Войти в мой кабинет
Регистрация
ГОТОВЫЕ РАБОТЫ / ДИССЕРТАЦИЯ, МЕТАЛЛУРГИЯ

Исследование влияния морфологии структуры на характеристики разрушения высокопрочных трубных сталей

irina_krut2020 2700 руб. КУПИТЬ ЭТУ РАБОТУ
Страниц: 90 Заказ написания работы может стоить дешевле
Оригинальность: неизвестно После покупки вы можете повысить уникальность этой работы до 80-100% с помощью сервиса
Размещено: 05.05.2020
Таким образом, цель данной работы - определение взаимосвязи морфологии структуры с фрактографическими характеристиками микромеханизма разрушения металла околошовного участка зоны термического влияния сварных соединений из высокопрочных трубных сталей, предназначенных для строительства современных газо- и нефтепроводов. Для достижения данной цели были сформулированны и решены следующие задачи: 1. Исследование влияния структурно-фазового состава на изменение значения ударной вязкости в околошовном участке зоны термического влияния сварного соединения. 2. Исследование взаимосвязи морфологии структуры с характеристиками разрушения металла околошовного участка зоны термического влияния сварного соединения. Объект работы – трубы для магистральных трубопроводов. Предмет работы – околошовный участок зоны термического влияния сварных соединений из высокопрочных трубных сталей различного химического состава.
Введение

В связи с освоением новых месторождений углеводородов в районах Крайнего Севера, современные трассы магистральных нефте- и газопроводов проходят по территориям со сложными геокриологическими условиями. Сегодня проектируют газопроводы, которые, по сравнению с построенными раннее, обладают большей пропускной способностью, а, соответственно, они рассчитаны на работу при более высоких давлениях. При этом трубопроводы и их сварные соединения должны выдерживать эти давления при критически низких температурах. Этим требованиям соответствуют стали категорий прочности К60 и выше. Одним из таких проектов является магистральный газопровод «Бованенково-Ухта». Это первый газопровод на территории РФ, который сделан из высокопрочной трубной стали К65. Одной из главных причин, которая сдерживает нас от широкого применения сталей высоких классов прочности в строительстве газо- и нефтепроводов – это отсутствие полного представления о сопротивлении их хрупкому разрушению [14]. В процессе сварки, в зависимости от применяемых технологических процессов, в металле зоны термического влияния (далее ЗТВ) сварного соединения формируется структурно-фазовый состав, характеризующийся определенным процентным соотношением фаз, параметрами элементов структуры, являющийся базисом для обеспечения формирования требуемого комплекса механических свойств и особенно стойкости металла околошовного участка (далее ОШУ) ЗТВ против хрупкого разрушения. В работе [14] для ОШУ ЗТВ сварных соединений из низкоуглеродистых и низколегированных сталей с ферритно-перлитной структурой отмечается тесная корреляционная связь размера зерна феррита с размером фасетки транскристаллитного скола (dф=0,6 dз). В металле ОШУ ЗТВ, где наблюдается формирование преимущественно бейнитной структуры, размер элементарной хрупкой микротрещины определяется размером пакета реек бейнита. При этом установлено, что важным структурным фактором, оказывающим сопротивление продвижению трещины, наряду с размером пакета, является морфология бейнита. Установлено, что внутрипакетная фрагментация (ширина ферритной рейки) оказывает влияние на величину единичного скачка микротрещины. Вместе с тем, применительно к сварным соединениям из малоуглеродистых, низколегированных высокопрочных сталей (категорий прочности К60 и выше), характеризующихся формированием в процессе сварки в металле ЗТВ преимущественно бейнитной структуры, которая отличается от традиционных трубных сталей морфологией выделения, вопрос влияния параметров бейнитной структуры на микромеханизм разрушения является недостаточно изученным, что подтверждает актуальность данной работы. В работах Макарова Э. Л. [28], Ефименко Л. А. [20-23], Франтова И. И. [42], Столярова В. И. [39], Хамады М. [43] и многих других исследователей [8,9,26] показано, что в процессе сварки магистральных трубопроводов характерным для данной группы сталей является формирование практически одинакового структурно-фазового состава в зоне термического влияния, при этом свойства различны. Таким образом, вопросы установления взаимосвязи между параметрами микроструктуры и механическими свойствами ЗТВ сварного соединения касательно труб высоких классов прочности являются актуальными и представляют большой научный и практический интерес.
