Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности
При производстве труб большого диаметра для магистральных газонефтепроводов широко используется дуговая двухпроходная двусторонняя сварка. Очевидно, что металл швов, выполняемых первыми, подвержен повторному нагреву при выполнении последующего прохода. Работа посвящена оценке влияния повторного на...
Gespeichert in:
| Veröffentlicht in: | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Datum: | 2013 |
| Hauptverfasser: | , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russian |
| Veröffentlicht: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2013
|
| Schlagworte: | |
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/102279 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности / А.А. Рыбаков, С.Е. Семенов, Т.Н. Филипчук // Автоматическая сварка. — 2013. — № 05 (721). — С. 40-45. — Бібліогр.: 8 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-102279 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
Рыбаков, А.А. Семенов, С.Е. Филипчук, Т.Н. 2016-06-11T19:17:52Z 2016-06-11T19:17:52Z 2013 Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности / А.А. Рыбаков, С.Е. Семенов, Т.Н. Филипчук // Автоматическая сварка. — 2013. — № 05 (721). — С. 40-45. — Бібліогр.: 8 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/102279 621.791:621.643 При производстве труб большого диаметра для магистральных газонефтепроводов широко используется дуговая двухпроходная двусторонняя сварка. Очевидно, что металл швов, выполняемых первыми, подвержен повторному нагреву при выполнении последующего прохода. Работа посвящена оценке влияния повторного нагрева на свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности. Исследовали металл шва сварных соединений труб категории прочности К56-К60 из ферритно-перлитной стали различного микролегирования (типа 10(09)Г2ФБ, 10Г2ФТ, 10Г2Т и др.). Определяли ударную вязкость, твердость и особенности структурных характеристик металла внутреннего шва сварных соединений труб, подвергнутого повторному нагреву при выполнении наружного шва. Показано, что снижение ударной вязкости при испытании образцов двусторонних двухпроходных сварных соединений труб, испытуемое сечение которых включает металл пересечения внутреннего и наружного швов, обусловлено наличием локальных зон охрупчивания, формирующихся в металле внутреннего шва вследствие его нагрева при выполнении наружного шва. В результате исследований, в том числе с применением просвечивающей электронной микроскопии в сочетании с микродифракцией, установлено наличие в металле внутреннего шва двух таких зон: низкотемпературной (нагрев до 450…650 °С), обусловленной протеканием процессов дисперсионного твердения, и высокотемпературной (нагрев до 950…1100 °С), связанной с формированием в результате распада негомогенизированного аустенита МАК-фазы, содержащей существенную долю более напряженного пакетного мартенсита. Библиогр. 8, табл. 3, рис. 6. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности Properties of weld metal of double-sided welded joints of pipes of microalloyed steel of increased strength Article published earlier |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| title |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности |
| spellingShingle |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности Рыбаков, А.А. Семенов, С.Е. Филипчук, Т.Н. Научно-технический раздел |
| title_short |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности |
| title_full |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности |
| title_fullStr |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности |
| title_full_unstemmed |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности |
| title_sort |
свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности |
| author |
Рыбаков, А.А. Семенов, С.Е. Филипчук, Т.Н. |
| author_facet |
Рыбаков, А.А. Семенов, С.Е. Филипчук, Т.Н. |
| topic |
Научно-технический раздел |
| topic_facet |
Научно-технический раздел |
| publishDate |
2013 |
| language |
Russian |
| container_title |
Автоматическая сварка |
| publisher |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| format |
Article |
| title_alt |
Properties of weld metal of double-sided welded joints of pipes of microalloyed steel of increased strength |
| description |
При производстве труб большого диаметра для магистральных газонефтепроводов широко используется дуговая
двухпроходная двусторонняя сварка. Очевидно, что металл швов, выполняемых первыми, подвержен повторному
