автореферат диссертации по энергетическому, металлургическому и химическому машиностроению, 05.04.09, диссертация на тему:Повышение химической однородности наплавленного металла и трещиностойкости сварных соединений промысловых трубопроводов

Автор выражает большую признательность ученым и специалистам Нижневартовского филиала ТюмГНГУ и ДЗАО «НижневартовскНИПИнефть», Южно-Уральского государственного университета (г. Челябинск), работникам ООО «Биметаллы», оказавшим большую помощь в процессе проведения исследований, обобщении полученных результатов и подготовке рукописных материалов диссертации.

Основное содержание работы 1.Влияние химического состава металла шва на химическую микронеоднородность серы.

Сварные швы на трубных (низкоуглеродистых и низколегированных) сталях являются многокомпонентными системами, состоящими из многих легирующих и примесных элементов. В процессе кристаллизации таких систем перераспределение каждого элемента зависит от концентрации и природы других.

Как известно, наиболее опасной примесью в стали, является сера. Она интенсивно ликвирует в расплав, находящийся на границах и стыках первичных кристаллитов, значительно расширяя температурный интервал кристаллизации стали. По мере снижения температуры в объемах расплава, обогащенных серой, образуются лекгоплавкие сульфиды, наличие которых является одной из основных предпосылок образования кристаллизационных трещин в сварных швах., J3 связи с изложенным, важно рассмотреть какое влияние на перераспределение (ликвацию) серы и образование сульфидов оказывают другие элементы, а также в какой мере они способны компенсировать ее влияние.

Из аналитического обзора литературных источников по данной проблеме следует, что: трещины в наплавленном металле сварных соединений на сталях трубного производства развиваются по границам кристаллов, ячеек и между элементами дендритов, т.е. в зонах накопления примесей, снижающих температуру реального солидуса металла. ликвационные процессы, предопределяющие химическую микронеоднородность и оказывающие значительное влияние на формирование структуры и на стойкость сварных швов против образования трещин, определяются: о величиной температурных градиентов в контактирующих фазах; о интенсивностью конвекции в объеме сварочной ванны; о природой и концентрацией примеси, а также полнотой протекания ее развивающей диффузии в контактирующих фазах; о протяженностью выступов на фронте кристаллизации.

Перечисленные факторы, в свою очередь, зависят от условий сварки, химического состава основного (проплавляемого) и присадочного металла, химическая неоднородность слитков и сварных швов, выполненных покрытыми электродами и автоматической сваркой под флюсом, исследована методами авторадиографии, металлографии и микрорентгеноспектрального анализа. Установлено, что микронеоднородность сварных швов на низкоуглеродистых и низколегированных сталях связана с ликвацией серы, кремния и марганца. С точки зрения образования кристаллизационных трещин наиболее опасна ликвация серы. Повышение концентрации углерода в сварочной ванне способствует ее дендритной ликвации, а марганца - наоборот, препятствует этому ■ процессу. систематические количественные данные о ливационных процессах в сварочной ванне на низкоуглеродистых и низколегированных сталях в условиях, характерных для сварки покрытыми электродами, отсутствуют, что затрудняет поиск оптимального состава металла шва, при котором обеспечиваются наибольшая его химическая однородность и высокая трещиностойкость и требует проведения дополнительных исследований.

Исследования дендритной ликвации серы выполняли применительно к сварным швам на низкоуглеродистых (сталь 10 и 20) и низколегированных (09Г2С, 17Г1С) сталях, широко используемых для изготовления трубного проката нефтегазового назначения. Различные концентрации элементов в сварных швах достигались за счет изменения состава основного и электродного металла. Составы валиков, наплавленных экспериментальными электродами, используемых для получения объекта исследований, указаны в табл. 1.

Наплавку осуществляли постоянным током обратной полярности от выпрямителя модели ВДУ - 504. Режимы наплавки оставались неизменными и составляли: 1св=180 A ,U д=22. 23 В,усв=4.5 мм/с.

Таблица Химические составы исследуемых швов шлифа 4ли шва Содержание в металле шва, %

С Мп Si S Р

1 2 • 3 4 ' 0.080 : 0.011 0.015 0.5-0.1 г 0.11-0.19 0.022-0.03 10.011-0.

5 :■ . 6 7 8 0.080 0.013 ■ 0.018 0.028 0.95-1.0 0.21-0.29 0.022-0.031 0.011-0. 9 10 11 12 0.06 0.10 0.22 0.37 1.51-1.62 0.20-0.32 0.022-0.03: 0.012-0.

13 14 15 16 0.080 0.111 0.180 0.220 0.62-0.71 0.9-1.1 0.086 0.720 0.074 0.720 0.021-0.03 0.011-0.02 1 0.021-0.03 1 0.011-0.

17 18 19 20 0.10 0.12 0.13 0.10 0.61-0.71 1.1 1.45 0.11-0.21 0.21 0.22 0.048 0.074 0.044 0.01-0.02 0.011 0.

В настоящей работе анализ дендритной ликвации серы производили совместно с канд. техн. наук А.В. Булатом (ИЭС им. Е.О. Патона НАН Украины) с помощью сканирующего электронного микроскопа марки JSM-3SCF фирмы «Jeol» (Япония), оснащенного приставкой для микрорентгеноспекггрального анализа. Исследуемые шлифы предварительно подвергли травлению на первичную структуру по стандартной методике.

