Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость.
Одной из наиболее сложных задач при изготовлении газонефтепроводных труб, с точки зрения технологии их сварки, является удовлетворение требованиям нормативных показателей ударной вязкости металла ЗТВ сварных соединений. Целью данной работы являлось исследование влияния химического состава микролег...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Дата: | 2013 |
| Автори: | , , , |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Російська |
| Опубліковано: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2013
|
| Теми: | |
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103113 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость / А.А. Рыбаков, Т.Н. Филипчук, В.А. Костин, В.В. Жуков // Автоматическая сварка. — 2013. — № 9 (725). — С. 10-18. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859818567160037376 |
|---|---|
| author | Костин, В.А. Рыбаков, А.А. Филипчук, Т.Н. Жуков, В.В |
| author_facet | Костин, В.А. Рыбаков, А.А. Филипчук, Т.Н. Жуков, В.В |
| citation_txt | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость / А.А. Рыбаков, Т.Н. Филипчук, В.А. Костин, В.В. Жуков // Автоматическая сварка. — 2013. — № 9 (725). — С. 10-18. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Автоматическая сварка |
| description | Одной из наиболее сложных задач при изготовлении газонефтепроводных труб, с точки зрения технологии их
сварки, является удовлетворение требованиям нормативных показателей ударной вязкости металла ЗТВ сварных
соединений. Целью данной работы являлось исследование влияния химического состава микролегированной стали
и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структурно-фазовое состояние и характеристики
вязкости. С применением современного комплекса Gleeble-3800 исследованы имитирующие металл ЗТВ сварных
соединений труб образцы стали категории Х70 различного химического состава, отличающиеся, в основном, содержанием углерода и условиями охлаждения с различной скоростью. Установлено, что в металле исследованного
химического состава в достаточно широком интервале скоростей охлаждения образуется, в основном, структура
бейнитного типа — пластинчатый феррит с упрочняющей второй фазой (МАК или карбидной фазой), плотность
распределения, расположение (ориентация), размеры и морфология которой определяются преимущественно химическим составом и, в меньшей мере, скоростью охлаждения Vохл.8/5 металла. В связи с этим для повышения
вязкости металла ЗТВ необходимо в большей мере использовать возможности воздействия металлургического
фактора. С целью формирования оптимальной структуры и, следовательно, улучшения вязкости металла ЗТВ,
наряду со снижением в стали до минимально возможного уровня содержания вредных примесей (серы, фосфора
и азота), целесообразно также строго ограничивать массовые доли элементов, способствующих образованию в
металле ЗТВ грубых пакетов феррита с упорядоченной карбидной фазой пластинчатой морфологии (например,
углерода, ниобия, молибдена и др.). Результаты исследований использованы при изготовлении из микролегированной стали категории Х70 труб для магистральных газонефтепроводов.
|
| first_indexed | 2025-12-07T15:24:31Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 621.791:669.14.018.2/.8-194.2
ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА
МИКРОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ И СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ
МЕТАЛЛА ЗТВ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ТРУБ
НА ЕГО СТРУКТУРУ И УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ
А. А. РЫБАКОВ, Т. Н. ФИЛИПЧУК, В. А. КОСТИН, В. В. ЖУКОВ
ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ. 03680, г. Киев-150, ул. Боженко, 11. E-mail: office@paton.kiev.ua
Одной из наиболее сложных задач при изготовлении газонефтепроводных труб, с точки зрения технологии их
сварки, является удовлетворение требованиям нормативных показателей ударной вязкости металла ЗТВ сварных
соединений. Целью данной работы являлось исследование влияния химического состава микролегированной стали
и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структурно-фазовое состояние и характеристики
вязкости. С применением современного комплекса Gleeble-3800 исследованы имитирующие металл ЗТВ сварных
соединений труб образцы стали категории Х70 различного химического состава, отличающиеся, в основном, со-
держанием углерода и условиями охлаждения с различной скоростью. Установлено, что в металле исследованного
химического состава в достаточно широком интервале скоростей охлаждения образуется, в основном, структура
бейнитного типа — пластинчатый феррит с упрочняющей второй фазой (МАК- или карбидной фазой), плотность
распределения, расположение (ориентация), размеры и морфология которой определяются преимущественно хи-
мическим составом и, в меньшей мере, скоростью охлаждения Vохл.8/5 металла. В связи с этим для повышения
вязкости металла ЗТВ необходимо в большей мере использовать возможности воздействия металлургического
фактора. С целью формирования оптимальной структуры и, следовательно, улучшения вязкости металла ЗТВ,
наряду со снижением в стали до минимально возможного уровня содержания вредных примесей (серы, фосфора
и азота), целесообразно также строго ограничивать массовые доли элементов, способствующих образованию в
металле ЗТВ грубых пакетов феррита с упорядоченной карбидной фазой пластинчатой морфологии (например,
углерода, ниобия, молибдена и др.). Результаты исследований использованы при изготовлении из микролегированной
стали категории Х70 труб для магистральных газонефтепроводов. Библиогр. 10, табл. 3, рис. 6.