нагреву при выполнении последующего прохода. Работа посвящена оценке влияния повторного нагрева на свойства
металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности. Исследовали металл шва сварных соединений труб категории прочности К56-К60 из ферритно-перлитной стали
различного микролегирования (типа 10(09)Г2ФБ, 10Г2ФТ, 10Г2Т и др.). Определяли ударную вязкость, твердость
и особенности структурных характеристик металла внутреннего шва сварных соединений труб, подвергнутого
повторному нагреву при выполнении наружного шва. Показано, что снижение ударной вязкости при испытании
образцов двусторонних двухпроходных сварных соединений труб, испытуемое сечение которых включает металл
пересечения внутреннего и наружного швов, обусловлено наличием локальных зон охрупчивания, формирующихся
в металле внутреннего шва вследствие его нагрева при выполнении наружного шва. В результате исследований,
в том числе с применением просвечивающей электронной микроскопии в сочетании с микродифракцией, установлено
наличие в металле внутреннего шва двух таких зон: низкотемпературной (нагрев до 450…650 °С), обусловленной
протеканием процессов дисперсионного твердения, и высокотемпературной (нагрев до 950…1100 °С), связанной
с формированием в результате распада негомогенизированного аустенита МАК-фазы, содержащей существенную
долю более напряженного пакетного мартенсита. Библиогр. 8, табл. 3, рис. 6.
|
| issn |
0005-111X |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/102279 |
| citation_txt |
Свойства металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности / А.А. Рыбаков, С.Е. Семенов, Т.Н. Филипчук // Автоматическая сварка. — 2013. — № 05 (721). — С. 40-45. — Бібліогр.: 8 назв. — рос. |
| work_keys_str_mv |
AT rybakovaa svoistvametallašvadvustoronnihsvarnyhsoedineniitrubizmikrolegirovannoistalipovyšennoipročnosti AT semenovse svoistvametallašvadvustoronnihsvarnyhsoedineniitrubizmikrolegirovannoistalipovyšennoipročnosti AT filipčuktn svoistvametallašvadvustoronnihsvarnyhsoedineniitrubizmikrolegirovannoistalipovyšennoipročnosti AT rybakovaa propertiesofweldmetalofdoublesidedweldedjointsofpipesofmicroalloyedsteelofincreasedstrength AT semenovse propertiesofweldmetalofdoublesidedweldedjointsofpipesofmicroalloyedsteelofincreasedstrength AT filipčuktn propertiesofweldmetalofdoublesidedweldedjointsofpipesofmicroalloyedsteelofincreasedstrength |
| first_indexed |
2025-11-26T15:14:57Z |
| last_indexed |
2025-11-26T15:14:57Z |
| _version_ |
1850626014273601536 |
| fulltext |
УДК 621.791:621.643
СВОЙСТВА МЕТАЛЛА ШВА
ДВУСТОРОННИХ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ТРУБ
ИЗ МИКРОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
А. А. РЫБАКОВ, С. Е. СЕМЕНОВ, Т. Н. ФИЛИПЧУК
ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ, 03680, г. Киев-150, ул. Боженко, 11. E-mail: office@paton.kiev.ua
При производстве труб большого диаметра для магистральных газонефтепроводов широко используется дуговая
двухпроходная двусторонняя сварка. Очевидно, что металл швов, выполняемых первыми, подвержен повторному
нагреву при выполнении последующего прохода. Работа посвящена оценке влияния повторного нагрева на свойства
металла шва двусторонних сварных соединений труб из микролегированной стали повышенной прочности. Ис-
следовали металл шва сварных соединений труб категории прочности К56-К60 из ферритно-перлитной стали
различного микролегирования (типа 10(09)Г2ФБ, 10Г2ФТ, 10Г2Т и др.). Определяли ударную вязкость, твердость
и особенности структурных характеристик металла внутреннего шва сварных соединений труб, подвергнутого
повторному нагреву при выполнении наружного шва. Показано, что снижение ударной вязкости при испытании
образцов двусторонних двухпроходных сварных соединений труб, испытуемое сечение которых включает металл
пересечения внутреннего и наружного швов, обусловлено наличием локальных зон охрупчивания, формирующихся
в металле внутреннего шва вследствие его нагрева при выполнении наружного шва. В результате исследований,
в том числе с применением просвечивающей электронной микроскопии в сочетании с микродифракцией, установлено
наличие в металле внутреннего шва двух таких зон: низкотемпературной (нагрев до 450…650 °С), обусловленной
протеканием процессов дисперсионного твердения, и высокотемпературной (нагрев до 950…1100 °С), связанной
с формированием в результате распада негомогенизированного аустенита МАК-фазы, содержащей существенную
долю более напряженного пакетного мартенсита. Библиогр. 8, табл. 3, рис. 6.
