автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Роль морфологии структуры высокопрочных трубных сталей при обосновании выбора технологии сварки

На правах рукописи

РАМУСЬ АНАСТАСИЯ АЛЕКСАНДРОВНА

РОЛЬ МОРФОЛОГИИ СТРУКТУРЫ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ОБОСНОВАНИИ ВЫБОРА ТЕХНОЛОГИИ СВАРКИ

Специальность 05.16.09 — «Материаловедение (машиностроение)»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

005538958

г 1 ноя 2013

Москва-2013

005538958

Работа выполнена в Российском государственном университете нефти и газа

имени И. М. Губкина

Научный руководитель: Ефименко Любовь Айзиковна,

доктор технических наук, профессор

Официальные оппоненты: Горицкий Виталий Михайлович,

доктор технических наук, профессор, заведующий отделом экспертизы металлов ЗАО «ЦНИИПСК им. Н.П. Мельникова»

Ливанова Ольга Викторовна, кандидат технических наук, ведущий научный сотрудник лаборатории КС-МТ Института качественных сталей ФГУП «ЦНИИчермет им. И. П. Бардина»

Ведущая организация: Открытое акционерное общество

«Научно-производственное объединение «Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения» (ОАО НПО «ЦНИИТМАШ»)

Защита диссертации состоится 17 декабря 2013 года в 15.00 в ауд.^^а заседании диссертационного совета Д 212.200.10 при Российском государственном университете нефти и газа имени И. М. Губкина по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский проспект, д. 65. корп.1.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке Российского государственного университета нефти и газа имени И. М. Губкина.

Автореферат разослан «/у» ноября 2013 года.

Ученый секретарь

диссертационного совета Д 212.200.10 доктор технических наук, профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

В отечественной и зарубежной практике, за последнее десятилетие, при строительстве трубопроводов наблюдается активный спрос на малоуглеродистые низколегированные стали категории прочности К60, К65, К70 и выше.

Реализация проектов магистральных газопроводов «Бованенково — Ухта», «Сахалин - Хабаровск», «Северный поток», «Южный поток», магистральных нефтепроводов «Восточная Сибирь - Тихий океан», «Балтийская трубопроводная система» из сталей повышенной категории прочности, эксплуатация которых нацелена на сложные климатические условия, заостряет вопрос о надежности сварных соединений на более высоком уровне, обеспечение которого достигается за счет формирования рационального структурно-фазового состава.

В работах отечественных и зарубежных исследователей Морозова Ю. Д., Матросова М. Ю., Настича С. Ю., Пышминцева И. Ю, Эфрона Л. И., Ишикавы Н. и других, достаточно подробно были рассмотрены вопросы обеспечения требуемых структуры и свойств высокопрочных трубных сталей при термомеханической обработке.

В исследованиях Макарова Э. Л., Столярова В. И, Ефименко Л. А., Елагиной О. Ю., Франтова И. И., Степанова П. П., Хамады М. и других, предложены подходы по выбору технологических параметров процессов сварки высокопрочных трубных сталей, базирующихся на обеспечении требуемых структуры и свойств металла шва и околошовного участка зоны термического влияния. Вместе с тем процессы, протекающие на других участках зоны термического влияния сварных соединений данных сталей, изучены недостаточно. Слабо освящены вопросы взаимосвязи морфологии структуры со свойствами сварных соединений, что подтверждает актуальность настоящей работы.

Цель работы и основные задачи исследования

Целью работы явилось исследование влияния морфологии структуры на свойства сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Исследование реакции высокопрочных трубных сталей на термический цикл сварки на основе изучения свойств различных участков зоны термического влияния.

2. Исследование особенности кинетики распада аустенита в околошовном участке и участке неполной перекристаллизации зоны термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

3. Исследование морфологии структуры металла зоны термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей и ее влияние на процесс разупрочнения и сопротивление металла хрупкому разрушению.

4. Выбор рационального интервала скоростей охлаждения, обеспечивающего эксплуатационные характеристики сварных соединений из сталей категории

прочности К60 - К70 и их реализация при сварке трубопроводов из высокопрочных сталей.

Методы исследования

Работа выполнена на основе анализа и обобщения литературных данных, лабораторных исследований и натурных испытаний.