На завершающем этапе производили измерения фоновой интенсивности характеристического рентгеновского излучения элемента. Обработку полученных результатов осуществляли с помощью соотношений:

Г =Р -Р„

Г.Д 'Д.ср. ч'-i-'p. где Г' - интенсивность характеристического рентгеновского излучения элемента, соответствующая его средней концентрации в теле дендритов; ; ' i icp зарегистрированное среднее значение интенсивности характеристического рентгеновского излучения элемента от дендритов;

1 'фс.р - зарегистрированное среднее значение интенсивности фонового рентгеновского излучения элемента;

Г =Р -I'

Г. Д. ГЯ.Ср. фср. где Р - интенсивность характеристического рентгеновского излучения элемента, соответствующая его средней концентрации на междендритных границах;

Г - зарегистрированное среднее значение интенсивности характеристического рентгеновского излучения элемента от междендритных границ;

К?=Р /I л Г.Д Т.Л где К'л - коэффициент ликвации элемента.

При исследовании, влияния углерода и марганца на дендритную ликвацию серы использовали щлифы № 1-12, В этих шлифах последовательно изменялась концентрация углерода (от 0.05 до 0.37%) и марганца (от 0.5 до 1.62%). Результаты микрорентгеноспектрального анализа распределения серы на этой группе шлифов обобщены на рис. i.

Влияние кремния на дендритную ликвацию серы исследовалось на шлифах № 1, 7, 13. 16. В этой группе шлифов концентрация кремния изменялась, от 0.074 до 0.72% на двух различных уровнях концентрации марганца и углерода. Результаты приведены на рис. 2.

Взаимосвязь между концентрацией серы в металле шва и уровнем ее дендритной ликвации исследовалась на шлифах № 2,6,10 и 17. .20. Результаты микроанализа этой группы шлифов представлены на рис. 3.

Полученные зависимости можно объяснить следующим образом. Повышение концентрации углерода в кристаллизующемся металле (до 0.1 %) сопровождается расширением температурного интервала кристаллизации и увеличением протяженности выступов на фронте кристаллизации. Указанные изменения способствуют более полному протеканию разделительной диффузии на границе раздела фаз и выравнивающей диффузии в расплаве между первичными кристаллитами (дендритами). Кроме того, углерод, увеличивая активность серы, снижает ее растворимость в твердом растворе. В совокупности перечисленные факторы способствуют накоплению серы по

Рис.1. Влияние углерода и марганца на дендритную ликвацию серы

А ^ 2 Д

0,2 ОЛ 0. Б

Si], %—

Рис.2. Влияние кремния на дендритную ликвацию серы:

1 -0.6.0.7%Мп,0.07.,О.Ю%С;

2 - 0.9. 1.0% Мп, 0.17. .0.19% С. to «=

0.06 И, %

Рис.3. Влияние серы на дендритную ликвацию серы: 1 -0.6.0.7% Мп; 2- 0.9. 1.0% Мп; 3 - 1.5. 1.6% Мп. границам первичных кристаллов, что и проявляется в повышении уровня ее ликвации. с Повышение в металле шва содержания марганца способствует уменьшению дендритной ликвации серы, причем тем существеннее, чем больше в шве концентрация углерода. Положительное влияние марганца объясняемся; во-первых, тем, что являясь элементом аустенитизатором, он способствует смещению перитектического превращения на равновесной диаграмме состояния Fe-C в направлении более высоких концентраций углерода; во-вторых, тем, что он, вызывая измельчение структуры, способствует рассредоточению серы; в-третьих, тем, что он уменьшает активность серы и повышает ее растворимость в твердом, растворе; в четвертых, высоким его сродством к сере, благодаря чему происходит связывание серы в неметаллических сульфидных включениях, сопровождающиеся одновременным уменьшением ее концентрации в жидком металле.

Повышение в металле шва концентрации кремния усиливает дендритную ликвацию серы, причем это проявляется значительнее при более высокой концентрации углерода в металле шва. Указанное влияние кремния можно объяснить следующими причинами.: Являясь элементом -ферритизатором, кремний способствует смещению перитектического превращения на равновесной диаграмме состояния Fe-C в область меньших концентраций углерода. Благодаря, этору, в процессе первичной кристаллизации растет доля а-железа. Одновременно, кремний повышает активность серы, уменьшая ее растворимость в твердом растворе'.' Поскольку сродство кремния к кислороду выше, чем у железа и марганца, то он образует оксиды, которые в меньщей степени способны связать серу, чем окислы железа и марганце. Этому способствует также то 'обстоятельство, что кремний обладает меньшим сродством к сере, чем марганец и железо. В совокупности указанные факторы вызывают накопление серы в расплаве и приводят к повышению уровня дендритной ликвации.

Подобно кремнию и фосфору, сера является элементом -ферритизатором, т.е. уменьшает область устойчивости аустенита. Это обстоятельство должно способствовать смещению перитектического превращения в область меньших концентраций углерода (на равновесной диаграмме состояния Fe-C)- и соответственно накоплению серы на межкристаллитных границах. Повышение концентрации серы в стали приводит к расширению температурного интервала кристаллизации и увеличению продолжительности кристаллической фазы затвердевания межкристаллической прослойки, что также способствует накоплению серы в расплавленном металле.

Анализ полученных результатов позволяет заключить, что для обеспечения минимального уровня дендритной ликвации серы в металле шва следует увеличивать в нем концентрацию марганца, уменьшать содержание углерода (менее 0.16.0.17%), кремния (до 0.10.0.20%) и серы. Учитывая результаты работ И.К, ПохоДни и А.В. Булата (Институт электросварки им.

Е.О. Патона HAH Украины) и данные собственных исследований, концентрация марганца в шве должна быть ограничена 1.2. 1.5%.