К л ю ч е в ы е с л о в а : газонефтепроводные трубы, сварное соединение, металл шва, повторный нагрев, ударная
вязкость, твердость, структура
В случае двусторонней двухпроходной сварки,
повсеместно используемой в технологическом по-
токе производства труб большого диаметра для
магистральных газонефтепроводов, при выпол-
нении второго (наружного) шва отдельные учас-
тки ранее сваренного первого (внутреннего) шва
подвергаются нагреву до различных температур.
При этом соответственно изменяются структура
и свойства металла в локальных зонах и сварном
соединении в целом.
При оценке ударной вязкости металла швов вли-
яние таких локальных зон в наибольшей степени
проявляется на трубах с относительно небольшой
толщиной стенки (например, 12…18 мм), когда се-
чение стандартного ударного образца (10×10 мм)
неизбежно включает, кроме металла второго (пос-
леднего) наружного шва, также металл первого
(внутреннего) шва. Однако и для труб с большей
толщиной стенки современные технические тре-
бования все чаще предусматривают дополнитель-
ные испытания ударных образцов, вырезанных из
металла первого шва или в месте пересечения пер-
вого и второго швов, где присутствуют участки,
подвергнутые повторному нагреву [1].
Хорошо известно снижение вязкости металла
шва труб из микролегированной стали, подверг-
нутого повторному нагреву до температур
450…650 °С. Природа его и влияние отдельных
микролегирующих элементов достаточно изучена
[2–4]. Общепризнано, что охрупчивание такого
металла шва обусловлено процессом дисперсион-
ного твердения. Данные о свойствах металла
швов, подвергнутых нагреву до более высоких
температур, крайне ограничены [5].
Цель настоящей работы состояла в исследо-
вании ударной вязкости, структурных параметров
и твердости металла внутреннего шва труб из мик-
ролегированной стали, подвергающегося повтор-
ному нагреву при выполнении наружного шва,
в зависимости от его химического состава.
Анализировали результаты исследований швов
сварных соединений труб диаметром
1020…1420 мм c толщиной стенки от 15,7 до
30 мм из ферритно-перлитной стали различного
микролегирования (типа 10(09)Г2ФБ, 10Г2ФТ,
10Г2Т и др.) категории прочности К56…К60, а
также швов сварных соединений стали аналогич-
ного микролегирования, выполненных в лабора-
торных условиях. Швы сваривали с применением
проволоки cистем Fe–Mn–Ni–Mo или Fe–Mn–Ni–© А. А. Рыбаков, С. Е. Семенов, Т. Н. Филипчук, 2013
40 5/2013
Mo–Cr и алюминатного или высококремнистого
плавленого флюса (типа АН-60 или АН-67Б). Удар-
ная вязкость KCV–20 металла шва таких соединений
находится в основном в пределах от 30 до 100
Дж/см2.
Поскольку в исследованиях использовали дос-
таточно большое количество различных вариан-
тов легирования сварных соединений, для удоб-
ства изложения материала данные о химическом
составе металла исследованных швов представ-
лены в каждом случае отдельно (табл. 1–3, со-
ответствующие рис. 1–3).