К л ю ч е в ы е с л о в а : микролегированная сталь, сварное соединение, зона термического влияния, скорость ох-
лаждения, микроструктура, ударная вязкость
В последнее время в связи с необходимостью ре-
шения задачи обеспечения безопасности эксплу-
атации магистральных трубопроводных систем
для транспорта жидких и газообразных углево-
дородов непрерывно ужесточается комплекс тре-
бований к трубам, в том числе к ударной вязкости
металла сварных соединений [1, 2]. Как известно,
для таких трубопроводов применяют преимущес-
твенно сварные трубы большого диаметра из вы-
сокопрочных микролегированных сталей [3]. Ана-
лиз современных нормативных документов,
литературных данных и собственные исследова-
ния свидетельствуют, что одной из наиболее
сложных задач при изготовлении газонефтепро-
водных труб, с точки зрения технологии их свар-
ки, является выполнение нормативных показате-
лей ударной вязкости металла зоны термического
влияния (ЗТВ) сварных соединений.
Многие исследователи [4, 5] отмечают значи-
тельный разброс значений ударной вязкости при
испытании металла ЗТВ сварных соединений сов-
ременных трубных сталей, что обусловлено це-
лым рядом факторов — структурной гетероген-
ностью сварных соединений, местом расположе-
ния надреза, состоянием структуры металла, осо-
бенно примыкающего к надрезу, конфигурацией
линии сплавления, долей и свойствами металла
шва и различных участков ЗТВ в разрушаемом
сечении, реакцией стали на термодеформацион-
ный цикл сварки и др.
Структурное состояние металла ЗТВ является
одним из определяющих факторов, влияющих на
его ударную вязкость. При любой из регламен-
тируемых нормативными документами схем на-
несения надреза для оценки вязкости металла ЗТВ
в испытуемое сечение включаются участки свар-
ного соединения с разной структурой, в том числе
участок крупного зерна с пониженной вязкостью
(локальной зоны охрупчивания — ЛЗО), примы-
кающий к линии сплавления. Наблюдаемый при
сварке значительный рост зерна аустенита в ЛЗО,
образование крупных пакетов пластинчатого фер-
рита и верхнего бейнита, наличие мартенситно-
аустенитно-карбидной фазы (МАК) — все это в
значительной мере снижает вязкие характеристи-
ки металла околошовного участка ЗТВ [6–8]. Раз-
© А. А. Рыбаков, Т. Н. Филипчук, В. А. Костин, В. В. Жуков, 2013
10 9/2013
меры, микроструктура и свойства участка свар-
ного соединения с пониженной вязкостью опре-
деляются химическим составом основного метал-
ла и условиями сварки (в том числе скоростью
охлаждения металла в температурном интервале
возможных превращений — 800…500 °С). Имен-
но этот участок оказывает решающее влияние на
интегральный показатель ударной вязкости при
испытании металла ЗТВ.
В реальных сварных соединениях участок ЛЗО
имеет сложную конфигурацию и относительно
малые размеры, вследствие чего оценка ударной
вязкости собственно этого участка и его роли в
интегральном показателе вязкости затруднена. В
то же время для решения задачи обеспечения тре-
буемых вязких характеристик сварных соедине-
ний крайне важно иметь информацию относитель-
но структуры и свойств металла в ЛЗО. С этой
точки зрения наиболее корректными являются ис-
следования с привлечением методов физического
моделирования структурных превращений метал-
ла при сварке, в частности, на современном ком-
плексе Gleeble-3800 [9], который использовался
в настоящей работе.
Цель работы состояла в исследовании влияния
химического состава микролегированной трубной
стали и скорости охлаждения металла на струк-
турно-фазовые характеристики металла в участке
крупного зерна ЗТВ сварных соединений. Образ-
цы, вырезанные из стали толщиной 25…33 мм
поперек направления прокатки (цилиндрические
диаметром 10 мм или прямоугольные сечением
10×10 мм), нагревали со скоростью примерно
40 °С/с. Максимальная температура нагрева об-
разцов при имитации сварочных циклов состав-
ляла 1300 °С, время выдержки при этой темпе-
ратуре 1 с. В данных исследованиях скорость ох-
лаждения металла испытуемых образцов в диа-
пазоне 800…500 °С (Vохл. 8/5) выбирали исходя
из режимов многодуговой сварки под флюсом,
реальных применяемых при изготовлении прямо-
шовных труб большого диаметра. С целью оп-
ределения пределов изменения этого параметра
выполнен расчет Vохл.8/5 для типовых режимов пя-
тидуговой сварки наружных швов труб с толщи-
ной стенки 22…36 мм при условии исходной тем-
пературы свариваемых кромок в пределах от 20
до 100 °С (повышенная исходная температура
кромок в условиях поточного производства труб
возможна из-за недостаточного интервала време-
ни между окончанием сварки внутреннего шва
и началом процесса выполнения наружного шва).