Указанные рекомендации могут быть реализованы на практике путем увеличения основности электродного покрытия (предпочтительно за счет использования карбонатов кальция и магния) и введения в его состав оптимального количества ферросплавов. Снижение температуры окружающей среды при сварке монтажных швов приводит также к повышению коэффициента дендритной ликвации серы (рис. 4). Степень ее дендритной ликвации особенно значительно повышается при снижении температуры среды до - 30.- 50 ОС. Установленные зависимости объясняются влиянием следующих факторов: а) сужением температурного интервала кристаллизации и уменьшением выступов на фронте кристаллизующейся сварочной ванны, что препятствует развитию боковой диффузии серы и ее накоплению в междуосных пространствах ячеек и дендритов; б) замедлением перитектического превращения, приводящим к образованию y-Fe, растворимость серы в котором значительно ниже, чем в S-Fe; в) снижением активности ликвирующей серы.

Из полученных результатов следует, что реализация приведенных зависимостей при разработке системы легирования металла шва позволит существенно повысить его структурную однородность и трещиностойкбсть сварного соединения трубопроводов.

Рис.4. Влияние температуры окружающего воздуха на дендритную ликвацию серы j I 2. Методы повышения трещиностойкости сварных соединений промысловых трубопроводов

Как показывает практика, взначительной мере срок службы нефтегазопроводов определяется коррозионной стойкостью сварных швов и соединений. Известно, что одним из, видов коррозионного разрушения трубопроводов, эксплуатируемых в условиях Западной Сибири, является сульфиднее растрескивание, которому сопутствует наводороживание металла, вызывающее охрупчивание. Поэтому снижение содержания серы в наплавленном металле, образующей неметаллические включения (сульфидные и оксисульфидные), часто являющиеся очагом зарождения микротрещин, представляет собой актуальную задачу.

Несмотря на малую растворимость серы в твердом технически чистом железе (<0,003%), онав сталях находится в виде сульфидов и океисульфидов. Сера по сравнению с другими элементами наиболее склонна к сегрегации -коэффициент сегрегации ее равен 0,8.

При сварке покрытыми электродами сера попадает в.расплавленную ванну из основного и электродного металла и из покрытия. Несмотря на низкое содержание серы в основном металле, ее концентрация в шве может достигать опасного для качества шва и его коррозионной стойкости уровня. Поэтому десульфурация сварочной ванны имеет большое практическое значение; в частности, нами установлено, что снижение в сталях 09Г2С и 17Г1С содержания серы, с 0.018.0.021 до 0.006.;.0.008% повышает вязко-пластические характеристики (К 1 с и dc) в 1.5. .2 раза (рис. 5).

Нами проводились исследования по изучению влияния серы и водорода на трещиностойкость сварных соединений трубных сталей.

В экспериментах использовали опытные электроды с фтористокальциевым покрытием Ж4 мм. Для получения переменного содержания водорода в наплавленном металле опытным путем регулировали режим термообработки электродов и ее количество, а также в покрытии использовали синтетическую слюду вместо слюды - мусковит. Для получения низкого содержания серы в металле использовали электродную проволоки марки Св-08 АА (SJ0.016%) с тщательно очищенной от окалины, масел, ржавчины и просушенной поверхностью, а также соответсвующим образом готовили кромки собранных V-образных стыков. В покрытии добивались минимально допустимого содержания окислов Fe, повышая основность шлака Косн=1.2.1.3 и отношения aCaO/aFeO=0.30.0.45, т.е. получали шлаки с высокой десульфурирующей способностью. Химический состав наплавленного металла был примерно одинаков (в %): CJ0.08.0.10; Si 0.35.0.39; Мп 0.98. 1.14;Р0.018. .0.021; 0.037. .0.042 [О]; 0.010. 0.015 [N].

Сварку выполняли на стали 09F2C следующего химического состава (в %): 0.10 С; 1.44 Мп; 0.65 Si; 0.032 S; 0.031 Р; 0.0038 [О]; 0.014 [N]; 0.0021 [Н].

Режим сварки: 1св=180 A, Ug=23.24 В, обратная полярность. Источником питания служил выпрямитель - ВДУ-504.

Kit, МПа 5С, мм

0,002 0,006 0,01 0,02 0,03 0,002 0,006 0,01 0,02 0,03 0,004 0,008 S,% 0,004 0,008 ' S, %

Рис.5. Графики зависимости параметров вязкости разрушения К|с (а) и 5с (б) от содержания серы в металле шва.

Температура, °С: 1 - 20, 2 - 40, 3

Первоначально с помощью стандартной методики определяли значения критических растягивающих напряжений образцов, вырезанных из сварных швов в продольном направлении.

Результаты испытаний показаны на рис. 6. Видно, что критическое содержание серы SKp в наплавленном металле зависит от количества растворенного водорода: с увеличением концентрации [Н]ост от 1.5 до 5.0 смЗ/ ЮОг, величина Бкр уменьшается от 0.015 до 0.006 %. Величина Бкр соответствует критическому значению растягивающих напряжений, при которрм происходит зарождение и рост трещин вплоть до разрушения.

Известно, что распространение зародившейся трещины соответствует второй стадии макропроцесса коррозионного разрушения. Долговечность металлоконструкций определяется, в основном, скоростью распространения трещины, которая зависит от наличия в структуре неметаллических включений, в частности сульфидов и оксисульфидов, число которых зависит от количества растворенной серы.

Нами изучалась, скорость распространения трещины на образцах размером 300x300x14 мм, которые имели односторонний вырез длиной 150 мм вдоль оси шва. Инициатором микротрещины служил надрез длиной 3 мм срадиусом в вершине -0,15 мм. Испытаниям подвергались три серии образцов со следующей концентрацией серы и водорода:

1 - 0,035% S, 5,0 смЗ/1 ООг [Н]ост;

2 - 0,025% S, 3,5 смЗ/1 ООг [Н]ост;

0,004 0,008 S, %

Рис.6. Зависимость критического растягивающего напряжения от содержания растворенной серы в металле шва.

