б; в, г)

07Г2БФ; д, е) 06Г2БМ

Следует отметить, что структурно-фазовый состав металла ОШУ ЗТВ всех сталей после охлаждения со скоростями w8-5=2-50С/c наиболее близок к

структурно-фазовому составу основного металла. При этом наблюдается уменьшение условного диаметра зерна феррита (Рисунок 6.7).

а б

Рисунок 6.7.

Зависимость условного диаметра зерна феррита металла ОШУ ЗТВ от скорости охлаждения после реализации двух сварочных проходов (а) и дополнительного нагрева в интервале температур полной перекристаллизации

(б)

Например, у сталей 07Г2БФ и 05Г2Б ёф составляющий после сварки 1414,5 мкм, уменьшился после воздействия дополнительного термического цикла до 8-8,5 мкм. У стали 06Г2БМ с 12,5 мкм до 9 мкм.

Таким образом, проведенные исследования особенностей структурообразования сварных соединений продольных стыков труб при измененном термическом цикле позволили обосновать выбор параметров дополнительного термического цикла металла шва и зоны термического влияния.

6.2 Влияние дополнительного термического цикла на изменение морфологии структуры

Ниже приведены результаты (Рисунки 6.8-6.16) исследования морфологии структуры ОШУ ЗТВ стали 06Г2БМ после воздействия двух сварочных и дополнительного циклов.

Как видно, основную объёмную долю структуры занимает ферритная составляющая, характеризующаяся достаточно равноосной формой зёрен, гладкими границам, соответствующая полиэдрическому ферриту с повышенной плотностью дислокаций (Рисунок 6.8).

Светлопольное изображение, х 30000

Рисунок 6.8. Плотность дислокаций в металле

Размер зёрен феррита колеблется в пределах - от единиц до 10 мкм (Рисунок 6.9).

Светлопольное изображение, х 15000

Рисунок 6.9. Размер зерен феррита в металле

Структурные составляющие, обогащённые углеродом, обнаруживаются двух разных типов:

"Островки" МА фаз (Рисунок6.10) содержащие высокодислокационный частично двойникованный, очевидно, высокоуглеродистый мартенсит и остаточный аустенит.

Светл. изобр., х 15000 Темнопольное изображение, х 15000

МА фазы Остаточный аустенит Мартенсит

Рисунок 6.10.

МА фазы

Аустенит в "островках" размещается отдельными фрагментами как внутри "островков", так и по их границам. Форма МА "островков" варьируется от близкой к равноосной до, в той или иной степени, вытянутой, размеры - от долей микрометра до > 10 мкм (такие крупные "островки" встречаются редко) (Рисунок 6.10).

Рисунок 6.11. МА фазы > 10 мкм (х30000)

На Рисунке 6.12 показана область вырожденного перлита (а) и область, вырожденный перлит + МА фазы (б). Указанная структура характеризуется распределением дисперсных цементитных пластинок в форме цепочек внутри

и по границам зерен.

Светлопольное изображение (а), х30000, (б), х 15000

Рисунок 6.12.

Вырожденный перлит

Ферритная составляющая таких областей имеет большую, чем у окружающего их свободного от цементита феррита, плотность дислокаций, и обладает, как правило, выраженной блочностью. Цементитные выделения внутри областей вырожденного перлита имеют различную форму и располагаются преимущественно внутри ферритных блоков (Рисунок 6.13, а), иногда по их границам (Рисунок 6.13, б).

15 0 115 5 I 5 0 М ? 5

Темнопольное изображение, х15000 а б

Рисунок 6.13.

Цементит (Рисунок 6.14, а) в областях вырожденного перлита (Рисунок 6.14, б) обычно имеет больше одной кристаллографической ориентировки. Размер областей вырожденного перлита сопоставим с размером МА "островков".

Темнопольное изобр., х30000, Светлопольное изобр., х30000

а б

Рисунок 6.14.

Цементит (а) в областях вырожденного перлита (б)

Аустенит, прилегающий к вырожденному перлиту, показан на

Рисунке 6.15.

3 0 0 I 108

V* .

Ч

Рисунок 6.15.

Аустенит прилегающий к вырожденному перлиту, х30000

Практически в любом участке образца были обнаружены нанокарбонитриды (Рисунок 6.16), размером ~ 3-8 нм.

а б

Темнопольное изображение, х30000 Рисунок 6.17. Нанокарбонитриды (карбиды) в металле

По типу наблюдаемые частицы относятся к образовавшимся в аустените в процессе перекристаллизации, о чём свидетельствуют следующие признаки:

- хаотичность взаиморасположения (не наблюдаются ни длинных параллельных эквидистантно расположенных цепочек, типичных для межфазных частиц, ни коротких направленных под углом друг к другу цепочек, характерных для частиц, образовавшихся в феррите);

- частицы могут иметь одну и ту же кристаллографическую ориентировку в соседних зёрнах феррита, имеющих разную ориентировку.