В расчетах использовали известную формулу [10],
по которой определяли время пребывания металла
в указанном диапазоне t8/5:
t8 ⁄ 5 = η2
4πλρc
⎛⎜
⎝
UI
V
⎞
⎟
⎠
2
1
d2
⎡
⎢
⎣
⎛
⎜
⎝
1
500 – T0
⎞
⎟
⎠
2
– ⎛⎜
⎝
1
800 – T0
⎞
⎟
⎠
2
⎤
⎥
⎦
,
где η — тепловой КПД сварки, принятый равным
1 для сварки под флюсом; λ — коэффициент тепло-
проводности стали, равный 3,8⋅10–4 кДж/см⋅с⋅град;
ρ — плотность стали, г/см3; c — удельная тепло-
емкость стали, Дж/г⋅град; ρc = 0,005 кДж/см3⋅град;
d — толщина листа, см; T0 — исходная темпе-
ратура металла перед сваркой; UI/V — погонная
энергия процесса пятидуговой сварки.
Соответственно скорость охлаждения Vохл.8/5
металла определяли как величину, обратную вре-
мени его пребывания в диапазоне температур
800…500 °С.
Согласно расчетам скорость охлаждения ме-
талла Vохл.8/5 при многодуговой сварке под флю-
сом труб с толщиной стенки 22…36 мм при раз-
личной исходной температуре свариваемых кро-
мок (от 20 до 100 °С) составляет 7,2…4,5 °С/с.
Исходя из этих данных при имитации термичес-
кого цикла сварки задавали время нахождения ме-
талла в указанном диапазоне температур, равное
45, 50 и 55 с, что соответствует скорости охлаж-
дения 6,7, 6,0 и 5,4 °С/с. Отдельные образцы ста-
ли охлаждали с меньшей (3 °С/с) или большей
(12 и 30 °С/с) скоростью, при этом t8/5 составляло
100, 25 и 10 с, соответственно.
Исследовали реакцию на термический цикл
многодуговой сварки стали типа К60 (Х70) раз-
личных изготовителей, используемой при произ-
водстве труб для магистральных газонефтепро-
водов и условно обозначенную буквенными ин-
дексами от А до Г. По химическому составу ис-
следуемый металл (табл. 1) представлял собой
кремний-марганцевую сталь со сверхнизким со-
держанием вредных примесей (в частности, мас-
совая доля серы составляла 0,001…0,002 %, фос-
фора 0,008…0,012 %, а содержание азота не пре-
вышало 0,006 %), микролегированную ниобием
(0,038…0,054 %) и ванадием (0,032…0,040 %, за
Рис. 1. Температура начала Tн и окончания Tк γ→α-превра-
щения металла исследуемых образцов при скорости охлажде-
ния Vохл.8/5 = 6,7 °С/с
9/2013 11
исключением образцов стали В, в которой мас-
совая доля ванадия меньше 0,02 %). Количество
марганца в исследованном металле находилось в
относительно узких пределах (от 1,53 до 1,79 %).
Наиболее существенные отличия в химическом
составе исследуемого металла состояли в содер-
жании углерода, которое изменялось в пределах
от 0,032 до 0,080 %. По содержанию этого эле-
мента исследованные образцы стали можно раз-
делить на две группы: с низким содержанием уг-
лерода (0,032…0,045 % C, условные шифры А
и Б) и с повышенным содержанием углерода
(0,076…0,080 % C, шифры В и Г). Следует также
отметить, что сталь Г, содержащая 0,076 % уг-
лерода, кроме ниобия и ванадия дополнительно
микролегирована небольшим количеством молиб-
дена, массовая доля которого составляла 0,11 %.
В низкоуглеродистой стали А и Б несколько боль-
ше массовая доля ниобия (0,050…0,054 %).
Кинетику структурных превращений металла
исследованных образцов стали (температуру на-
чала Tн и окончания Tк) при различной скорости
их охлаждения в интервале 800…500 °С опреде-
ляли путем анализа дилатограмм нагрева и ох-
лаждения (табл. 2).
Как и следовало ожидать, для всех исследо-
ванных образцов с увеличением времени пребы-
вания (уменьшением скорости охлаждения) ме-
талла в температурном интервале 800…500 °С
температура начала и окончания превращения
возрастает, хотя эти изменения не столь сущес-
твенны. В связи с этим следует отметить доста-
точно высокую структурную стабильность иссле-
дованных сталей, особенно стали Г, дополнитель-
но микролегированной небольшим количеством
молибдена. Так, в диапазоне t8/5 от 10 до 45 с
(Vохл.8/5 от 30 до 6,7 °С/с) Tн металла с низким
содержанием углерода (образцы А и Б) находится
в пределах 656…696 °С, а стали с повышенным
содержанием углерода (образцы В и Г) —
640…657 °С. При этом Tн стали Г, содержащей
0,11 % молибдена, в указанном диапазоне ско-
рости охлаждения практически не меняется и сос-
тавляет 656…657 °С. В ходе исследований ана-
логичная зависимость от скорости охлаждения ус-
тановлена также и для температуры окончания
структурных превращений металла (см. табл. 2).