Содержание остаточного водорода Ноет, смЗ/ЮОг: 1 - 1,5: 2 - 3,0; 3 - 5,

3-0,012% S, 1,7 смЗЛООг [Н]ост;

Испытания образцов на циклическое растяжение проводили на машине МУП-20 с частотой нагружения 400 циклов в 1 мин при коэффициенте асимметрии цикЛа г=0,15. Нагрузка, равная 55 кН, давала возможность развиваться микротрещине по длине до 70.80 мм, после чего происходит статический долом образца. Контроль распространения трещины осуществлялся визуально с помощью микроскопа и нанесенной на шлифовальную поверхность образца делительной сетки с шагом 1 мм. По результатам измерений построены графики зависимости скорости распространения трещины dl/dN от циклического коэффициента интенсивности напряжений АК1 (рис. 7).

Из анализа данных рис. 7 видно, что с увеличением коэффициента интенсивности напряжений в вершине микротрещины возрастает скорость распространения ее для образцов с содержанием серы 0,025.0,035% и водорода3,5.5,0 смЗ/1 ООг, причем скорость роста трещины для образцов с содержанием S=0,025% и 3,5 смЗ/1 ООг [Н]ост ниже, нежели в образцах первой серии.

Обращает на себя внимание график для образцов с низким содержанием серы и водорода - он имеет характерную особенность, которая заключается в обратной зависимости между скоростью распространения трещины и коэффициентом К,, т.е. с увеличением длины микротрещины происходит замедление ее роста (см. рис. 7). При нагрузке 65 кН максимальная длина dUdN, мм/цикл

M,,Hm3/i

Рис.7. Скорость распространения трещины в сварных образцах с переменным содержанием растворенных серы и водорода. Содержание серы [S], %: I - 0,035,2 - 0,025,3 - 0,012; содержание остаточного водорода [Н]ост. см3/100 г; 1 - 5,0, 2 - 3,65, 3-1, трещины составила 15 мм и дальнейшего ее роста не наблюдалось. После (0,9. 1.4)х106 циклов нагружения образцы третьей серии разрушались в захватной части.

Таким образом, зафиксировано значительное влияние исходного содержания серы и водорода на трещиностойкость сварного соединения. Полученные закономерности нашли подтверждение и при оценке трещиностойкости сварных соединений в условиях малоциклового нагружения.

Исследовали (с помощью диаграмм разрушения) кинетику локального разрушения в ЗТВ сварных соединений при малоцикловом нагружении. Для этого из сварных соединений (основная сталь - 09Г2С) изготовляли призматические образцы сечением 20x12 мм и длиной 160 мм с поперечным расположением сварного шва. В зоне сплавления основного металла и шва механическим способом наносили один краевой полукруглый надрез типа Менаже глубиной 1 мм в плоскости, перпендикулярной к действию главного напряжения при изгибе образца.

Образцы испытывали при температуре 220С в жестком режиме нагружения изгибом при заданной начальной амплитуде деформаций Еа=0,5% с трапецеидальной формой цикла.

Длительность полуцикла растяжения т составляла 12ч; продолжительность полуцикла сжатия - 10 мин. Скорость V роста трещины определяли путем численного дифференцирования плавной зависимости C=f(N), где С - глубина трещины. Полученную диаграмму в равномерных координатах V=f(N) аппроксимировали кусочно-прямолинейными участками с различным наклоном, точки пересечения которых характеризуют моменты увеличения или уменьшения скорости роста трещины.

Сопоставление скорости роста трещины в сварных соединениях позволяет выявить материалы, наиболее стойкие против развития локального разрушения в ЗТВ (рис. 8). ;

Так, для образцов с концентрацией серы 0,025% и водорода 3,0 и 5,1 смЗ/ЮОг после 40 циклов деформирования скорость роста трещины составила 90x10-2 мм/цикл. По отношению к соответствующим показателям образцов серии 1 n2(S=0,0085% и-[Н]=1,4 и 3,0 смЗ/ЮОг) это в 5 и 2,7 раза больше. Для образцов серии 1 и 2 разрушение происходит при 127 и 115 циклах, причем скорость роста трещины составляет 52 и 70x10-2 мм/цикл, в то время, как образцы серии 5 и 6 разрушаются при 80 и 67 циклах, а скорость распространения трещины равна 138 и 142x10-2 мм/цикл. Эти результаты качественно коррелируют с данными рис. 6 и 7.

Анализ характера разрушений образцов показал, что трещины зарождаются и развиваются в ЭТВ на расстоянии 2.5 зерен от зоны сплавления и имеют межзеренный характер. Подобная картина разрушений присуща серии образцов (1 и 2) с низкой концентрацией растворенных в наплавленном металле серы и водорода (см. рис. 8). ,,

Такой характер разрушений можно объяснить тем, что в процессе кристаллизации атомы водорода диффундируют в ЗТВ и молизуясь по

V 10", мм/цикл

0 30 50 70 90 НО /V, цикл

Рис.8. Скорость роста трещины в сварных образцах с переменным содержанием растворенных серы и водорода.

Содержание серы [S], %: 1 - 3 - 0.0085; 4 - 6 - 0.025: Содержание водорода II, смЛ/ 100г; 1,4:;2;5 - 3,0:3,6 - 5, границам крупных зерен (участок перегрева ЗТВ) создают значительные упругие искажения кристаллических решеток, в большей степени понижающие пластичность металла. Зародившаяся на границах зерен микротрещина под действием складывающихся остаточных сварочных и внешних растягивающих напряжений начинает расти вплоть до полного разрушения образца.