Содержание

ВВЕДЕНИЕ………………………………………………………………....7 ГЛАВА 1 СОВРЕМЕННЫЕ ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТРУБНЫЕ СТАЛИ………………………………………………………………………………10 1.1 Перспективы использования высокопрочных трубных сталей для строительства магистральных трубопроводов…………………………………...10 1.2 Производство высокопрочных трубных сталей……………………………...13 1.3 Требования к основному металлу и ЗТВ сварных соединений из высокопрочных сталей …………………………………………………………….20 1.3.1 Химический состав и свариваемость высокопрочных сталей труб К60….27 1.3.2 Структура сварных соединений из высокопрочныых трубных сталей…..27 1.3.3 Влияние параметров термического цикла сварки на сопротивление хрупкому разрушению металла ОШУ ЗТВ сварных соединений высокопрочных трубных сталей…………………………………………………..29 Выводы по главе 1………………………………………………………………….41 ГЛАВА 2 ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ПАРАМЕТРОВ СТРУКТУРЫ НА ХАРАКТЕРИСТИКИ МИКРОМЕХАНИЗМА РАЗРУШЕНИЯ МЕТАЛЛА ОШУ ЗТВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ…...............42 2.1 Материал и методики исследования………………………………………......42 2.2 Анализ результатов исследования…………………………………………….55 2.2.1 Влияние параметров термических циклов сварки на изменение ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ при автоматической многодуговой сварке под слоем флюса…………………………………………...55 2.2.2 Исследование морфологии структуры и ее взаимосвязи с фрактографическими характеристиками…………………………………………62 2.2.3 Влияние дополнительной термообработки на ударную вязкость металла ОШУ ЗТВ………………………………… ……………………72 2.2.4 Исследование морфологии структуры после операции ТО и ее взаимосвязи с фрактографическими характеристиками……........................77 Выводы по главе 2………………………………………………………………….83 ЗАКЛЮЧЕНИЕ……………………………………………………………………..84 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ………………………………………………………….85
Список литературы

1. ГОСТ 6996 – 66 Сварные соединения. Методы определения механических свойств. – М.: ИПК издательство стандартов, 1967. – 86 с. 2. ГОСТ 9454 – 78 Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженной, комнатной и повышенных температурах. – М.: Государственный комитет СССР по стандартам, 1979. – 19 с. 3. СТО Газпром 2-4.1-713-2013. Технические требования к трубам и соединительным деталям: стандарт организации: введен 2013-02-11 - Москва: ОАО "Газпром", 2014 - 146 с 4. СНиП 2.05.06-85* «Магистральные трубопроводы» 5. API Spec 5L-2004 Технические условия на трубы для трубопроводов 6. DNV-OS-F101-2000 Правила для подводных трубопроводных систем 7. Бернштейн, М. Л. Структура и механические свойства металлов / М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский. – М.: Металлургия, 1970. – 472 с. 8. Вышемирский, Е. М. Исследование свариваемости и разработка технологии сварки высокопрочных трубных сталей в условиях крайнего севера : автореф. дис. … канд. техн. наук : 05.03.06 / Вышемирский Евгений Мстиславович. – М., 2009. – 20 с. 9. Вышемирский, Е. М. Особенности структурообразования в сварных соединениях труб из высокопрочной стали Х80, выполненных автоматической дуговой сваркой в условиях отрицательных температур / Е. М. Вышемирский, Л. А. Ефименко, О. Ю. Елагина // Наука и техника в газовой промышленности. – 2009. – № 1. – С. 80. 10. Вышемирский, Е. М. Технические требования к сварным соединениям при строительстве газопроводов высокого давления из высокопрочных сталей / Е. М. Вышемирский, В. И. Беспалов, Д. Г. Будревич // Наука и техника в газовой промышленности. – 2009. – № 1. – С. 68. 11. Ганошенко, И. В. Производство толстолистового проката для труб большого диаметра категории прочности Х70 / И. В. Ганошенко, В. В. Володарский, Ю. И. Матросов // Металлург. – 2003. – № 8. – С. 44 – 47. 12. Гольдштейн, М. И. Дисперсионное упрочнение стали / М. И. Гольдштейн, В. М. Фарбер. – М.: Металлургия, 1979. – 208 с. 13. Горицкий, В. М. Диагностика металлов / В. М. Горицкий. – М.: Металлургиздат, 2004. – 408 с. 14. Горицкий, В. М. Применение характеристик ударной вязкости в инженерной практике. – М.: Металлургиздат, 2016. – 408 с. 15. Горицкий, В. М. Тепловая хрупкость сталей / В. М. Горицкий. – М.: Металлургиздат, 2007. – 384 с. 16. Грабин, В. Ф. Металловедение сварки плавлением / В. Ф. Грабин. – Киев: Наук. думка, 1982. – 416 с. 17. Гривняк, И. Свариваемость современных высокопрочных сталей / И. Гривняк // Сварка и родственные технологии в ХХI веке. – 1998. – С. 41 – 55. 18. Гривняк, И. Свариваемость сталей / И. Гривняк. – М.: Машиностроение, 1984. – 216 с. 19. Ерохин, А. А. Основы сварки плавлением / А. А. Ерохин. – М.: Машиностроение, 1973. – 448 с. 20. Ефименко, Л. А. Влияние деформационного старения высокопрочных трубных сталей на их свариваемость / Л. А. Ефименко, О. Ю. Елагина, А. А. Шкапенко, В. Ю. Илюхин // Химическое и нефтегазовое машиностроение. – 2011. – № 5 – С.44 – 47. 21. Ефименко, Л. А. Исследование изменения структуры и свойств в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей / Л. А. Ефименко, А. А. Шкапенко, Р.О. Рамусь // Трубопроводный транспорт: теория и практика. – 2012. – № 1 (29). – С. 20 – 24. 22. Ефименко, Л. А. Исследование особенностей кинетики распада аустенита при сварке стали 10Г2ФБЮ / Л. А. Ефименко, О. И. Нейфельд, А. Ю. Ботвинников // Химическое и нефтегазовое машиностроение. – 2008. – № 5. – С. 47 – 48. 