Анализируя результаты определения Tн и Tк
стали различного химического состава в условиях
изменения скорости охлаждения, можно отметить
следующее. В диапазоне скорости охлаждения
Vохл.8/5 = 6,7…5,5 °С/с, соответствующем техни-
ческой возможности ее регулирования в условиях
традиционно используемой многодуговой двусто-
ронней сварки под флюсом труб, в том числе из
толстостенного металла, Tн и Tк исследованных
образцов стали практически не изменяются и в
большей мере зависят от химического состава ста-
ли (рис. 1). Так, в указанном диапазоне скорости
охлаждения Tн стали с пониженным углеродом
(образцы А и Б) находится в районе 700 °С
(695…702 °С), а Tк — около 500 °С
(499…512 °С). Соответственно Tн стали с боль-
шим содержанием углерода (образцы В и Г) сос-
тавляет 645…660 °С, а Tк — 432…492 °С. Ми-
нимальная температура начала и окончания прев-
ращений во всем исследованном диапазоне ско-
Т а б л и ц а 1. Химический состав исследуемых сталей, мас. %
Условный
шифр об-
разца
C Mn Si P S Ni Ti Mo Nb V
А 0,032 1,79 0,27 0,011 0,001 0,21 0,019 < 0,03 0,050 0,032
Б 0,045 1,79 0,23 0,012 0,002 0,21 0,013 < 0,03 0,054 0,038
В 0,080 1,62 0,11 0,014 0,002 0,23 0,012 < 0,03 0,038 < 0,02
Г 0,076 1,53 0,26 0,008 0,002 0,20 0,013 0,11 0,043 0,040
Т а б л и ц а 2. Температура начала и окончания превра-
щения аустенита металла исследуемых образцов стали
при разной скорости охлаждения
Условный
шифр образца
t8/5, с
(Vохл.8/5, °С/с) Tн, °С Tк, °С
А
(0,032 % C)
10 (30,0) 664 439
25 (12,0) 671 456
45 (6,7) 696 499
Б
(0,045 % C)
10 (30,0) 656 453
25 (12,0) 682 485
45 (6,7) 695 509
50 (6,0) 700 510
55 (5,5) 702 512
В
(0,080 % C)
45 (6,7) 650 480
50 (6,0) 659 491
55 (5,5) 660 492
100 (3,0) 707 500
Г
(0,076 %C)
25 (12,0) 656 432
45 (6,7) 657 435
50 (6,0) 659 440
55 (5,5) 660 445
100 (3,0) 670 450
12 9/2013
рости охлаждения характерна для стали с угле-
родом 0,076 %, микролегированной ниобием, ва-
надием и небольшим количеством молибдена (об-
разец Г).
Для исследования особенностей структурных
характеристик металла образцов стали различного
химического состава после имитации термичес-
кого цикла сварки с разной скоростью охлаждения
применяли методы оптической и растровой ме-
таллографии. Микрошлифы цилиндрических и
прямоугольных образцов стали исследовали после
травления в 4%-м спиртовом растворе азотной
кислоты (нитале).
В металле с массовой долей углерода 0,08 %
(образцы стали В) при скорости охлаждения, ти-
пичной для металла ЗТВ сварных соединений
труб с толщиной стенки 25…36 мм (Vохл.8/5 =
= 5,5…6,7 °С/с), формируется крупнозернистая
Рис. 2. Микроструктура (×400) металла образцов имитированной ЗТВ (оптическая микроскопия). Образец А: Vохл.8/5 = 6,7 °С/с
(а); 12 (б); 30 (в). Образец В: Vохл.8/5 = 6,7 °С/с (г); 12 (д); 30 (е). ФНУВФ — феррит с неупорядоченной второй фазой, ФУВФ
— феррит с упорядоченной второй фазой
9/2013 13
(4 номер по ГОСТ 5639) структура пластинчатого
феррита с достаточно грубой углеродистой второй
фазой (МАК-фаза или карбиды), в основном,
сходно ориентированной — упорядоченной
(рис. 2, г и 3, а). Следует отметить, что боль-
шинство крупных зерен фрагментировано на от-
дельные субзерна, что четко определяется разме-
ром и ориентацией выделений второй фазы. Вто-
рая фаза преимущественно удлиненной (пластин-
чатой) морфологии, достаточно плотно распреде-
лена в ферритной матрице (рис. 2, г и 3, а). По-
вышение Vохл.8/5 металла сверх указанного пре-
дела (до 12 °С/с) способствует некоторому уве-
личению дисперсности и уменьшению объемной
доли (плотности распределения) второй фазы
(рис. 2, д). Зерна, размер которых соответствует
4-5 номеру по ГОСТ 5639, также фрагментиро-
ваны. Наряду со второй фазой удлиненной формы
наблюдаются единичные образования зернистой
морфологии, в том числе хаотически расположен-
ные (неупорядоченные). При скорости охлажде-
ния 30 °С/с формируется еще более дисперсная
микроструктура, представляющая собой феррит
с плотно расположенной упорядоченной (около
50 %) и неупорядоченной второй фазой в основ-
ном зернистой морфологии (рис. 2, е). При сни-
жении скорости охлаждения Vохл.8/5 металла до
3 °С/с (что возможно, например, при условии, ес-
ли исходная температура свариваемых кромок пе-
ред выполнением наружного шва трубы будет
равна примерно 150 °С) в стали с содержанием
углерода 0,080 % (образцы В), кроме грубых па-
кетов феррита с упорядоченной второй фазой
пластинчатой морфологии, по границам бывшего
аустенитного зерна наблюдается оторочка доэв-
тектоидного полигонального феррита (рис. 4, а).