В работе использованы: дилатометрический метод для построения термокинетических диаграмм распада аустенита, с целью изучения кинетики фазовых превращений в условиях сварочного процесса; метод имитации термических циклов сварки; оптическая металлография, в том числе для изучения морфологии структуры — сканирующая электронная микроскопия (СЭМ) и просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг (ПЭМ); стандартные методы измерения твердости; определение механических свойств в условиях статического и динамического нагружения, методы математического моделирования сварочных процессов, экспериментальные методики записи термических циклов сварки.

Научная новизна

1.На основе изучения кинетики распада аустенита в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей установлено, что на участке неполной перекристаллизации возможно наличие разупрочнения до 20 %, за счет выделения структурно-свободного феррита при сварке.

На основе электронно-микроскопических исследований металла зоны термического влияния, установлен структурно-фазовый состав участка неполной перекристаллизации, обеспечивающий равнопрочность сварных соединений высокопрочных трубных сталей. Показано, что содержание структурно-свободного феррита не должно превышать 10 - 20 % с условным диаметром ферритного зерна не более 4-5 мкм, содержание глобулярного бейнитного феррита - не менее 70 -80% размером не более 16 мкм и не менее 10 % мартенситно-аустенитной фазы, размером не более 2 мкм.

Определены минимально допустимые скорости охлаждения (\У8.5) участка неполной перекристаллизации зоны термического влияния, обеспечивающие формирование указного структурно-фазового состава при сварке сталей категории прочности К60, К65 и К70, которые составляют не менее 10 °С/с, 20 °С/с и 30 °С/с соответственно. Верхний интервал скоростей охлаждения ограничивается максимальными нормативными значениями твердости и составляет не более 60 °С/с.

2. На основе исследования взаимосвязи морфологии структуры и показателей сопротивления сварных соединений высокопрочных трубных сталей хрупкому разрушению определен структурно-фазовый состав околошовного участка зоны термического влияния, обеспечивающий значения ударной вязкости на уровне не ниже нормативных требований. Структура данного участка должна состоять полностью из реечного бейнитного феррита размером пакета не более 35 мкм, содержащего не более 30 % мартенситно-аустенитной фазы, средним размером не более 300 нм.

3. На основе сопоставления размеров фрактографических характеристик вязкого и хрупкого разрушения металла околошовного участка зоны термического влияния и элементов структуры металла этого участка, получены корреляционные зависимости, показывающие, что в области хрупкого разрушения в каждом пакете бейнита зарождается примерно две микротрещины квазискола, а в каждом пакете бейнита при вязком микромеханизме разрушения зарождается около двадцати микротрещин вязкого разрушения. При этом отношение диаметра ямки к среднему размеру пакета бейнита (d„ / dn6 ) составляет 0,05, а отношение среднего размера фасетки квазискола к среднему размеру пакета бейнита (с1фкс / dn6) составляет 0,5.

Показано, что для обеспечения указанного структурно-фазового состава околошовного участка зоны термического влияния и его морфологии приемлем интервал скоростей охлаждения, гарантирующий отсутствие разупрочнения в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

Практическая значимость работы

Предложен подход к обоснованию выбора режимов сварки кольцевых стыков магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей, основанный на установлении взаимосвязи свойств сварных соединений не только со структурно-фазовым составом, но и с морфологией структуры.

Основные научные положения, выносимые на защиту

1. Особенности кинетики распада аустенита при сварке высокопрочных трубных сталей.

2. Результаты оценки взаимосвязи морфологии структуры с показателями разупрочнения металла зоны термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

3. Полученные соотношения фактографических характеристик разрушения металла зоны термического влияния и элементов структуры.

4. Области рациональных диапазонов скоростей охлаждения и режимы сварки их обеспечивающие.

Достоверность результатов

Достоверность полученных результатов обеспечивается использованием апробированных методик экспериментальных исследований на современном, сертифицированном и аттестованном оборудовании, применением программных пакетов обработки данных, а так же реализацией в условиях промышленного применения.