23. Ефименко, Л. А. Металловедение и термическая обработка сварных соединений: учебное пособие / Л. А. Ефименко, А. К. Прыгаев, О.Ю. Елагина. – М.: Логос, 2007. – 456 с. 24. Ефименко, Л.А., Есиев Т.С., Пономаренко Д.В., Севастьянов С.П., Уткин И.Ю. Влияние термической обработки на ударную вязкость металла сварных соединений труб, выполненных многодуговой сваркой под флюсом // Металлург. 2018. №3 . С. 59-63. 25. Ефименко, Л.А., Капустин О.Е., Шкапенко А.А., Карасев М.В., Работинский Д.Н. Формирование структуры сварных соединений высокопрочных сталей при автоматической сварке в защитных газах // Трубопроводный транспорт – 2012. №4. С. 34-42. 26. Иванов, А. Ю. Структура и свойства зоны термического влияния труб из стали класса прочности Х80 при сварке с разной погонной энергией / А. Ю. Иванов, Р. В. Сулягин, Г. Д. Мотовилина // Металлург. – 2011. – № 6. – С. 58. 27. Мальцева, А. Н. Исследование структуры и свойств высокопрочных феррто-бейнитных сталей, предназначенных для магистральных трубопроводов высокого давления : автореф. дис. … канд. техн. наук : 05.16.01 / Мальцева Анна Николаевна. – Челябинск, 2012. – 23 с. 28. Макаров, Э. Л. Свариваемость низкоуглеродистой трубной стали категории прочности К65 (Х80) / Э. Л. Макаров, А. Б. Королева, В. И. Беспалов // Наука и техника в газовой промышленности. – 2009. – № 1. – С. 74. 29. Матросов, М. Ю. Особенности и классификация структур низкоуглеродистых низколегированных высокопрочных трубных сталей / М. Ю. Матросов, И. В. Лясоцкий, А. А. Кичкина, Д. Л. Дьяконов, А. А. Ефимов // Сталь. – 2012. – № 1. – С. 65. 30. Матросов, М. Ю. Влияние ускоренного охлаждения после термомеханической обработки на структурообразование и свойства сталей для труб большого диаметра : автореф. дис. … канд. техн. наук : 05.16.01 / Матросов Максим Юрьевич. – М., 2007. – 23 с. 31. Матросов, М. Ю. Исследование микроструктуры микролегированием ниобием стали после различных режимов контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением / М. Ю. Матросов, Л. И.Эфрон, А. А. Кичкина, И. В. Лясоцкий // МиТОМ. – 2008. – № 3. – С. 44 – 49. 32. Морозов, Ю. Д. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой / Ю. Д. Морозов, М. Ю. Матросов, С. Ю. Настич, А. Б. Арабей // Металлург. – 2008. – №8. – С. 39. 33. Морозов, Ю. Д. Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большого диаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали / Ю. Д. Морозов, С. Ю. Настич, М. Ю. Матросов, О. Н. Чевская // Металлург. – 2008. – № 1. – С. 41. 34. Настич, С. Ю. Производство рулонного проката для газопроводных спиральношовных труб категорий прочности Х70 и Х80 / С. Ю. Настич // Проблемы черной металлургии и материаловедения. – 2011. – № 4. – С. 29. 35. Настич, С. Ю. Разработка технологии термомеханической обработки полосового и листового проката из низколегированной стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной структуры : автореф. дис. … д-ра техн. наук : 05.16.01 / Настич Сергей Юрьевич. – М., 2013. – 46 с. 36. Нестерова, Е. В. Влияние параметров пластической деформации на формирование ультрамелкозернистой структуры в низколегированных бейнитных сталях / Е. В. Нестерова, С. В. Коротовская, В. В. Орлов, Е. И. Хлусова // Вопросы материаловедения. – 2011. – № 1 (65). – С. 100 37. Смирнов, М. А. К вопросу о классификации микроструктур низкоуглеродистых трубных сталей / М. А. Смирнов, И. Ю. Пышминцев, А. Н. Борякова // Металлург. – 2010. – № 7. – С. 45 – 51. 38. Степанов, П. П. Оптимизация структуры и свойств сварного соединения толстостенных газопроводных труб класса прочности Х70 для подводных трубопроводов : автореф. дис. … канд. техн. наук : 05.16.01 / Степанов Павел Петрович. – М., 2011. – 24 с. 39. Столяров, В.И., Пышминцев, И.Ю., Ефименко, Л.А., Елагина, О.Ю., Морозов, Ю.Д., Назаров, А.В., Вышемирский Е.М. Свариваемость высокопрочных сталей для газопроводных труб большого диаметра // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2008. №3. с. 39-47 40. Теория сварочных процессов: Учебник для вузов / А. В. Коновалов, А. С. Куркин, Э. Л. Макаров, В. М. Неровный, Б. Ф. Якушин; Под ред. В. М. Неровного. – М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2007. – 752 с. 41. Традиционные и перспективные стали для строительства магистральных газонефтепроводов / Л. А. Ефименко, О. Ю. Елагина, Е. М. Вышемирский, О. Е. Капустин, А. В. Мурадов, А. К. Прыгаев. – М.: Логос, 2011. – 316 с. 42. Франтов, И. И. Кинетика фазовых превращений аустенита в околошовной зоне и в зоне термического влияния при сварке микролегированных трубных сталей / И. И. Франтов, И. Л. Пермяков, А. Н. Борцов // Проблемы черной металлургии и материаловедения. – 2011. – №3. – С. 38. 43. Хамада, М. Разработка высокопрочной трубной стали с целью максимального снижения твердости зоны термического влияния / М. Хамада, Х. Хирата, Н. Такахаши, И. Такеучи // Наука и техника в газовой промышленности. – 2009. – № 1. – С. 100. 44. Шига, С. Мелкозернистая ферритно-бейнитная сталь классов Х70 и Х80 для газопроводов, эксплуатируемых при низких температурах / С. Шига, К. Амано, Т. Хатомура и др. // Стали для газопроводных труб и фитингов. Пер. с. англ. М.: Металлургия, 1985. – С. 140 – 153. 45. Эфрон, Л. И. Металловедение в «большой» металлургии. Трубные стали / Л. И. Эфрон.