Аналогичная зависимость структурных пара-
метров при изменении скорости охлаждения
Vохл.8/5 наблюдается и в образцах с меньшим со-
держанием углерода (образцы А и Б, рис. 2, а–в;
3, в–г; 4, б), а также в стали с массовой долей
углерода 0,076 % и дополнительно микролегиро-
ванной небольшим количеством молибдена (об-
разцы Г). При этом в структуре имитированной
ЗТВ низкоуглеродистой стали (образцы А и Б),
несмотря на большее содержание ниобия, кото-
рый может способствовать формированию грубых
бейнитных пакетов, количество углеродистой
структурной составляющей (МАК-фазы) сущест-
венно меньше. Образования МАК-фазы в металле
ЗТВ этой стали более дисперсны, в большинстве
своем имеют зернистую морфологию, а их сход-
ная ориентация слабо выражена.
Следует отметить, что микроструктура метал-
ла образцов, моделирующих термический цикл
сварки со скоростью охлаждения порядка Vохл.8/5 =
= 6,7 °С/с, очень близка к структуре металла на
участке крупного зерна ЗТВ сварных соединений
труб, изготовленных из стали соответствующего
химического состава (рис. 5).
Рис. 3. Микроструктура (×1000) исследуемых образцов стали после имитации термического цикла сварки (растровая микрос-
копия): а, б — Vохл.8/5 = 6,7 °С/с (а — образец В; б — Г); в, г — образец Б (соответственно Vохл.8/5 = 6,7 и 12 °С/с); ВФ1, ВФ2
— соответственно вторая фаза пластинчатой и зернистой морфологии
14 9/2013
Влияние химического состава на структурное
состояние металла имитированной ЗТВ более су-
щественно, чем изменение скорости охлаждения
в исследуемых пределах. Однозначно установлена
зависимость объемной доли (плотности распре-
деления) МАК-фазы и ее морфологии от содер-
жания углерода в стали. Меньшее количество об-
разований МАК-фазы и предпочтительное фор-
мирование зерен феррита с МАК-фазой зернис-
того типа и хаотически (неупорядоченным) ее рас-
пределением выявлено в металле с пониженным
количеством углерода. Так, например, структура
металла образцов А и Б (массовая доля углерода
0,032 и 0,045 %, соответственно) при всех ис-
следованных Vохл.8/5 представляет собой, в основ-
ном, феррит с дисперсной хаотически располо-
женной углеродистой фазой (МАК-фазой, карби-
дами) преимущественно зернистой морфологии
(рис. 2, а–в и 3, в–г) и только в отдельных зернах
наблюдается сходная ориентация дисперсной вто-
рой фазы. Объемная доля (плотность распреде-
ления) второй фазы в металле указанных образцов
существенно меньше, чем в стали с большим со-
держанием углерода (для сравнения, например,
см. рис. 3, а, в).
С повышением массовой доли углерода в стали
до 0,080 % (образцы В) объемная доля (плотность
распределения) частиц МАК-фазы в структуре ме-
талла возрастает. При этом МАК-фаза преиму-
щественно сходно ориентирована (упорядочен-
ная) и, как правило, имеет пластинчатую морфо-
логию (рис. 2, г–е и 3, а).
Дополнительное легирование стали с углеро-
дом 0,076 % молибденом в количестве 0,11 %
способствовало некоторому измельчению МАК-
фазы, однако не привело к существенному улуч-
шению структурных характеристик металла в
ЗТВ.
Таким образом, металлографическими иссле-
дованиями установлено, что в достаточно широ-
ком диапазоне изменения скорости охлаждения
в интервале температур 800…500 °С в металле
исследованных образцов образуется, в основном,
структура бейнитного типа — пластинчатый фер-
рит с упрочняющей второй фазой (МАК- или кар-
бидной фазой), плотность распределения, распо-
ложение (ориентация), размеры и морфология ко-
торой определяются преимущественно химичес-
ким составом и, в меньшей мере, скоростью ох-
лаждения Vохл.8/5 (в исследованном диапазоне). В
стали с массовой долей углерода 0,08 % при ско-
рости охлаждения, близкой к скорости охлажде-
ния металла при сварке рабочих швов труб (при-
мерно 6,7 °С/с), формируется структура, предс-
Рис. 4. Микроструктура (×400) металла образцов имитируемой ЗТВ с замедленной скоростью охлаждения (t8/5 = 100 с,
Vохл.8/5 = 3 °С/с): а — образец В; б — Б (ЗПФ — зернограничный полигональный феррит)
Рис. 5. Микроструктура (×400) металла на участке крупного зерна ЗТВ сварных соединений труб из стали Х70 различного
химического состава: а — сталь Б; б — В
9/2013 15
тавляющая собой крупные пакеты пластинчатого
феррита с одинаково ориентированной второй фа-
зой, в основном, удлиненной формы. Снижение
содержания углерода до 0,032…0,045 % способ-
ствует существенному уменьшению плотности
распределения и увеличению дисперсности угле-
родистой фазы. При этом дисперсная МАК-фаза
в основном зернистой морфологии расположена
хаотически. Такие структурные характеристики
металла, с точки зрения его ударной вязкости,
более предпочтительны. Существенное увеличе-
ние дисперсности и изменение плотности расп-
ределения и морфологии МАК-фазы в структуре
исследованных образцов с содержанием углерода
0,08 % наблюдалось лишь при увеличении ско-
рости охлаждения Vохл.8/5 до 30 °С/с. Однако ука-
занная скорость охлаждения находится за преде-
лами технических возможностей при многодуго-
вой двухпроходной сварке под флюсом рабочих
швов газонефтепроводных труб, особенно с по-
вышенной толщиной стенки.