Учитывая, что сера и водород вызывают сульфидное растрескивание сварных соединений, эксплуатируемых в агрессивных средах, нами проводились испытания образцов на сульфидное растрескивание по методике, соответствующей стандарту NACE ТМ-01-77. В качестве среды служил насыщенный сероводородом раствор, содержащий 5% NaC! и 0,5% уксусной кислоты. При этом содержание H.S составляло 5 г/л.

Температура среды - 23 °С, базовое время испытаний - 680 ч. Все образцы испытывали при напряжении, равном 0,8 предела текучести основного металла (сталь 09Г2С), который определяли при разрыве трех образцов на воздухе. Образцы вырезали из сварных проб (расположение образцов поперек шва), имели посередине кольцевую проточку, расположенную на оси шва.

Испытания проводили методом непрерывной деформации до разрушения (с малой скоростью е=2х10 6 с ') в коррозионной среде. Результаты испытаний на коррозионное сульфидное растрескивание приведены на рис. 9. Видно, что низкое содержание растворенных серы (менее 0,020%) и водорода (<3,0 см3/1 ООг) благоприятно влияет на стойкость металла против сульфидного растрескивания, причем эта тенденция проявляется также, как и при

0,004 0,

Рис.9. Работа разрушения сварных швов с переменным содержанием растворенной серы. Среда NaCE.

Содержание остаточного водорода [Н]ост, см3/100 г: 1 - 1,5; 2 - 3,0; 3 - 5, исследованиях на трещиностойкость металла шва,и ЗТВ в условиях циклических-нагружений. Такая аналогия,, на наш взгляд, не случайна и свидетельствует о том, что снижение содержания серы и водорода в наплавленном металле благоприятствует получению чистой по неметаллическим (сульфидным и оксисульфидным) включениям структуры и торможению процессов зарождения и, роста микротрещин коррозионного характера.

Полученные результаты позволили сформулировать требования к концентрации растворенных в металле сварных швов серы и водорода, совместное действие которых существенно влияет на трещиностойкость сварных соединений

3. Рекомендации по оптимизации систем раскисления и легирования сварных швов промысловых трубопроводов 3.1. Влияние никеля на механические свойства металла шва

Возрастающие масштабы использования сварных металлоконструкций нефтегазовых объектов в районах с суровыми природно-климатическими условиями постоянно повышают требования к хладостойкости сварных соединений низколегированных сталей. Одной из основных характеристик хладостойкости является ударная вязкость металла шва.

Согласно требований нормативных документов на изготовление металлоконструкций из хладостойких сталей (СНиП 2.05.06-86 и СНиП 34.116

97), предназначенных для эксплуатации до температуры не ниже -60 "С. ударная вязкость металла шва на образцах типа IX по ГОСТ 6996-96 должна ' быть >29,4 Дж/см2.

Анализ литературных данных позволил установить, что высокие и стабильные значения ударной вязкости металла швов на хладостойких сталях в наибольшей мерё обеспечиваются при раскислении и легировании металла шва марганцем, кремнием и никелем.

С целью определения оптимального содержания никелевого порошка в покрытии, обеспечивающего требуемую концентрацию никеля в металле шва и высокую ударную (вязкость швов при температурах до ~60 °С, были выполнены дополнительные исследования. Для их выполнения использовалась сталь 09Г2С; так как она наиболее широко используется в нефтехимическом машиностроении в условиях отрицательных температур. Покрытие опытных электродов содержало никелевый порошок марки ПНЭ-1 по ГОСТ 9722-79.

Химический состав металла, наплавленного опытными электродами, отличался лишь содержанием никеля (в %): 0; 1,0; 1,6; 2,0, а концентрация Мп, С, Si, S и Рсоставляла в среднем (в %): 0,074 - 0,078 С; 1,15 -1,3 Мп; 0,37 - 0,42 Si; 0,014 - 0,019 S; 0,019 - 0,022 Р.

Результаты испытаний металла шва опытных электродов приведены на рис. 10. Видно, что с увеличением содержания никеля от 0 до 2,0% в наплавленном металле ударная вязкость сварных швов на образцах с надрезом

KCU, Дж/см

•80 -60 -40 -20 О 20Т,%

Рис.10. Графики зависимости ударной вязкости металла шва от температуры при различном содержании никеля в наплавленном металле [59]:

1 - 0 % Ni; 2 - 1,0 % Ni; 3-1,6 % Ni; 4 - 2,0 % Ni по Шарпи (тип IX по ГОСТ 6996-66) при отрицательных температурах(-60. .70 °С) повышается примерно в 2 раза.

Как показали наши исследования, легирование металла шра никелем позволяет улучшить и другие широко используемые в механике разрушения конструкций характеристики вязкости наплавленного металла, в частности, параметры критической интенсивности напряжений (К, , МПа*м"2) и критического раскрытия . трещины (6с, мм), характеризующие сопротивляемость металла шва раскрытию трещин.

Усталостные трещины в образцах выращивали с помощью гидропульсатора ЦДМпу-10 (Германия) при частоте нагружения 10.15 Гци коэффициенте асимметрии цикла R=0,1.0,2. Испытания по определению параметров вязкости разрушения проводили на установке УМЭ-10 по стандартной методике.

Результтаты измерений приведены в табл. 2. Видно, что металл сварных швов, легированный никелем (0,5.2%), имеет большие значения коэффициентов К1 с и dc во всем диапазоне температур, чем основной металл, т.е. характеризуется более высокой сопротивляемостью разрушению. Наиболее высокие значения критической величины коэффициента интенсивности напряжения К1с и коэффициента раскрытия трещины 5с получены для сварных швов с концентрацией никеля, равной 1,6. .2,0%.