– М.: Металлургиздат, 2012. – 696 с. 46. Boyd, D. Dual phase bainitic linepipe steels / D. Boyd, I. Yakubtsov, R. Zhang, P. Poruka, T. Turi // Pipelines for the 21st Century. COM 2005. CA, Calgary. Aug. 21-24 2005: Proceedings. – 2005. – P. 69 – 82. 47. H. – G. Hillenbrand, M. Graf, C. Kalwa, Development and production of high strength pipeline steels // Seminar «Niobium 2001». USA 02-05 December, 2001. 48. Ishikawa N., Endo Sh., Kondo J., High Perfomance UOE Linepipes // «JFE» TECHNICAL REPORT No. 7, Jan. 2006. 49. Kim, Y. M. Effects of molybdenum and vanadium addition on tensile and charpy impact properties of API X70 line-pipe steels / Y. M. Kim, S. Y. Shin, H. Lee, B Hwang., S. Lee, N. J. Kim // Metall. Mater. Trans. A. – 2007. – Vol. 38A. – № 8. – P. 1731 – 1742. 50. Liu, S., Critical concerns of welding high strength steel pipelines: X-80 and beyond // Proceedings of the international Pipe Dreamer’s Conference, Yokohama, Japan, 2002. 51. Shim, J. H. Ferrite Nucleation Potency of Non-metallic Inclusions in Medium Carbon Steels / J. H. Shim, Y. J. Oh, J. Y. Sun et al. // Acta Mater. – 2001. – Vol. 49. – P. 2115 – 2122. 52. Singh S.B., Bhadeshia H. K. D. H., Estimation of bainite plate-thickness in low-alloy steels // Materials Science and Engineering A-structural Materials Properties Microstructure and Processing, vol. 245, no. 1, pp. 72-79, 1998. 53. Zajac, S. Characterisation and quantification of complex bainitic microstructures in high and ultra-high strength linepipe steels / S. Zajac, W. Schwinn, K.-H. Tacke // Material Science Forum. – 2005. – Vol. 500 – 501. – P. 387 – 394. 54. Zhao, M.-C. Continuous cooling transformation of undeformed and deformed low carbon pipeline steels / M.-C. Zhao, K. Yang, F.-R.Xiao, Y.-Y. Shan // Mater. Sci. Eng. A. – 2003. – Vol. 355 – № 1/2. – P. 126 – 136.
Отрывок из работы

ГЛАВА 1. СОВРЕМЕННЫЕ ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТРУБНЫЕ СТАЛИ Развитие сталей для магистральных трубопроводов в значительной степени определяется потребностями нефтегазового комплекса промышленности. Как показывает анализ перспективных программ освоения нефтегазовых месторождений, дальнейшее развитие трубопроводного транспорта прежде всего обусловлено необходимостью строительства сверхдальних газо- и нефтепроводов в связи с освоением месторождений Ямала, Восточной Сибири, Дальнего Востока, морских месторождений в северных широтах и др. 1.1 Перспективы использования высокопрочных трубных сталей для строительства магистральных трубопроводов Магистральные трубопроводы прокладываются и эксплуатируются в сложных климатических условиях, в заболоченной местности, в северных регионах с температурой до ?40°С, в акватории морей. Для освоения новых месторождений в малонаселенных и удаленных районах, в шельфовых зонах, для подводных переходов потребуется строить магистральные трубопроводы, рассчитанные на более высокие давления. Для этих целей подходят стали высоких классов прочности - К60 и выше. Высокопрочными называют стали, термически обрабатываемые на прочность 1500 Н/мм2. За рубежом такие стали производят с начала 1960-х годов. В РФ они начали применяться с 1990-х годов. Со временем эти стали становятся всё более востребованными. Высокопрочные стали для труб высоких классов прочности, кроме высокой прочности, характеризуются удовлетворительной свариваемостью [10]. Использование высокопрочных трубных сталей при строительстве магистральных трубопроводов также позволит нам достичь оптимизации затрат. Использование более тонких, но в то же время более прочных листов поможет снизить вес конструкции, повысить грузоподъемность подъемно-транспортного оборудования без изменения веса всей машины, а также снизить вес автомобилей, сократить расход топлива и т.д. Эффект, достигаемый от снижения удельной стоимости материалов, транспортных и операционных расходов, сокращения сроков строительства и других преимуществ применения сталей К60-К90 оценивается в 5-15% от стоимости трубопроводов. В настоящее время предложено использование труб класса прочности К60-К65 (?0,2 = 572–672 Н/мм2, ?в = 638–738 Н/мм2), в ближайшей перспективе ? К70 (?0,2 ?590 Н/мм2, ?в = 690–971 Н/мм2) и в долгосрочной перспективе ? К80 (в мировой практике соответствует классу прочности Х100 при ?т = 710–810 Н/мм2, ?в = 785–885 Н/мм2). Для повышения прочности металла труб и рабочего давления необходимо в значительной степени повысить ударную вязкость и хладостойкость: KCV–20 ? 170–200 Дж/см2, а в ряде случаев KCV–40 ? 250 Дж/см2 (проект Бованенково ?Ухта), увеличить количество волокна в изломе проб до 90–100% после испытания падающим грузом при ?20оС. История строительства трубопроводов из сталей высоких классов прочности довольно-таки не продолжительна. В таблице 1.1 приведены некоторые данные по таким проектам. Таблица 1.1 – История применения сталей К60 при строительстве магистральных трубопроводов за рубежом Примечание: *МАОР – максимальное допустимое рабочее давление ** SMYS – отношение напряжения в поперечном направлении при эксплуатации к минимально гарантированному пределу текучести основного металла трубы (коэффициент запаса) 1.2 Производство высокопрочных трубных сталей Thermo Mechanical Controlled Proccesing – «ТМСР» (таблица 1.2). Таблица 1.2 - Варианты производства проката класса прочности К60 [45] С момента своего появления технология производства трубных сталей, а именно, с 40-х годов двадцатого века