Результаты испытаний на ударный изгиб об-
разцов размером 10×10 мм с острым надрезом,
имитирующих участок крупного зерна ЗТВ свар-
ных соединений труб, приведенные в табл. 3, хо-
рошо согласуются с установленными особеннос-
тями структурных характеристик металла. Так, из-
менение скорости охлаждения Vохл.8/5 в исследо-
ванном диапазоне существенно не повлияло на
величину KCV. Например, при увеличении Vохл.8/5
от 6,7 до 30 °С/с средние значения ударной вяз-
кости KCV стали В с 0,08 % C при температуре
испытания минус 10°С изменялись от 55,9 до
59,8 Дж/см2, при минус 20 °С — от 29,7 до
43,9 Дж/см2, при минус 30 °С — от 25,9 до
26,6 Дж/см2, т. е. не более чем на 14 Дж/см2.
Столь незначительная разница показателей вяз-
кости наблюдалась и при изменении скорости ох-
лаждения образцов стали с меньшим содержанием
углерода (табл. 3, сталь А).
Существенно большее влияние на ударную вяз-
кость металла имитированной ЗТВ, как и на струк-
турно-фазовое его состояние, оказал химический
состав стали и, в первую очередь, содержание уг-
лерода. Для образцов стали В (0,08 % C), охлаж-
даемых со скоростью 6,7 °С/с (типичной для мно-
годуговой сварки труб под флюсом), среднее зна-
чение КСV при температуре минус 10 °С состав-
ляло лишь 55,9 Дж/см2. В этих же условиях на
образцах стали А (0,032 % C) KCV–10 равнялось
125,9 Дж/см2. Со снижением температуры испы-
тания до минус 20 °С и минус 30 °С уровень
значений KCV металла имитированной ЗТВ
уменьшался, однако установленная зависимость
от содержания углерода сохранялась.
Как показали фрактографические исследования,
все испытанные ударные образцы (из стали раз-
личного химического состава и охлажденные с раз-
ной скоростью) при температуре минус 30 °С раз-
рушились по квазихрупкому механизму, за исклю-
чением небольшого участка под надрезом с вязким
ямочным характером излома (рис. 6, а, в).
Размеры фасеток квазискола составляют в ос-
новном 20…70 мкм, что примерно соответствует
размерам субструктурных образований фрагменти-
рованного зерна 4 номера, наблюдаемого в металле
при металлографических исследованиях (рис. 6, д,
ж).
Та б л и ц а 3. Ударная вязкость металла образцов имитированной ЗТВ сварных соединений
Условный шифр образца
(содержание углерода) Vохл.8/5, °С/с
KСV, Дж/см2, при T, °С
–30 –20 –10
А
(0,032 % С)
6,7 38,9; 46,7; 48,2
44,6
29,2; 45,8; 54,2
43,1
119,5 ; 125,8; 132,4
125,9
12 41,5; 60,4; 61,2
54,4
39,5; 62,8; 77,3
59,9
120,4 ; 134,5; 178,7
144,5
30 41,7; 59,9; 60,1
53,9
49,0; 62,9; 79,5
63,8
122,4 ; 135,2; 187,6
148,4
В
(0,080 % С)
6,7 22,4; 25,8; 29,4
25,9
22,2; 31,6; 35,2
29,7
51,5; 55,8; 60,4
55,9
12 30,8; 30,9; 35,2
32,3
30,7; 33,9; 50,1
38,2
51,0; 61,3; 70,1
60,8
30 25,4; 22,8; 31,6
26,6
40,1; 41,5; 50,0
43,9
57,4; 57,7; 64,3
59,8
Г
(0,076 % С)
6,7 31,4; 34,5; 35,8
33,9
33,7; 35,3; 38,5
35,8
58,5; 68,3; 70,6
65,8
12 40,2; 41,4; 42,9
41,5
42,4; 49,8; 52,9
48,4
85,1: 87,4; 95,7
89,4
Пр и м е ч а н и е . В числителе указаны единичные значения, в знаменателе — средние.