При испытании на ударный изгиб двусторон-
них сварных соединений труб образцы вырезали
со стороны шва, выполненного последним (рис. 1,
а, образец Н), а также в зоне пересечения швов
(образец C). В ходе испытаний часто фиксировали
снижение ударной вязкости металла в случае, ког-
да в сечении испытуемого образца присутствовала
определенная доля внутреннего шва, подвергае-
мого повторному нагреву. В качестве примера на
рис. 1 показано характерное изменение уровня
ударной вязкости металла шва различного мик-
ролегирования в зависимости от доли металла
первого шва в сечении испытуемого образца. Как
следует из приведенных данных, с увеличением
этой доли значения ударной вязкости уменьша-
ются, особенно при относительно высоком содер-
жании карбидообразующих элементов (рис. 1, а,
сварное соединение 4 по сравнению со сварным
соединением 3). Со снижением температуры ис-
пытания эта разница в ударной вязкости увели-
чивается (рис. 1, б). При этом падение средних
значений ударной вязкости достигает 30 Дж/см2
(здесь, а также в других аналогичных материалах
статьи приведены средние значения KCV по ре-
зультатам испытания трех–шести образцов).
Выполнены специальные испытания на удар-
ный изгиб металла швов характерного химичес-
кого состава (с различным содержанием карбидо-
образующих элементов), при которых образец
располагали по толщине сварного соединения та-
ким образом, чтобы дно надреза находилось на
различном расстоянии от линии проплавления
второго шва, т. е. на участках металла первого
шва, подвергнутых нагреву до различных темпе-
ратур. На рис. 2 показан уровень ударной вязкости
металла шва различного химического состава в
зависимости от расположения дна надреза в об-
разце. Видно, что в непосредственной близости
от границы проплавления второго шва ударная
вязкость даже несколько выше уровня, характер-
ного для металла шва, не подвергнутого нагреву.
В этой зоне, как правило, наблюдается также не-
большое снижение твердости металла (рис. 3).
Рис. 1. Ударная вязкость металла швов при различной доле
внутреннего шва в сечении испытуемого образца (а) и
влияние температуры испытания на значение ударной вяз-
кости (б): а — сварные соединения 3 и 4; б — 6 (1 — 0 %
внутреннего шва; 2 — 15; 3 — 25)
Т а б л и ц а 1. Экспериментальные составы швов (к рис. 1)
Условный шифр сварного
соединения, тип легирования
стали/проволоки
(толщина стали, мм)
Массовая доля основных легирующих элементов в металле шва, %
C Mn Mo V Nb Cr Ti
3, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo (18,7) 0,080 1,68 0,30 0,020 0,022 0,09 0,011
4, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo–Cr (15,7) 0,080 1,75 0,20 0,060 0,033 0,24 0,020
6, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo (30) 0,070 1,72 0,25 0,050 0,032 0,06 Следы
5/2013 41
При дальнейшем удалении дна надреза от гра-
ницы проплавления второго шва в металле пер-
вого шва выявляются зоны пониженной вязкости.
Одна из таких зон наблюдается на расстоянии
1,5…3 мм от границы проплавления. Поскольку
температура повторного нагрева металла в этой
зоне составляет 950…1100 °С, ее можно отнести
к условно высокотемпературной зоне охрупчива-
ния (ВТЗО). Установлено, что указанное охруп-
чивание происходит в основном в металле швов,
содержащих относительно повышенное количес-
тво молибдена и других карбидообразующих эле-
ментов, в первую очередь, ванадия, ниобия или
хрома (например, рис. 2, 3, сварные соединения
6–9, когда суммарная массовая доля V + Nb +
+ Cr + Ti + Mo = 0,38…0,56 %). В этой зоне
ударная вязкость металла на 15…20 Дж/см2 ниже,
чем металла второго шва, не подвергнутого пов-
торному нагреву, а твердость, как правило, выше
на HV 25…35 (рис. 2, 3). В металле шва, леги-
рованного только молибденом и титаном (нап-
ример, рис. 2, сварное соединение 5, Ti + Mo =
0,225 %), такое снижение ударной вязкости не
зафиксировано.