претерпела большие изменения. Все эти годы совершенствование технологии было направлено на повышение прочности стали и ее вязкости, вместе с тем, она должна была обеспечивать удовлетворительную свариваемость, а также производительность. На рисунке 1.1 можно увидеть прогресс технологии производства и химического состава высокопрочных трубных сталей. Рисунок 1.1 – Эволюция технологии производства трубных сталей [47] Изначально листы для труб большого диаметра изготавливали по технологии, именуемой – горячая прокатка с последующей термообработкой (нормализацией). Нужный уровень прочностных свойств стали обеспечивался путем повышения содержания углерода и легирования ванадием (рисунок 1.1). Со временем повышение прочности стали обеспечивалось новой технологией – контролируемой прокаткой (далее КП) [11]. Такая технология отличается от прокатки с последующей нормализацией тем, что появляется возможность контролировать температурные параметры (температуры начала и окончания прокатки), величину деформации раската и распределение деформации по температурным интервалам. Это необходимо для того, чтобы получить такие свойства стали, которые невозможно обеспечить путем обычной прокатки. Контролируемая прокатка позволила нам снизить содержание углерода, что повышает свариваемость трубных сталей. Происходит переход к зернограничному, субзеренному и дислокационному механизмам упрочнения стали вместо механизма упрочнения, обусловленного наличием перлита, снижение доли которого приводит к увеличению ударной вязкости в несколько раз (составляет более 40 Дж/см2). Дальнейшее развитие технологии производства трубной стали состоит в введении ускоренного охлаждения проката после контролируемой прокатки. На рисунке 1.2 представлена схема процесса производства листового проката. Рисунок 1.2 – Схема проведения КП с ускоренным охлаждением Такая технология позволила значительно повысить прочность и в то же время вязкость трубных сталей. Что касается микроструктуры, то происходит ее переход от феррито-перлитного типа к феррито-бейнитному [9]. Стали КП с ускоренным охлаждением легируют марганцем, ниобием, ванадием, титаном, молибденом, хромом, медью и никелем. На рисунке 1.3 представлена эволюция микроструктур трубных сталей. Важным является тот факт, что прокат одного класса прочности может иметь разные типы микроструктур в зависимости от технологии изготовления. Например, прокат К60 может иметь как феррито- бейнитную структуру, так и феррито-перлитную. Рисунок 1.3 – Эволюция микроструктур трубных сталей Стоит отметить, что повышение вязкости стали обеспечивалось не только развитием технологии изготовления проката, но и развитием методов выплавки стали (конвертерного и электропечного) с внепечной обработкой и непрерывной разливкой. Совершенствование технологий сталеплавильного производства позволило также более точно контролировать химический состав трубных сталей. Сочетание технологии контролируемой прокатки с последующим ускоренным охлаждением получило название термомеханическая контролируемая обработка (далее ТМСР – Thermo-Mechanical Controlled Processing). ТМСР используется для производства современных высокопрочных трубных сталей категорий прочности К60 и выше. В попытке повышения прочностных свойств сталей появились несколько видов ТМСР. Рассмотрим классический вариант ТМСР (рисунок 1.4). Контролируемая прокатка осуществляется в две стадии: черновую и чистовую. Целью КП является уменьшение размера зерна аустенита и формирование дефектов кристаллического строения, что соответственно приводит к измельчению размера субзерна конечной микроструктуры и улучшению свойств проката. Черновая прокатка осуществляется при температуре ниже температуры полного торможения рекристаллизации аустенита, но выше температуры начала выделения феррита из аустенита (А3) (рисунок 1.4). Цель черновой прокатки – измельчение аустенитного зерна. Уменьшение аустенитного зерна осуществляется за счет выделения дисперсионных частиц по его границам. После черновой прокатки деформация раската обычно составляет около 40% [11]. Чистовая прокатка выполняется при температуре ниже температуры полного торможения рекристаллизации аустенита, но выше температуры начала выделения феррита из аустенита (А3). Происходит измельчение зерна аустенита путем «раскатывания» и формирования внутри него дефектов кристаллического строения (рисунок 1.4). За счет этого увеличивается суммарная площадь границ зерна на единицу объема [52]. После чистовой прокатки зерно аустенита приобретает «блинообразную» форму и имеет размер более 250 мкм в плоскости прокатки и около 25 мкм в направлении перпендикулярном к плоскости прокатки. Рисунок 1.4 – Принципиальная схема проведения ТМСР Заключительная операция ТМСР – ускоренное охлаждение (далее УО). Скорость ускоренного охлаждения может достигать 25°С/с. Интервал температур ускоренного охлаждения оказывает большое влияние на свойства и параметры микроструктуры трубных сталей. На рисунке 1.5 показано влияние начала температуры ускоренного охлаждения на объемную долю содержания бейнита. Выбор температуры окончания УО позволяет управлять твердостью бейнитной фазы. При высоких температурах окончания ускоренного охлаждения (выше 560°С) после охлаждения на воздухе внутри бейнитной фазы образуется цементит. При пониженных температурах окончания УО (около 300°С) внутри бейнитной