16 9/2013
С целью оценки влияния МАК-фазы (ее раз-
меров и морфологии) на характер разрушения при
испытании на ударный изгиб поверхность излома
образцов подвергали травлению в нитале (для вы-
явления конфигурации частиц МАК-фазы). Как
показали исследования этих образцов, значитель-
ное количество мелких раздробленных частиц
МАК-фазы наблюдается внутри ямок на вязкой
части излома образцов стали с повышенным уг-
леродом (образцы В, рис. 6, б). В стали с 0,032 % C
(образцы А) размеры и количество таких частиц
существенно меньше (рис. 6, г). На поверхности
Рис. 6. Типичные фрактограммы излома: образец В — вязкая часть под надрезом (а — нетравленый; б — после травления);
участок квазискола (д — нетравленый; е — после травления); образец А — вязкая часть под надрезом (в — нетравленый;
г — после травления); участок квазискола (ж — нетравленый; з — после травления)
9/2013 17
фасеток квазискола выявлено лишь небольшое ко-
личество достаточно дисперсных частиц МАК-
фазы, плотность распределения и морфология ко-
торых в образцах стали с различным углеродом
существенно не отличается (рис. 6, е, з). Между
тем металлографическими исследованиями уста-
новлена достаточно четкая зависимость между ко-
личеством и морфологией выделений МАК-фазы
и содержанием углерода в стали (см., например,
рис. 3, а, в).
Аналогичные показатели ударной вязкости ме-
талла и характер разрушения образцов, модели-
рующих ЗТВ, зафиксированы и при температуре
минус 20 °С.
При температуре минус 10°С, когда, как отме-
чалось, разница в значениях ударной вязкости ме-
талла имитированной ЗТВ для стали различного хи-
мического состава наибольшая, образцы А с низким
углеродом разрушались, в основном, по вязкому
механизму. Доля вязкого излома в образцах с боль-
шим углеродом (сталь В, 0,080 % C) не превышала
40 %.
Результаты испытаний на ударный изгиб и
фрактографических исследований поверхности
излома разрушенных образцов позволяют пред-
положить, что особенности выделений частиц
МАК-фазы (плотность их распределения, размеры
и морфология) в большей мере влияют на энергию
вязкого разрушения, способствуя образованию
микропор и их дальнейшему слиянию при дефор-
мации. При хрупком разрушении влияние частиц
МАК-фазы менее выражено.
Выводы
1. Исследованы имитирующие ЗТВ сварных со-
единений труб образцы стали различного хими-
ческого состава, отличающиеся, преимуществен-
но, содержанием углерода, в условиях охлаждения
металла с различной скоростью. Установлено, что
в металле исследованного химического состава
в достаточно широком интервале скоростей ох-
лаждения образуется, в основном, структура бей-
нитного типа — пластинчатый феррит с упроч-
няющей второй фазой (МАК- или карбидной
фазой), плотность распределения, расположение
(ориентация), размеры и морфология которой оп-
ределяются преимущественно химическим соста-
вом и, в меньшей мере, скоростью охлаждения
Vохл.8/5 металла в исследованном диапазоне.
2. Поскольку при двухпроходной многодуговой
сварке труб, особенно с повышенной толщиной
стенки, технологические возможности изменения
скорости охлаждения сварного соединения ограни-
чены, для повышения вязкости металла ЗТВ необ-
ходимо в большей мере использовать возможности
металлургического фактора посредством ограниче-
ния содержания элементов, снижающих темпера-
туру превращения аустенита, а также карбидо-
образующих элементов, в частности, углерода, мо-
либдена, ниобия и др.
1. ОТТ-23.040,-КТН-314–09. Трубы нефтепроводные боль-
шого диаметра. Общие технические требования, 2009.
— 34 с.
2. Оffshore Standart DNV-OS-F101. Submarine Pipeline Sys-
tems. Det Norske Veritas. — 2000. — 167 р.
3. Морозов Ю. Д., Эфрон Л. И. Стали для труб магистраль-
ных трубопроводов: состояние и тенденции развития //
Металлург. — 2006. — № 5. — С. 56–58.
4. Graf M., Niederhoff K. Toughness behavior of the heat-af-
fected zone (HAZ) in double submerged-arc welded large-
diameter pipe. //Pipeline technology conference. Oostende
(Belgium), 15–18 Oct. 1990. — P. 13.1–13.9.
5. Кирьян В. И., Семенов С. Е. Оценка соответствия целе-
вому назначению сварных соединений магистральных
трубопроводов из микролегированных сталей // Авто-
мат. сварка. — 1995. — № 3. — С. 4–9.
6. Грабин В. Ф. Денисенко А. В. Металловедение сварки
низко- и среднелегированных сталей. — Киев: Наук.
думка, 1978. — 254 с.
7. Гривняк И., Мацуда Ф. Металлографическое исследова-
ние мартенситно-аустенитной составляющей (MAC) ме-
талла ЗТВ высокопрочных низколегированных сталей //
Автомат. сварка. — 1994. — № 3. — С. 22–30.
8. Terada Y., Shinokara Y., Hara T. et al. High-strength line-
pipes with excellent HAZ toughness // Nippon steel techni-
cal report. — 2004. — № 90. — P. 89–93.