Апробация работы

Основные положения и результаты работы докладывались и обсуждались на VIII Всероссийской научно-технической конференции «Актуальные проблемы развития нефтегазового комплекса России» (Москва, 2010 г.), VI Международной научно-технической конференции молодых ученых и специалистов «Сварка и родственные технологии» (Киев, 2011 г.), IX Всероссийской конференции молодых ученых, специалистов и студентов «Новые технологии в газовой промышленности»

(Москва, 2011г.), IX Всероссийской научно-технической конференции «Актуальные проблемы развития нефтегазового комплекса России» (Москва, 2012 г.), VI отраслевом совещании «Состояние и основные развития сварочного производства ОАО «Газпром» (Москва, 2012 г.), форуме «Нефть, газ, промышленность» круглый стол «Трубопроводный транспорт углеводородов» (Российская выставка с международным участием «Трубопроводные системы. Строительство, эксплуатация, ремонт» Москва, 2012 г.), V Международной научно-технической конференции «Газотранспортные системы: настоящее и будущее» (Москва, 2013 г.).

Публикации

По теме диссертационной работы опубликовано 8 печатных работ, из них 3 статьи в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем работы

Диссертационная работа состоит из введения, 4 глав, заключения, списка литературы из 136 наименований. Работа изложена на 168 страницах, содержит 37 таблиц, 82 рисунка.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертации, сформулированы цель и задачи исследования, отмечены научная новизна и практическая значимость работы, представлены основные положения, выносимые на защиту.

Первая глава представляет собой литературный обзор, в котором на основе опубликованных данных рассмотрены особенности химического состава низкоуглеродистых низколегированных высокопрочных трубных сталей. Проанализированы морфологические особенности структурно-фазового состава металла труб, предназначенных для строительства трубопроводов нового поколения. Приведены требования к механическим свойствам высокопрочных трубных сталей и их сварным соединениям. Представлен анализ свариваемости высокопрочных трубных сталей. Даны характеристики исследуемых сталей.

Результаты выполненного анализа послужили основанием для постановки цели работы и задач исследования.

Вторая глава посещена исследованию реакции сталей категории прочности К60, К65 и К70 на термический цикл, различных способов сварки при изготовлении труб и строительстве трубопроводов, на основе изучения механических свойств на образцах, моделирующих участки зоны термического влияния сварных соединений.

При изготовлении труб и строительстве трубопроводов реализуются различные технологические сварочные процессы: от ручной дуговой сварки и заканчивая энергоемкой автоматической дуговой сваркой под флюсом пятью дугами в одну ванну, значительно отличающихся друг от друга уровнем тепловложения в

основной металл, а диапазон реализуемых параметров термического цикла сварки (ТЦС) достаточно широк. При этом скорости охлаждения (w8.5) в интервале температур диффузионного распада аустенита (800 — 500 °С) могут изменяться на околошовном участке зоны термического влияния (ЗТВ) от 150 °С/с до 0,5 °С/с, а на участке с меньшей температурой нагрева порядка 800 - 900 °С от 24 °С/с до 2°С/с, что будет влиять на структурно-фазовый состав и свойства различных участков зоны термического влияния.

Исследования изменения твердости в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей в зависимости от реализуемых ТЦС показало, что участки ЗТВ, нагреваемые выше температуры нагрева, чем при термомеханической обработке (ТМО) и охлаждаемые со скоростями меньше чем при ТМО, характеризуются снижением твердости. При этом максимальное разупрочнение около 20 % для всех исследуемых сталей характерно для участка ЗТВ нагреваемого в межкритическом интервале температур. С увеличением категории прочности стали, уровень разупрочнения увеличивается, при прочих равных условиях, и тем выше скорости охлаждения, позволяющие предотвратить снижение твердости этого участка.

Для нивелирования разупрочнения металла в ЗТВ сварных соединений исследованных сталей, необходимо в процессе сварки обеспечить минимальные значения скоростей охлаждения (w8.5): 10 °С/с - для стали категории прочности К60; 20 °С/с и 30 °С/с для сталей категории прочности К65 и К70 соответственно. Верхний интервал скоростей охлаждения ограничивается максимальными нормативными значениями твердости и составляет не более 60 °С/с.

Исследование влияния параметров ТЦС на сопротивление хрупкому разрушению металла ЗТВ высокопрочных трубных сталей показало, что во всем исследованном диапзоне скоростей охлаждения (2 - 60 °С/с), наиболее опасным участком, так же как и в традиционных сталях, является околошовный участок (ОШУ). На участке неполной перекристаллизации значения ударной вязкости остаются стабильно высокими.

Установлено, что минимальные, с позиции обеспечения равнопрочности, значения скоростей охлаждения входят в интервал значений ws_5, обеспечивающий требуемое сопротивление сварных соединений данных сталей хрупкому разрушению.