Другой участок снижения ударной вязкости
металла первого шва, где охрупчивание развива-
ется вследствие дисперсионного твердения, рас-
положен на расстоянии 4…6 мм от границы проп-
лавления второго шва. Температура повторного
нагрева металла в этой зоне составляет
450…650 °С. Естественно, что степень твердения
(охрупчивания) металла в этом случае зависит от
содержания углерода и карбидообразующих эле-
ментов. Поскольку, как уже указывалось, природа
Рис. 3. Распределение твердости в металле швов различного
химического состава
Т а б л и ц а 3. Экспериментальные составы швов (к рис. 3)
Условный шифр сварного
соединения, тип легирования
стали/проволоки
(толщина стали, мм)
Массовая доля основных легирующих элементов в металле шва, %
C Mn Mo V Nb Cr Ti
5, Mn–Ti/Mn–Ni–Mo (15,7) 0,068 1,80 0,19 Следы Следы 0,01 0,035
6, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo (30) 0,070 1,72 0,25 0,050 0,032 0,06 Следы
8, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo (17,5) 0,065 1,75 0,18 0,056 0,048 0,06 »
9, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo–Cr (15,7) 0,080 1,78 0,20 0,060 0,033 0,24 0,02
Рис. 2. Влияние расположения надреза на ударную вязкость
металла исследуемых швов труб
Т а б л и ц а 2. Экспериментальные составы швов (к рис. 2)
Условный шифр сварного
соединения, тип легирования
стали/проволоки
(толщина стали, мм)
Массовая доля основных легирующих элементов в металле шва, %
C Mn Mo V Nb Cr Ti
5, Mn–Ti/Mn–Ni–Mo (15,7) 0,068 1,80 0,19 Следы Следы 0,01 0,035
6, Mn–V–Nb/Mn–Ni–Mo (30) 0,070 1,72 0,25 0,050 0,032 0,06 Следы
7, Mn–V–Ti/Mn–Ni–Mo (17,5) 0,082 1,75 0,24 0,075 Следы 0,05 0,010
42 5/2013
снижения вязкости металла шва вследствие про-
цессов дисперсионного твердения достаточно изу-
чена, в дальнейшем более детально исследовали
высокотемпературную зону охрупчивания метал-
ла первого шва.
Дополнительные испытания показали, что ус-
коренное охлаждение в процессе сварки усили-
вает охрупчивание высокотемпературной зоны.
Так, при охлаждении металла первого шва с сум-
марным содержанием ванадия, ниобия, хрома, ти-
тана и молибдена на уровне 0,40 % на воздухе,
водой и водно-воздушной смесью максимальное
твердение металла ВТЗО зафиксировано в случае
охлаждения водно-воздушной смесью, т.е. при
более высокой скорости охлаждения (рис. 4). Сле-
дует также отметить, что в случае испытания на
стойкость против образования холодных трещин
по методике ЛТП2-6 [6], предусматривающей ус-
коренное охлаждение, в металле первого шва с
близким к указанному химическим составом (сум-
марное содержание карбидообразующих элемен-
тов на уровне 0,39 %) также наблюдали интен-
сивное твердение и даже образование трещин
именно в ВТЗО (рис. 5, кривые 1 и 2). В то же
время при аналогичных условиях испытания в ме-
талле первого шва, легированного только молиб-
деном и титаном, и по химическому составу близ-
ком к шву сварного соединения 5 (суммарное со-
держание карбидообразующих элементов на уров-
не 0,23 %) твердение не зафиксировано, а тре-
щины отсутствовали (рис. 5, кривая 3).