Таблица

Результаты определения значений параметров вязкости разрушения К^ и 5с в зависимости от температуры испытания

Индекс (марка) электрода Содержание никеля в наплавленном металле, % Параметры вязкости разрушения Температура испытания, °С

20 . -20 -50

МО (АНО-11) Ml М2 МЗ М4 (АНО-25) Сталь 09Г2С 0 0,5 1,0 1,6 2,0 Kic, МПа*м1л 99.5-106,5 94.6-110,0 96,5-108,4 102,2-115,5 112,0-127,2 99.2-102,3 90,0-102,3 87.3-92,2 96.4-105,3 . 102,4-116,1 75.2-79,5 68.3-82,0 71.4-77,5 73.5-88,4 79,2-98,3 65,7-69,8 66,6-72,3 69.5-76,0 76.6-84,9 80.5-87.

98,5-104,0 88,6-92,5 71,3-78,8 62,1-68,

МО (АНО-11) 0 -. 0,70-0,77 0,46-0,53 0,14-0,23 0,06-0,

Ml 0,5 0,73-0,78 0,57-0,66 0,27-0,32 0,10-0,

М2 1,

§ с, мм ■ 0,81-0,89 0,61-0,69 0,29-0,36 0,14-0,

МЗ 1,6 0,82-0,86 0,74-0,82 0,35-0,46 . 0,21-0,

М4 (АНО-25) 2,0 0,34-0,90 . 0,79-0,85 .0,42-056 0,24-0,

Примечание: разброс значений К^ В с относительно средней величины составляет не более ±10%

Улучшение механических свойств, в частности, ударной вязкости и параметров вязкости разрушения металла шва, легированного никелем; можно объяснить его благоприятным влиянием на структурную и химическую неоднородность наплавленного металла.

Испытания показали, что наиболее высокие и стабильные значения ударной вязкости (59. .70 Дж/см2 при t=-60 °С) и характеристик сопротивления развитию трещин (К, =76,6.87,6 МПа*м"2 и 6с=0,21 .0,30 при t=-70 °С) металла шва хладостойких сталей достигаются при концентрации никеля в нем от 1,6 до 2,2%, которая реализуется введением в электродное покрытие никелевого порошка в количестве 3. .4%.

С учетом вышеизложенного, нами был выбран оптимальный химический состав наплавленного металла (в %): С 0,10; Si 0,20. .0,40; Мп 0,80. 1,2; Ni 1,6.2,0;S, Pj0,025, реализуемый оптимальным содержанием и соотношением ферросплавов в электродном покрытии: FeMn 4.5%, FeSi 5.8%, FeTi 7.10%, FeTi:FeSi:FeMn=2:l,5:l.

3.2.Выбор оптимальной системы раскисления и легирования сварных швов трубопроводов

Целью исследования являлось изучение влияния легирования на структуру и механические свойства сварных швов и выбор оптимальной системы раскисления и легирования покрытий фтористокальциевых электродов.

Сваривали образцы из стали ? 71 1С с V-образной разделкой кромок. Сварка осуществлялась на постоянном токе обратной полярности на режиме 1в=180. :200 A, U. =23. .24 В электродами марки АНО-26 (04) от выпрямителя ВДУ-504.

Исследованию подвергались следующие системы легирования: Si-Mn, Si-Мп-Мо и Si-Mn-Mo-Ni.

При легировании Si-Mn содержание легирующих элементов в металле шва изменялось в пределах Si=0,2.0,8% и Мп=0,6. .2,0%. При комплексном легировании Si-Mn-Mo содержание легирующих составляло: Si=0,3.0,4%, Мп=1,3. 1,35%, Мо=0,1. .0,55%. В некоторый случаях содержание кремния было увеличено до 0,7. .0,8%. При комплексном легировании Si-Mn-Mo-Ni изменялось содержание никеля в пределах 0,5.1,5% при содержании Si=0,3. .0,36%, Мп=1,25. 1,3% и Мо=0,2.0,23%.

Определялась ударная вязкость по оси шва на образцах с круглым (по Менаже) и острым (по Шарпи) надрезом в интервале температур от +20 до -60 °С. В изломе ударных образцов оценивалась доля вязкой составляющей и проводились металлографические исследования металла осевой зоны шва. Система Si-Mn. Проведенными исследованиями установлено, что увеличение содержания в металле шва марганца от 0,7 до 1,5% практически не оказывает влияния на размер зерна. Равноосные зерна диаметром 300-400 мкм окружены поликристаллической ферритной оторочкой. При увеличении содержания марганца от 0,7 до 1,5% толщина ферритных оторочек уменьшается от 40-50 до 25-30 мкм, а также возрастает объемная доля частиц второй фазы от 6 до 12%. При более высоких содержаниях марганца (до 2,0%) доля частиц второй фазы в металле шва составляет 14-16%.

Увеличение содержания кремния в металле шва приводит к) формированию игольчатой структуры по границам зерен.

Сварные швы с такой структурой обладают наиболее низкимИ значениями ударной вязкости (рис. 11).

Система Si-Mn-Mo. Содержание молибдена в металле швой изменялось в пределах 0,1 -0,55%. Металлографическими исследованиям^ установлено, что увеличение содержания молибдена до 0,3% и более приводит) к уменьшению диаметра зерна до 100-150 мкм и образованию по границам зерен прерывистых ферритных оторочек толщиной 5-8 мкм. На некоторых! участках границ зерен ферритные оторочки отсутствуют. С увеличением содержания молибдена от 0,1 до 0,5% доля частиц второй фазы возрастает oij 11-12 до 14-16%. Наиболее дисперсные частицы второй фазы получены при содержаниях.,молибдена 0,1-0,3%. При содержании молибдена более 0,5°/с| наблюдается укрупнение частиц второй фазы по границам зерен.