9. Актуальные проблемы исследования физико-механичес-
ких свойств материалов для сварных и паяных конструк-
ций / Г. М. Григоренко, В. В. Квасницкий, С. Г. Григо-
ренко и др. // Зб. наук праць НУК. — Миколаїв: НУК,
2009. — № 5. — С. 96–105.
10. Uwer D., Degenkolbe I. Kennzeichnung von Sweiβtempera-
turzyklen hinsichtlich ihrer Auswirkung auf die mechanishen
Eigenshaften von Schweiβverbindungen // Stahl und Eisen
97. — 1977. — № 24. — S. 1201–1208.
Поступила в редакцию 26.06.2013
18 9/2013
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-103113 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T15:24:31Z |
| publishDate | 2013 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Костин, В.А. Рыбаков, А.А. Филипчук, Т.Н. Жуков, В.В 2016-06-14T04:41:18Z 2016-06-14T04:41:18Z 2013 Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость / А.А. Рыбаков, Т.Н. Филипчук, В.А. Костин, В.В. Жуков // Автоматическая сварка. — 2013. — № 9 (725). — С. 10-18. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103113 621.791:669.14.018.2/.8-194.2 Одной из наиболее сложных задач при изготовлении газонефтепроводных труб, с точки зрения технологии их сварки, является удовлетворение требованиям нормативных показателей ударной вязкости металла ЗТВ сварных соединений. Целью данной работы являлось исследование влияния химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структурно-фазовое состояние и характеристики вязкости. С применением современного комплекса Gleeble-3800 исследованы имитирующие металл ЗТВ сварных соединений труб образцы стали категории Х70 различного химического состава, отличающиеся, в основном, содержанием углерода и условиями охлаждения с различной скоростью. Установлено, что в металле исследованного химического состава в достаточно широком интервале скоростей охлаждения образуется, в основном, структура бейнитного типа — пластинчатый феррит с упрочняющей второй фазой (МАК или карбидной фазой), плотность распределения, расположение (ориентация), размеры и морфология которой определяются преимущественно химическим составом и, в меньшей мере, скоростью охлаждения Vохл.8/5 металла. В связи с этим для повышения вязкости металла ЗТВ необходимо в большей мере использовать возможности воздействия металлургического фактора. С целью формирования оптимальной структуры и, следовательно, улучшения вязкости металла ЗТВ, наряду со снижением в стали до минимально возможного уровня содержания вредных примесей (серы, фосфора и азота), целесообразно также строго ограничивать массовые доли элементов, способствующих образованию в металле ЗТВ грубых пакетов феррита с упорядоченной карбидной фазой пластинчатой морфологии (например, углерода, ниобия, молибдена и др.). Результаты исследований использованы при изготовлении из микролегированной стали категории Х70 труб для магистральных газонефтепроводов. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. Effect of chemical composition of microalloy steel and rate of cooling of HAZ metal of pipe welded joints on its structure and impact strength Article published earlier |
| spellingShingle | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. Костин, В.А. Рыбаков, А.А. Филипчук, Т.Н. Жуков, В.В Научно-технический раздел |
| title | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. |
| title_alt | Effect of chemical composition of microalloy steel and rate of cooling of HAZ metal of pipe welded joints on its structure and impact strength |
| title_full | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. |
| title_fullStr | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. |
| title_full_unstemmed | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. |
| title_short | Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. |
| title_sort | влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла зтв сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость. |
| topic | Научно-технический раздел |
| topic_facet | Научно-технический раздел |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103113 |
| work_keys_str_mv | AT kostinva vliâniehimičeskogosostavamikrolegirovannoistaliiskorostiohlaždeniâmetallaztvsvarnyhsoedineniitrubnaegostrukturuiudarnuûvâzkostʹ AT rybakovaa vliâniehimičeskogosostavamikrolegirovannoistaliiskorostiohlaždeniâmetallaztvsvarnyhsoedineniitrubnaegostrukturuiudarnuûvâzkostʹ AT filipčuktn vliâniehimičeskogosostavamikrolegirovannoistaliiskorostiohlaždeniâmetallaztvsvarnyhsoedineniitrubnaegostrukturuiudarnuûvâzkostʹ AT žukovvv vliâniehimičeskogosostavamikrolegirovannoistaliiskorostiohlaždeniâmetallaztvsvarnyhsoedineniitrubnaegostrukturuiudarnuûvâzkostʹ AT kostinva effectofchemicalcompositionofmicroalloysteelandrateofcoolingofhazmetalofpipeweldedjointsonitsstructureandimpactstrength AT rybakovaa effectofchemicalcompositionofmicroalloysteelandrateofcoolingofhazmetalofpipeweldedjointsonitsstructureandimpactstrength AT filipčuktn effectofchemicalcompositionofmicroalloysteelandrateofcoolingofhazmetalofpipeweldedjointsonitsstructureandimpactstrength AT žukovvv effectofchemicalcompositionofmicroalloysteelandrateofcoolingofhazmetalofpipeweldedjointsonitsstructureandimpactstrength |