При исследовании возможных изменений
структуры металла внутреннего (первого) шва в
результате повторного нагрева при выполнении
наружного (второго) шва методом оптической ме-
таллографии существенных отличий параметров
структурного состояния металла локальных зон
внутреннего шва, подвергнутых нагреву до раз-
ных температур и в которых выявлено заметное
повышение твердости металла в высокотемпера-
турной области и в зоне дисперсионного твер-
дения, не установлено. Структурные характерис-
тики, определяющие уровень ударной вязкости
металла шва [7, 8] (доля различных структурных
составляющих — игольчатого феррита, межзерен-
ного полигонального или пластинчатого доэвтек-
тоидного феррита, верхнего бейнита и размеры
этих образований, морфология и распределение
микрофазы, представляющей собой мартенситно-
аустенитно-карбидные комплексы (МАК-фазы),
количество, размер и морфология неметалличес-
ких включений) типичны для применяемых сва-
рочных и свариваемых материалов. Исключение
составили только швы с максимальным содержа-
нием молибдена и ниобия, где на указанных учас-
тках по границам кристаллитов зафиксированы
значительные образования углеродистых фаз и
структурных составляющих (МАК-фаза, перлит,
карбиды). Поэтому эти локальные зоны охруп-
чивания дополнительно изучали методом прос-
вечивающей электронной микроскопии с исполь-
зованием фольг в сочетании с микродифракцией.
Исследовали преимущественно швы, выпол-
ненные с применением флюса АН-60 и проволоки
Св-08ГНМ на сталях с углеродом на уровне 0,1 %
и различным содержанием микролегирующих
элементов и азота. Оценивали в основном такие
характеристики структурно-фазового состояния
металла швов, как особенности игольчатого фер-
рита и дислокационную структуру, наличие дру-
гих продуктов превращения аустенита, морфоло-
гию и распределение фазовых выделений.
Рис. 4. Влияние ускоренного охлаждения на распределение
твердости в металле шва: 1 — охлаждение на воздухе; 2 —
водяное охлаждение; 3 — водно-воздушное
Рис. 5. Распределение твердости в металле швов, подвергну-
тых испытанию на стойкость против образования холодных
трещин: 1 — после сварки; 2, 3 — после испытания на
стойкость против холодных трещин; 1, 2 — шов системы
легирования Mo–V–Nb; 3 — Mo–Ti (заштрихованная область
— зона образования холодных трещин)
5/2013 43
Проведенные исследования показали, что при
относительно низком содержании азота (до
0,006 %) и карбидообразующих элементов (Ti +
+ V + Nb = 0,04 %, где Ti = 0,03 % ) в металле
внутреннего шва как в ВТЗО, так и в зоне отпуска
формируется микроструктура игольчатого ферри-
та с достаточно развитой субструктурой (размеры
субструктурных элементов составляют примерно
(0,6…1,5×2,0…7,0) мкм, а коэффициент формы χ
порядка 2…4). Плотность дислокаций ρ находится
на уровне 1010 см–2. Характерным для структуры
является упорядоченное распределение дислока-
ций объемных равновесных конфигураций. Гра-
ницы субструктурных элементов, имеющие вид
дислокационных сеток и стенок (границы наклона
и кручения) свидетельствуют о протекании ре-
лаксационных процессов в металле шва. Кроме
игольчатого и небольшого количества полиго-
нального доэвтектоидного феррита (10…15 %)
выявлены также микроучастки продуктов проме-
жуточного превращения (рис. 6, а), которые име-
ют нечетко выраженные тонкопластинчатые дис-
пергированные карбидные выделения (очевидно
в составе МАК-фазы). В зоне отпуска в феррит-
ных зернах наблюдаются фазовые выделения раз-
мером dф.в ~ 0,006…0,012 мкм. Расстояние между
отдельными частицами фазовых выделений lф.в
составляет примерно 0,06…0,16 мкм. Микродиф-
ракционный анализ состава фазовых выделений
позволил идентифицировать их как карбиды ти-
тана, железа и ванадия.