Преимущественного размещения нанокарбонитридов по границам зерен феррита (Рисунок 6.17, б) выявлено не было.

На основе оценки межплоскостного расстояния для рефлексов нанокарбонитридов было получено значение ё200=0,220 нм. Это, даже с учётом возможной неточности определения (~ 0,002-0,003 нм.) свидетельствует о том, что наблюдаемые карбонитриды содержат преимущественно ЫЪ, без

существенного содержания V.

Обнаруженные карбиды и карбонитриды ниобия располагаются преимущественно по телу ферритных зерен, оставляя чистыми их границы. Это должно способствовать повышению ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ.

Таким образом на основании выполненных исследований показано, что применение дополнительного термического цикла в интервале температур полной перекристаллизации сформировавшейся при двухпроходной МДСФ структуры ЗТВ, позволило убрать негативные последствия роста зерна и наличие высокоуглеродистых фаз по границам зерен на ударную вязкость сварных соединений. Вставить в выводы

6.3 Исследование влияния дополнительного термического цикла на ударную вязкость сварных соединений

Для выполнения поставленной задачи из исследуемых сталей были подготовлены образцы. На каждом образце предварительно имитировалось воздействие, испытываемое металлом ОШУ ЗТВ при выполнении внутреннего и наружного швов. Реализовывались по два термических цикла с максимальной температурой нагрева 1350 °С и скоростью охлаждения w8-5=2-5 °С/с.

Дополнительный нагрев образцов осуществлялся до максимальных температур 950-980 °С. Охлаждение образцов проводилось на воздухе со скоростью порядка 2-5 °С/с.

Результаты испытаний образцов на ударный изгиб приведены в Таблице 18.

Как видно из представленных данных, стабильно высокие значения ударной вязкости наблюдаются после дополнительного нагрева в ОШУ ЗТВ у всех исследованных сталей. В частности, значения KCV-40 металла ОШУ ЗТВ исследованных сталей составляют более 97 Дж/см2.

Таблица 18.

Значения ударной вязкости ОШУ ЗТВ после двух проходов и дополнительного термического цикла

Сталь 07Г2БМ

Скорость охлаждения, оС/с КСу-40, Дж/см2

Внутреннего шва ^ 1=5 Наружного шва ^ 2=5 Третий термический цикл 3=2 149-370

Сталь 06Г2БМ

Внутреннего шва ^ 1=5 Наружного шва ^ 2=5 Третий термический цикл 3=2 97-290

Сталь 05Г2Б

Внутреннего шва ^ 1=5 Наружного шва ^ 2=5 Третий термический цикл 3=2 305,7-319,4

Также в данном разделе работы приведены результаты исследования влияния дополнительного термического цикла на свойства реальных сварных соединений, выполненных с использованием технологии многодуговой сварки. Исследования проводились на образцах размером 10*10x100 мм, вырезанные из центральной части (по толщине) сварных соединений стали 05Г2Б.

Длина заготовок позволяла оценить свойства как металла шва, так и ЗТВ, с учетом этого концентратор напряжений наносился либо по центру шва, либо по ОШУ ЗТВ.

Из полученных заготовок были изготовлены образцы для оценки структуры, твердости и ударной вязкости металла шва и ОШУ ЗТВ. Часть образцов исследовалась в состоянии поставки (непосредственно после сварки). Другая часть образцов перед испытаниями подвергалась дополнительному термическому циклу в индукторе установки токов высокой частоты по рекомендуемому режиму (максимальная температура нагрева составляла 950980 °С, скорость охлаждения w8-5 изменялась в пределах 2-5 °С/с). В Таблице 19 приведены значения ударной вязкости металла шва и ОШУ ЗТВ до и после дополнительного термического цикла.

Таблица 19.

Значения ударной вязкости металла шва и ОШУ ЗТВ сварного соединения при

температуре испытания минус 40оС

Место нанесения надреза КСУ-40, Дж/см2

До дополнительного ТЦ После дополнительного ТЦ

ШОВ 206,8-286,0 189,1-256,0

ОШУ ЗТВ 29,6-212,3 117,6-236,0

По результатам испытаний на ударный изгиб видно, что непосредственно после сварки металл шва имеет значения ударной вязкости превышающие установленные в требованиях стандарта для сварных

л

соединений из стали класса прочности К60 (63 Дж/см ). Металл ОШУ ЗТВ характеризуется большим разбросом значений КСУ-40 (от 29,6 до 212,3 Дж/см2), среди которых ряд значений ниже нормативных.