фазы происходит образование мартенсит – аустенитной составляющей. После проведения УО прокат проходит операцию горячей правки и медленно охлаждается на межоперационном складе, что позволяет избежать образования флокенов. Рисунок 1.5 – Влияние температуры начала УО – Ас3, °С Существует еще один очень интересный способ изготовления проката, который заключается в проведении термообработки проката в линии листопрокатного стана. Этот способ реализован лишь на заводе японской компании «Japan Future Enterprise», расположенном в городе Фукуяма [48]. Нагрев металла осуществляется токами высокой частоты с поверхности проката. В результате наблюдается градиент температур по толщине листового проката. Сочетание ускоренного охлаждения и дополнительной термообработки токами высокой частоты позволяет реализовать сложные режимы термообработки листового проката, отличающиеся от традиционных режимов контролируемой прокатки. На рисунке 1.6 представлена схема термообработки листового проката при использовании дополнительной операции термообработки и в случае традиционной контролируемой прокатки. Рисунок 1.6 – Схемы обработки листового проката с использованием операции дополнительной термообработки проката и без нее Учитывая разнообразие схем ТМСР, комплекс свойств одного класса прочности можно обеспечить за счет формирования различных типов микроструктур и их морфологии. 1.3 Требования к основному металлу и ЗТВ сварных соединений из высокопрочных сталей 1.3.1 Химический состав и свариваемость высокопрочных сталей труб К60 Для нормирования свойств, а также химического состава трубных сталей высоких классов прочности был разработан стандарт ISO 3183 «Нефтяная промышленность – Трубы стальные для трубопроводных транспортных систем», в сочетании с часто используемым американским стандартом API Specification 5L, 44 издание. В РФ международный стандарт был переведен и в 2007 году появился ГОСТ Р ИСО 3183 «Трубы стальные для трубопроводов. Технические условия». Кроме данного стандарта в РФ также часто пользуются ГОСТ Р 52079, который вышел в 2003 году, а также DNV-OS-F101; СТО Газпром 2-3.7-050-2006 (DNV-OS-F1011 «Подводные трубопроводные системы»); ОТТ-08.00-60.30.00-КТН-013-1-04 «Общие технические требования на нефтепроводные трубы большого диаметра». В зависимости от требований сортамента и возможностей оборудования химический состав сталей может изменяться, но при этом должен соответствовать требованиям нормативной документации для высокопрочных трубных сталей (таблица 1.3). Таблица 1.3 – Химический состав труб категорий прочности К60 – К70 по данным разных нормативных документов Общий подход к выбору химического состава заключается в следующем: -содержание углерода определяется в зависимости от требований по прочности и структуре стали и выбирается минимальным для обеспечения требований вязкости, хладостойкости, свариваемости и соотношения ?0,2/ ?в; -уровень содержания легирующих элементов определяется уровнем упрочнения твердого раствора, кинетикой превращения аустенита и свариваемостью (эквивалентом углерода); -необходимость микролегирования стали определяется управлением процессами структурообразования (рост зерна, рекристаллизация аустенита) и влиянием дисперсионного упрочнения на предел текучести; -содержание вредных примесей, газов и загрязненности стали по металлическим включениям определяются уровнем основных и дополнительных требований к прокату [31, 38, 45]. Из таблицы 1.3 можно сделать вывод, что высокопрочные трубные стали характеризуются низким содержанием углерода в сравнении с традиционными сталями для труб категорий прочности ниже К60. В последние годы всё более широко признается тот факт, что углерод является самым неблагоприятным элементом для упрочнения стали, так как он негативно влияет на технологические и механические свойства стали. Низкое содержание углерода улучшает их свариваемость, повышая низкотемпературную ударную вязкость. При этом за счет дополнительного микролегирования Ti, Nb, V повышаются некоторые механические свойства стали. Регламентируемые соотношения содержания углерода и микролегирующих элементов позволяют максимально измельчить зерно и, соответственно, обеспечить требуемые прочностные характеристики [34, 36]. Основной целью легирования высокопрочных трубных сталей является получение преимущественно бейнитной структуры с минимальным количеством мартенсита и допустимым количеством продуктов диффузионного превращения. Склонность Ti, Nb, V к образованию соединений с углеродом и азотом предотвращает выделение крупных частиц цементита, который приводит к охрупчиванию стали и снижению ее пластических характеристик. Повышенное содержание Mn, Ni, Cr, а также в некоторых случаях Cu и Mo, способствует торможению распада аустенита в перлитной области. Эти элементы снижают скорость диффузии углерода из твердого раствора в зону образования цементита, что обеспечивает его сохранения в матрице сплава до более низких температур [41]. Стали для труб высоких классов прочности характеризуются низким содержанием вредных примесей. Содержание серы в стали К60 не должно превышать 0,015% (для предотвращения появления в структуре легкоплавких эвтектик и выделения хрупких фаз). Также ограничивается количество содержащегося в стали фосфора (<0,025), что обеспечивает снижение дендритной неоднородности распределения серы. За счет