Повышение содержания карбидообразующих
в металле внутреннего шва (Ti + V + Nb = 0,05 %,
где титан практически отсутствует) приводит к фор-
мированию игольчатого феррита, зерна которого
более вытянуты (коэффициент формы χ составляет
3…5, у отдельных субзерен — до 10), местами сход-
но ориентированы. Размеры субструктурных эле-
ментов порядка 0,8…1,2×3,5…5,0 мкм. В участке
ВТЗО увеличивается количество микрообъемов бей-
нита и появляется двойниковый мартенсит (в составе
МАК-фазы). Плотность дислокаций находится на
уровне 1010 см–2. Размер фазовых выделений в зоне
отпуска, представляющих собой в основном карбиды
ванадия, ниобия, железа находится на уровне
0,02…0,03 мкм. Расстояние между частицами
0,1…0,2 мкм.
Одновременное повышение содержания азота
(до 0,010…0,012 %) и микролегирующих (Ti +
+ V + Nb > 0,06 %) приводит к более существен-
ным изменениям в дислокационной структуре и рас-
пределении фазовых выделений. В этом случае фор-
мируется также дисперсная фрагментированная
структура игольчатого феррита с коэффициентом
формы χ — в среднем порядка 3…5, отдельные
субзерна до 11. Для структуры характерна высокая
плотность дислокаций ρ — до 1011 см–2 и выше.
Распределение дислокаций в основном хаотичес-
кое. В структуре наблюдается больше микро-
объемов со структурой мартенсита (рис. 6, б). От-
личительная особенность структуры такого шва
в зоне отпуска — весьма высокая плотность фа-
зовых выделений и их дисперсность. Размеры фа-
зовых выделений составляют порядка
0,003…0,007 мкм. Расстояние между отдельными
частицами не превышает 0,007 мкм, что практи-
чески соизмеримо с размерами самих выделений.
Выделения представляют собой в основном нит-
риды (карбонитриды) титана, алюминия, ниобия,
ванадия. Такое структурное состояние приводит
к появлению более напряженной структуры ме-
талла швов, что связано с развитием дислокацион-
ного, субструктурного механизмов упрочнения, а
также упрочнения по механизму Орована (мел-
кодисперсными частицами).
Таким образом, исследования подтвердили,
что в низкотемпературной зоне твердения первого
шва образуется большое количество дисперсных
(размером 0,003…0,005 мкм) частиц типа
VNb(CN), располагающихся на расстоянии около
0,007 мкм друг от друга, что свидетельствует о
протекании процесса дисперсионного твердения
в зоне отпуска.
Применительно к ВТЗО зафиксировано уве-
личение количества МАК-фазы, в составе которой
превалируют микроучастки пакетного (реечного)
мартенсита. Наблюдаемые в этой зоне карбиды
молибдена и карбонитриды ванадия и ниобия от-
Рис. 6. Микроструктура (×15000) микрофазы в высокотемпе-
ратурной зоне охрупчивания металла внутреннего шва при
различном его легировании: а — Ti + V + Nb = 0,04 % (Ti =
= 0,03 %); б — Ti + V + Nb > 0,06 % (Ti практически
отсутствует)
44 5/2013
носительно крупные, поэтому как упрочняющие
частицы неэффективны.
Исходя из полученных данных, представляется
возможным предложить следующую версию о
природе ВТЗО: она образуется при температуре
повторного нагрева порядка 950…1100 °С, когда
в металле шва растворяются карбонитриды ва-
надия и ниобия, а также карбиды молибдена. В
этих условиях еще негомогенизированный аусте-
нит в локальных зонах, особенно при повышен-
ном уровне легирования, в процессе последую-
щего охлаждения при пониженных температурах
распадается, образуя микрофазу, содержащую,
кроме продуктов бейнитного превращения, более
напряженный пакетный мартенсит, что усиливает
склонность данной зоны к охрупчиванию. При
определенных условиях это может привести к об-
разованию в швах холодных трещин.