Последующая дополнительное воздействие способствует изменению структурно-фазового состава сварного соединения (Рисунок 7.7). Микроструктура металла шва стала менее дисперсной, в ней увеличилось количество ферритной фазы.

В ОШУ ЗТВ сформировалась структура нормализации, содержащая около 65-75 % феррита с размером ферритных зерен в пределах 9-13 мкм. Значения ударной вязкости возросли (Рисунок 6.18).

1 2

Рисунок 6.18.

Микроструктура металла шва (1) и ОШУ ЗТВ (2) после сварки (а) и дополнительного термического цикла металла ОШУ ЗТВ (б), х500

Таким образом, показана возможность обеспечения высоких показателей ударной вязкости сварных соединений продольных стыков труб, выполненных многодуговой сваркой под слоем флюса, за счет воздействия дополнительного термического цикла с использованием индукционного источника теплоты.

6.4 Расчет мощности индукторов

Для реализации предлагаемого способа регулирования термического цикла сварки продольного стыка труб предлагается использование индукционного источника нагрева на установках токов высокой частоты (ТВЧ).

На Рисунке 6.19 приведена схема узла нагрева установки ТВЧ.

Индуктор 3 Индуктор 2 Индуктор 1 V

1 1

1

1000 1000 1500

§

а

б

Рисунок 6.19.

Схема узла нагрева (а) и распределение температур в поперечном

сечении шва (б)

Учитывая высокую скорость движения трубы предлагается схема с тремя последовательно расположенными неподвижными индукторами длиной по 1500 мм. Каждый из индукторов подключен к своему собственному источнику питания. Возможно использование общего источника питания. Сварное соединение нагревается при движении трубы под индукторами вдоль продольной оси. Скорость движения трубы соответствует скорости сварки продольного шва.

Первый индуктор обеспечивает нагрев наружной поверхности от 500 до 980 оС, на выходе из индуктора (т.е. через 60 с. при скорости 25 мм/с) температура на внутренней поверхности шва составит 750 градусов, а с учетом аккумулированного теплового поля на значительной ширине относительно оси шва после сварки - 780-800 оС. Электрическая мощность, подводимая к индуктору, составляет около 200 кВт.

Задача второго индуктора - поддержание температуры наружной поверхности на уровне, не превышающем 1050 оС и повышение до

необходимого значения температуры сварного соединения на внутренней поверхности стенки трубы. Это возможно, если мощность, подводимая к индуктору, составляет около 50 кВт. Второй индуктор необходимо располагать сразу за первым. На выходе из второго индуктора температура внутренней поверхности составит около 900-920 оС.

Третий индуктор располагается на расстоянии 1000 мм от второго, пауза составит 40 секунд (время прохождения расстояния 1000 мм со скоростью 25 мм/с). Данный технологический прием служит для выравнивания температур между наружной и внутренней сторонами шва за счет теплопроводности. Средняя скорость охлаждения на воздухе за это время составит около 5 оС/с. Задача третьего индуктора - максимально снизить градиент температур по сечению. На выходе температура внутри составит 980... 1000 оС. Мощность, подводимая к индуктору, составляет около 45 кВт.

Системы рассчитываются, а затем настраиваются с привязкой к конкретному объекту нагрева. Важным параметром является частота тока в индукторе, которая, в свою очередь, определяет массогабаритные показатели установки индукционного нагрева. Чем ниже частота, тем выше материалоемкость согласующего трансформатора и индуктора. Для труб большого диметра, применяемых для сооружения магистральных нефтегазопроводов диаметром 1200.1420 мм с толщиной стенки 10.32 мм, приемлемый для индукционной термообработки диапазон стандартных значений частот тока индуктора составляет 1,0.4,0 кГц.

Для повышения интенсивности нагрева под индуктором возможно применение магнитопроводов, состоящих либо из набора стальных пластин с высокой магнитной проницаемостью, либо представляющие собой блок-конструктив из ферромагнитных материалов (Рисунок 6.20). Применение дополнительного магнитопровода-сердечника из трансформаторной стали на индуктирующем проводе позволяет изменить распределение индуктированного тока на поверхности изделия, точно сконцентрировав его в

зоне нагрева. При этом КПД индукторов поверхностного нагрева, оснащенных магнитопроводом, составляет 70-90%.

Рисунок 6.20.

Поперечный разрез индуктора, оснащенного магнитопроводом

Пример расчета мощности индукторов для поверхностного нагрева сварного продольного шва

Так как в рассматриваемой трехсекционной индукционной схеме (Рис...7.1) конструкция индуктора идентична, и каждый из них работает на одной той же частоте, то методика расчета мощности индукторов будет одинаковой.