Существенное влияние на структуру металла швов, легированны^ кремнием, марганцем, молибденом, оказывает кремний (рис. 12).

В связи с этим содержание кремния в металле швов, легированный Si-Mn-Mo, целесообразно ограничить концентрацией 0,3-0,4%. Увеличение

Дендритную ликвацию элементов определяли путем 30.40 измерений интенсивности их характеристического рентгеновского излучения от деЦ|Эитов и междендритных границ. При этом область сканирования микрозонда ограничивалась поперечными размерами границ и оставалась практически неизменной - 4x8 мкм.

Рис. 11. Влияние кремня на механические свойства и ударную вязкость металла шва:

А-0,11 % С, 0,45% Si, 1,55 %Мп; 2-0,11 % С, 0,62% Si, 1,48 Мп; 3-0,11 % С, 0.75 % Si, 0,52 % Мп; б - 0,1 % С, 1,48- 1,55 % Мп

KCU , Дж/см

Рис. 12. Влияние кремния на ударную вязкость металла швов при комплексном легировании: 1-0,35 % Si, 1,35 % Мп, 0,3 % Мо,

2 - 0,65 % Si, 1,33 % Мп, 0,28 Мо содержания молибдена в металле шва более 0,2% при постоянном содержании кремния и марганца повышает прочность и снижает пластичность (рис. 13).

Система Si-Mn-Mo-Ni. Содержание марганца, кремния и молибдена в металле шва поддерживалось на одном уровне, а содержание никеля изменялось от 0,5 до 1,5%. Комплексное введение этих элементов осуществлялось с целью получения более дисперсной структуры, равномерного распределения частиц второй фазы и исключения образования ферритных оторочек.

Металлографическими исследованиями установлено, что при содержаниях никеля более 0,9% доля частиц второй фазы составляет 18-20%. В основном это частицы размером 1x1 мкм и менее, которые равномерно распределены в ферритной матрице.

Формирование такой структуры обеспечивает высокие показатели ударной вязкости (рис. 14). Наиболее высокие показатели ударной вязкости получены при содержании никеля 0.9 - 1.2%. Установлено, что металл швов с системой легирования Si-Mn-Mo-Ni характеризуется наиболее высокими и стабильными значениями ударной вязкости.

Учитывая изложенное выше, можно заметить, что для получения высоких механических свойств металла швов ни низколегированных сталях с ов=500.600 МПа (марок 10XCHD, 1 ОХНЕМ), целесообразно комплексное легирование швов 0,2. .0,4% Si, 1,2. 1,3% Мп, 0,9. 1,2% Ni, 0,2. .0,3% Mo; на кремнемарганцовистых и кремнемарганцеванадиевых сталях (марок 09Г1С, ав,0т>МПа о/о %

КС1), Дж/см

Р!ис. 13. Влияние содержания молибдена на механические свойства металла шва

Рис. 14. Влияние погонной энергии сварки на ударную вязкость металла швов (0,35 % Si; 1,3 % Мп; 0,9 % Ni; 0,2 % Mo).

Энергия: 1-1 кДж/см, 2 - 2 кДж/см

09Г2, 17ГС, 17Г1СФ)0,2.0,4% Si, 1,3. .1,5% Мп, 0,15.0,3% Mo. Эффектным средством снижения размера зерна и частиц второй фазы металла ЗТВ и обеспечения повышения ударной вязкости является выполнение процесса сварки при минимальных значениях погонной энергии. Для этого швы необходимо выполнять на малых токах не в один, а в несколько проходов, т.е. с наложением большого количества валиков Наплавляемого металла.

Основные результату и выводы

1 .Установлено, что увеличение в металле сварных швов концентрации углерода, кремния й серы вызывает повышение уровня дендритной ликвации серы, а легирование металла марганцем, вызывает ее понижение.

2.Установлено, что для уменьшения дендритной ликвации серы и повышения трещиностойкости сварных швов необходимо обеспечивать в наплавленном металле содержание углерода менее 0,16. 17%, кремния 0,1. 0,2% и марганца 1,0. 1,2%.

3.Показано, что для обеспечения высокой трещиностойкости сварных соединений трубопроводов в условиях статического и циклического нагружения как на воздухе, так и в коррозионно-агрессивных средах, содержание серы в наплавленном металле не должно превышать 0,015. .0,020%, а остаточного водорода-2.3 см3/100г.

Установлено, что наиболее высокие и стабильные значения ударной вязкости (59. .70 Дж/см2 при t=-60 °С) и характеристик сопротивления развитию трещин (К]с=76,6.87,6 MI 1а *м"- и dc=0,21 .0,30 мм при t=-70 "С) металла шва хладостойких сталей достигаются при концентрации никеля в нем от 1,6 до 2,2%, которая реализуется введением в электродное покрытие никелевого порошка в количестве 3.4%. Определен оптимальный химический состав наплавленного металла, обеспечивающий получение мелкозернистой структуры, содержащей незначительное количество неметаллических включений глобулярной формы (в %): С<0,10; Si 0,20.,.0,4; Мп 0,8. 1,20; Ni 1,6.2,2; S, Р<0,025, реализуемый оптимальным содержанием и соотношением ферросплавов в электродном покрытии: FeMn 4. .5%, FeSi 5. .8%, FeTi 7. 10%; FeTi: FeSi: FeMn=2 : 1,5 : 1.