большого разнообразия сочетаний легирующих элементов можно получить трубы одной категории прочности, но разного химического состава. Если прибавить к этому рационально подобранные технологические схемы механической и термической обработки стали и тем самым обеспечить оптимальную структуру и ее морфологию, то можно задавать стали те свойства, которые нам необходимы. Как уже говорилось выше, имеет место проблема, заключающаяся в том, что влияние морфологии структуры на свойства высокопрочных трубных сталей исследованы не достаточно глубоко. Свариваемость. Одним из ключевых требований к химическому составу является свариваемость стали. Для оценки свариваемости используют углеродный эквивалент Сэкв, который определяется по формуле: C_экв=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1.1) Согласно традиционной оценке свариваемости по расчету эквивалента углерода (Сэкв) при его величине ? 0,40% сталь не склонна к образованию холодных трещин; при Сэкв = 0,40 – 0,45% сталь сваривается с ограничениями, при Сэкв > 0,45% – трудно свариваемая сталь. Величина коэффициента Сэкв должна быть не более 0,45. Для высокопрочных сталей возможно увеличение значения коэффициента до 0,55 ввиду повышения содержания легирующих элементов. При снижении количества углерода ниже 0,1-0,2% оценка свариваемости стали по формуле (1.1) становится невозможна. Вместе эквивалента углерода используют параметр Рсm, который определяют по формуле: P_cm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B (1.2) Данный параметр служит для определения критического состояния холодного растрескивания, которое связано с повышенным содержанием водорода в ЗТВ сварного соединения [50]. Для обеспечения удовлетворительной свариваемости значение Рcm не должно превышать 0,23. Свариваемость стали характеризуется следующими показателями: сопротивляемостью образованию горячих и холодных трещин, реакцией металла на термический цикл сварки и соответствием свойств сварного соединения заданным требованиям (прочности, ползучести, выносливости и т.п.) [16 – 19, 23]. Горячие трещины при сварке могут возникать и в самом металле сварного шва, и в зоне термического влияния. Это хрупкие межкристаллические разрушения, которые возникают в твердо-жидком состоянии при завершении кристаллизации либо в твердом состоянии при высоких температурах. Одна из самых частых причин образования горячих трещин – это низкая способность к пластическому деформированию металла при высоких температурах при сварке. Это происходит за счет образования в структуре легкоплавких эвтектик, выделения хрупких фаз, а также под действием внешних и внутренних напряжений [23]. В большинстве случаев трещины появляются в тот момент, когда сварное соединение находится в двухфазном состоянии, т.е. по границам уже кристаллизовавшихся зерен, находится жидкий металл. Из выше сказанного можно сделать заключение, что вероятность образования горячих трещин зависит от следующих составляющих: скорости деформации, температуры и концентрации. Холодные трещины – хрупкие межзеренные замедленные разрушения металла сварного соединения. Они образуются или после проведения сварочного процесса, или в процессе наплавки дополнительного слоя металла. Температура образования холодных трещин не превышает 200-2500С. Так же как и горячие, холодные трещины могут образовываться как в металле шва, так и в ЗТВ сварного соединения. Существует несколько причин возникновения холодных трещин: микроструктура металла шва и ЗТВ имеет высокую чувствительность к водороду (структура нижнего бейнита, мартенситная и т.п.), наличие в околошовном участке ЗТВ диффузионного водорода, наличие растягивающих напряжений в ЗТВ. Из этого следует, что основной причиной возникновения холодных трещин в процессе сварки является водород, который может попасть в сварной шов из окружающей среды, флюса, электродного покрытия, загрязнений на кромках, защитного газа и т.п. Ржавчина, кстати, тоже служит активным источником водорода для сварного шва. Важным является тот факт, что высокопрочные трубные стали практически не склонны к образованию горячих трещин, за счет низкого содержания углерода, а также серы и фосфора (таблица 1.4). Следовательно, при оценке свариваемости таких сталей большое внимание уделяется показателю стойкости к образованию холодных трещин и соответствию свойств сварного соединения заданным эксплуатационным характеристикам [8–10, 17, 26]. Таблица 1.4 – Значения показателей стойкости к горячим трещинам сталей категории прочности К60 – К70 [41] Сталь категории прочности К60 (Х70) с пределом текучести 485 МПа Сталь категории прочности К65(Х80) с пределом текучести 555 МПа Сталь категории прочности К70 (Х90) и выше с пределом текучести от 621МПа Марка стали HСS* USP** Марка стали HSP* USP** Марка стали HSP* USP** Х70 по СТТ 08.00-60.30.00-КТН-025-1-05 0,4 -0,5 10 Х80 по СТТ 08.00-60.30.00-КТН-025-1-05 0,3 - 0,4 5 – 8 L625M или X90M по ISO 3183 0,8 10 Х70 по DNV-OS-F101 1,0 17 Х80 по DNV-OS-F101 1,2 21 L690M или X100M по ISO 3183 0,8 10 Х70 Япония Mitsui&Co.Ltd 0,4 15 Х80 Япония Mitsui&Co.Ltd 0,3 10 L830M или X120M по ISO 3183 0,8 10 L485 или Х70 PSL 2 по ISO 3183 1,2 19 L555 или Х80 по ISO 3183 1,2 18 - - - Х70 PSL 2 по API 5L 1,8 45 Х80 PSL 2 по API 5L 1,6 44 - - - * , HCS < 4 – не склонна (Для сталей с ?в< 700 МПа); HCS < 2 – не склонна (Для сталей с ?