Выводы
1. Снижение ударной вязкости при испытании об-
разцов двусторонних двухпроходных сварных со-
единений труб, испытуемое сечение которых
включает металл пересечения внутреннего и на-
ружного швов, обусловлено рядом факторов, оп-
ределяющим из которых является наличие локаль-
ных зон охрупчивания, формирующихся в
металле внутреннего шва вследствие его нагрева
при выполнении наружного шва. В металле внут-
реннего шва присутствуют две такие зоны: в вы-
сокотемпературной и низкотемпературной облас-
ти нагрева.
2. Образование низкотемпературной зоны ох-
рупчивания обусловлено процессом дисперсион-
ного твердения металла при повторном нагреве
до температур примерно 450…650 °С, а его про-
явление пропорционально увеличению содержа-
ния углерода и карбидообразующих элементов.
3. Исследования, в том числе с применением
просвечивающей электронной микроскопии в со-
четании с микродифракцией, позволили предпо-
ложить, что снижение вязкости в высокотемпе-
ратурной зоне охрупчивания, образующейся при
повторном нагреве внутреннего шва до темпера-
тур 950…1100 °С, обусловлено формированием
вследствие распада негомогенизированного аус-
тенита неблагоприятных структурных составля-
ющих, в частности, МАК-фазы, содержащей
заметную долю более напряженного пакетного
мартенсита.
1. Offshore Standard Norkske Veritas DNV-OS-F101. Subma-
rine pipeline systems. Det.–Oct. 2010. — 238 р.
2. Ito G., Nakanishi M. Study on Charpy impact properties of
weld metals with submerged are welding. — S.1., [1975]. —
20 p. — (Intern. Inst. of Welding; Doc. IХ-A-113–75).
3. Farrar R. A., Wong S. Y., Watson M. W. How stress relief af-
fects SA weld metal containing niobium // Weld. Metal.
Fabr. — 1980. — № 1/2. — P. 21–23.
4. Yoshino Y., Stout R. D. Effect of microalloys on the notch to-
ughness of line pipe seam welds // Welding J. — 1979. —
58, № 3. — P. 59–69.
5. Сварка толстостенных труб большого диаметра из стали
с контролируемой прокаткой / И. И. Франтов, С. А. Го-
лованенко, Б. А. Моисеев и др. // Свароч. пр-во. — 1981.
— № 6. — С. 11–13.
6. Макаров Э. Л. Холодные трещины при сварке легиро-
ванных сталей. — М.: Машиностроение, 1981. — 248 с.
7. Garland J. G., Kirkwood P. R. Towards improved submer-
ged arc weld metal // Metal Constr. — 1975. — № 5. —
P. 275–283.
8. Морфологические особенности структуры низколегиро-
ванного металла шва и их влияние на свойства сварных
соединений / А. В. Денисенко, В. Ф. Грабин, А. О. Кор-
сун, Т. Г. Соломийчук // Автомат. сварка. — 1990. —
№ 10. — С. 32–37.
Поступила в редакцию 27.02.2013
«ЗОРЯ»–«МАШПРОЕКТ»
ПОСТАВИЛ АГРЕГАТ ДЛЯ РОССИЙСКОГО ФЛОТА
ГП «Зоря»–«Машпроект» завершило приемо-сдаточные испытания и отгрузило заказ-
чику из России дизель — газотурбинный агрегат морской силовой установки, которая пред-
назначена для эксплуатации на кораблях класса «фрегат». Первый агрегат установки был
поставлен заказчику в декабре 2012 г.
Предприятие располагает уникальными испытательными стендами, позволяющими
производить полный цикл испытаний не отдельных составляющих, а агрегатов в целом.
На ГП «Зоря»–«Машпроект» проходят испытания не только газотурбинных двигателей и
редукторов, произведенных предприятием, но и других составляющих агрегатов.
5/2013 45
|