5. Для получения высоких механических свойств металла швов на низколегированных сталях с ств=500. .600 МПа(марок 10XCHD, 10ХН1М), целесообразно комплексное легирование швов 0,2.0,4% Si, 1,2.1,3% Мп, 0,9.1,2% Ni, 0,2.0,3% Мо; на кремнемаргонцовистых и кремнемарганцеванадиевых сталях (марок 09Г2С, 09Г2, 17ГС, 17Г1СФ) 0,2.0,4% Si, 1,3,,. 1,5% Мп и 0,15. .0,3% Мо. Эффективным средством снижения размера зерна и частиц второй фазы металла ЗТВ и обеспечения повышения ударной вязкости является выполнение процесса сварки при минимальных значениях погонной энергии. Для этого швы необходимо выполнять на малых токах не в один, а в несколько проходов, т.е. с наложением большого количества валиков наплавляемого металла.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах Научные пособия

1. Макаренко В.Д., Ковенский И.М., Прохоров Н.Н., Галиченко Е.Н. и др. Коррозионнаяойкостьарных металлоконструкций нефтегазовых объектов. - М.: ООО «Недра-Бизнесцентр». - 2000.

2. Макаренко В.Д., Палий Р.В., Мухин М.Ю., Галиченко Е.Н. и др. Методы оценки технологических свойств монтажной сварки трубопроводов. - М.: ООО «Недра-Бизнесцентр». - 2001. - 94с. Учебные пособия

3. Макаренко В .Д., Палий Р.В., Галиченко Е.Н. и др. Критерии оценк трещиностойкости трубныхалей промысловых нефтепроводов. -Нижневартовск: ОАО «Издательство Приобье». -2001 .

4. Макаренко В.Д., Палий Р.В., Прохоров Н.Н., Мухин М.Ю., Галиченко Е.Н. й др. Технологические основы эксплуатационной надежности промысловых трубопроводов. - М.: ООО «Недра-Бизнесцентр». - 2001. -250 "

5. Макаренко В.Д., Палий Р.В., Галиченко Е.Н. и др. Технологические основы трещиностойкостиарныхединений промысловых трубопроводов. - М.: ООО «Недра-Бизнесцентр». - 2001.

Статьи

6. Макаренко В.Д., Беляев В.А., Галиченко Е.Н. и др. Влияние модифицирующих микродобавок на вязкопластические свойства и хрупкую прочность хладостойкой низколегированной стали. - Сварочное производство. 2001,№8.-е. 7-13.

7. Макаренко В.Д., Беляев В.А., Галиченко Е.Н. и др. Влияние модифицирующих микродобавок на коррозионную стойкость сварных i ' ' соединений из низколегированной стали. - Сварочное производство. - 2000,

9. -с. 3&;

8. Makarenko V.D., Belyaev V.A., Galichenko E.N. Effect of modifying additions on ductility and plastic properties and the brittle strength of cold-resistant, bow -alloy steel.- Welding International, 2001, № 15 (1). -p. 45-51.

9. Makarenko V.D., Belyaev V.A., Galichenko E.N. Effect of modifying microadditions on the corrosion resistance of welded joints in low - alloy steel. Welding International, 2001, № 15 (2)i - p. 140-145. :

10. Макаренко В.Д., Беляев В.А., Прохоров Н.Н., Галиченко Е.Н. и др. Влияние модифицирующих микродобавок на коррозионнуюойкость Сварныхединений нефтегазопроводов. - Сварочное производство. - 2001, № 4. - 13-19.

Тезисы докладов

11. Макаренко В.Д., Мухин М.Ю., Прохоров Н.Н., Галиченко Е.Н. и др. О механизме образования эпитаксиального слоя на границе «металл - шлак» при сварке трубопроводов. - В кн. «Сварка Урала - 2001» тезисы докладов 20-й научн. техн. конф. сварщиков Урала, Нижний Тагил, 27 февраля

- 2 марта 2001 г. - 25-26.

12. Макаренко В.Д., Мухин М.Ю., Прохоров Н.Н., Галиченко Е.Н. и др. О роли микродобавок в коррозионной стойкости трубных сталей, -с- 26-27 (там же).

13. Мухин М.Ю., Макаренко В.Д.,, Шатало С.П., Галиченко Е.Н. Влияние системы раскисления и легирования на механические свойства сварных соединений трубопроводов.-с. 27-28 (там же).

14. Макаренко В.Д., Прохоров Н.Н., Галиченко Е.Н. и др. Технологические методы снижения содержания водорода в сварных соединениях трубопроводов.

- 59-60 (там же).

15. Шатило С.П., Макаренко В.Д., Мухин М.Ю., Галиченко Е.Н. и др. Трещиностойкость сварных соединений нефтепроводов с антикоррозионным покрытием. - с 61-63 (там же).

16. Мухин М.Ю., Шатило С.П., Макаренко В.Д., Прохоров Н.Н., Галиченко Е.Н. Механизм разрушения сварных соединений промысловых трубопроводов.

- 76-77 (там же).

Авторские свидетельства и патенты

17. Авт. св-во № 7174. Трубопровод для транспортировки жидких смесей с абразивными включениями /Малашенко А.О., Углов Ю.Ф., Медведев А.П., Галиченко Е.Н. и др.// БИ 1998.

Отпечатано в издательстве «Приобье». Лицензия на издательскую деятельность ЛР № 040823 от 23 июня 1999 года.

Сдано в набор 09.11.01 г. Подписано в печать 11.11.01 г. Формат 44X60 -1/16. Бумага офсетная. Печать офсетная. Гарнитура Times New Roman. Тираж 100 экз. Заказ № 6/46.

Муниципальное унитарное полиграфическое предприятие Издательство «Приобье» Нижневартовского района.

628614, Тюменская область, г. Нижневартовск, п. Дивный, 13.