в> 700 МПа). ** , UCS <10 – стойкая (Для сталей микролегированных Nb); UCS >30 – склонная (Для сталей микролегированных Nb). 1.3.2 Структура сварных соединений из высокопрочныых трубных сталей Микроструктура зоны термического влияния для труб К60 определяется рядом факторов: параметрами термического цикла сварки, исходным химическим составом стали, ее микролегированием и др. Наиболее проблемным местом зоны термического влияния, характеризующейся наличием одновременно нескольких типов микроструктур, является околошовный участок. Следует отметить, что механические свойства ОШУ ЗТВ намного ниже, чем у основного металла и у металла шва сварного соединения. Основные структурные составляющие сварных соединений из сталей для труб К60 – бейнит (реечный, глобулярный и др.) и феррит (глобулярный бейнитный, реечный бейнитный и др.). Однако помимо бейнита и феррита в структуре присутствует «вторичные» фазы (цементитные частицы, мартенсит, остаточный аустенит и др.) . В отличие от традиционных сталей в бейнитной структуре сталей труб класса прочности К60 и выше формируется мартенситно-аустенитная составляющая (мартенсит и остаточный аустенит). Исследования [37,45] говорят о том, что М/А -составляющая наиболее распространенный элемент структуры глобулярного бейнитного феррита. Так же показано, что мартенситно-аустенитная составляющая может выделяться и в бейнитной структуре реечной морфологии. В зависимости от места ее выделения, по границам или внутри ферритных реек, авторы работ [45, 53] классифицируют такую структуру как «вырожденный» верхний или «вырожденный» нижний бейнит. Если ? – ? превращение происходит при температуре, при которой может произойти диффузия, то атомы углерода переходят из образовавшегося феррита в непревращенный аустенит. В результате аустенит стабилизируется; области обогащенного углеродом аустенита располагаются между растущими рейками (блоками) феррита [46, 49]. В зависимости от состава стали, во время непрерывного охлаждения, часть этого углерода выделяется в виде цементита, либо обогащенный углеродом аустенит превращается полностью или частично в мартенсит. Таким образом формируется мартенситно-аустенитная структурная составляющая [45, 51, 54]. В работах [27, 30, 33] отмечается, что, при наличии в высокопрочных сталях ферритно-бейнитной структуры, характер изменения прочностных свойств определяется в основном количеством бейнитной составляющей (рисунок 1.7) с увеличением которой, уровень их значений увеличивается. Рисунок 1.7 - Зависимость изменения прочностных характеристик высокопрочных трубных сталей от объемной доли бейнита [27] В зависимости от положения температурного интервала при изотермическом превращении и места выделения карбидов различают две формы бейнита, классифицируемые по традиционной схеме, как «верхний» и «нижний» [7, 23]. «Нижним» называют бейнит, образовавшийся при более низких температурах, в отличие от «верхнего» бейнита. Особым признаком, характеризующим разницу между ними, является распределение карбидов. В «нижнем» бейните часть углерода выделяется из перенасыщенного бейнитного феррита с образованием цементита внутри ферритных реек. В «верхнем» бейните весь углерод вытесняется сначала в окружающую аустенитную фазу, а затем выделяется в виде цементита по границам ферритных реек. В работах [11, 41, 44] отмечается, что структура стали категории прочности К60 (Х70), обеспечивающая требуемый комплекс механических характеристик должна состоять из квазиполигонального феррита размером зерна не более 1 – 2 мкм и более 50 – 60% верхнего бейнита или глобулярного бейнитного феррита с дисперсионным упрочнением частицами карбонитридных фаз, при этом в структуре могут присутствовать не более 5 % островков остаточного аустенита и мартенсита (мартенситно-аустенитная фаза). Вместе с тем в работах [29,31] показано, что уровень свойств трубных сталей с преимущественно с бейнитной структурой зависит от типа бейнита, его дисперсности, а так же ряда его структурных параметров (величины бейнитной рейки, плотности дислокаций, размера карбидов). 1.3.3 Влияние параметров термического цикла сварки на сопротивление хрупкому разрушению металла ОШУ ЗТВ сварных соединений высокопрочных трубных сталей Существуют разные способы сварки магистральных газо- и нефтепроводов. Основной сварочной технологией при изготовлении труб из высокопрочных трубных сталей является автоматическая многодуговая сварка под слоем флюса (рисунок 1.8). Данный способ подразумевает сварку внутренних и наружных швов в нижнем положении четырьмя и пяти дугами в одну сварочную ванну соответственно[24]. Перед зажиганием дуги в разделку подается флюс, под слоем которого образуется полость, заполненная газом, которая предотвращает контакт сварочной дуги с окружающей средой. Дуги горят под слоем шлака, образовавшегося в результате расплавления флюса, в газовом «пузыре». За счет такой технологии, потери металла на разбрызгивание и угар минимальны – 1-3%, а сам процесс является высокопроизводительным.
Не смогли найти подходящую работу?
Вы можете заказать учебную работу от 100 рублей у наших авторов.
Оформите заказ и авторы начнут откликаться уже через 5 мин!
Служба поддержки сервиса
+7(499)346-70-08
Принимаем к оплате
Способы оплаты
© «Препод24»

Все права защищены

Разработка движка сайта

/slider/1.jpg /slider/2.jpg /slider/3.jpg /slider/4.jpg /slider/5.jpg