Изменения механических характеристик в металле ЗТВ исследуемых сталей, при воздействии различных параметров ТЦС, объясняются различной кинетикой распада аустенита при сварке, формированием различной структуры и морфологии её выделения.

В третьей главе на основе изучения кинетики распада аустенита при сварке высокопрочных трубных сталей, исследована взаимосвязь параметров структуры с эксплуатационными характеристиками сварных соединений.

Сопоставление термокинетических диаграмм распада аустенита в околошовном участке и участке с максимальной температурой нагрева 850 °С ЗТВ сталей категории прочности К65 и К70 (рисунок 1) показало, что аустенит, участка неполной перекристаллизации, характеризуется большей концентрационной неоднородностью (вследствие неполного растворения карбидов и незавершенности

процессов гомогенизации) и имеет меньшую устойчивость к распаду, в отличие от околошовного участка. Это проявляется в смещении соответствующих кривых на диаграмме в область меньшей длительности и повышенных температур. В частности, температура начала появления феррита на участке неполной перекристаллизации примерно на 50 °С и на 100 °С выше, чем на околошовном участке сталей категории прочности К65 и К70 соответственно. Расширяется и диапазон скоростей охлаждения к области более высоких значений (w8.5 до 45 °С/с), при котором возможно появление ферритной фазы в структуре. Бейнитное превращение на участке неполной перекристаллизации наблюдается в диапазоне аналогичных околошовному участку скоростей охлаждения (0,5 °С/с - 100°С/с). Температуры начала бейнитного превращения повышаются примерно на 40 °С и 80 °С и составляют 640 °С и 710 °С для сталей категории прочности К65 и К70 соответственно.

С целью предотвращения разупрочнения в ЗТВ высокопрочных трубных сталей, необходимо в процессе сварки обеспечить структурно-фазовый состав, аналогичный полученному при термомеханической обработке: преимущественно высокодисперсный бейнит, содержание структурно-свободного феррита не более 15 % для сталей категории прочности К65 и К70 .

Нанесение на термокинетическую диаграмму участка ЗТВ, с максимальной температурой нагрева 850 °С, областей тремомеханической обработки (рисунок 1) показало, что такой структурно-фазовый состав может быть обеспечен при ТМО в диапазоне скоростей охлаждения от 15 °С/с до 60 °С/с. Аналогичный структурно-фазовый состав при сварке на участке неполной перекристаллизации ЗТВ обеспечивается при более высоких скоростях охлаждения (рисунок 2). В частности, для стали категории прочности К65 w8.5 составляет не менее 20 - 25 °С/с, для стали категории прочности К70 w8.5 не менее 30 °С/с, но и не более 60 °С/с в обоих случаях. При этом на участке неполной перекристаллизации зоны термического влияния формируется преимущественно бейнитная структура с содержанием ферритной фазы около 15 -20%.

Для исследования структуры металла ЗТВ и ее морфологии, сформированной при различных скоростях охлаждения, были применены методы сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии.

Исследования морфологии структуры показали, что при наличии разупрочнения в участке неполной перекристаллизации ЗТВ, характерно формирование структурно-свободного феррита нерегулярной формы выделения, классифицируемый как квазиполигональный феррит (КПФ) в количестве 35 - 40%, размером около 4,2 мкм (рисунок 3 а) и глобулярного бейнитного феррита (ГБФ) с размером блоков порядка 10-16 мкм (рисунок 3 б). При этом между блоками ГБФ и КПФ встречаются участки высокоуглеродистой фазы - мартенситно-аустенитной составляющей (рисунок 3 в, г), что подтверждается дифракционной картиной, темнопольными снимками в рефлексе аустенита и мартенсита. В структуре в значительном количестве присутствуют карбонитриды легирующих элементов (Nb, V, Ti), расположенные как внутри ГБФ, но в большей степени по его границам. Размеры карбонитридов составляют 0,8 - 0,6 мкм, более мелкие частицы - до 10 нм (рисунок 3 д, е).

а б

Рисунок 1 — Термокинентические диаграммы распада аустенита в участках ЗТВ с Ттах 1350 °С(-■) и 850 °С (---), сталей категории

прочности К65 (а) и К70 (б) с нанесенной областью скоростей охлаждения при ТМО

Рисунок 2 - Структурные диаграммы участка ЗТВ с Ттах 850 С сталей категории прочности К65 (а) и К70 (б) с нанесенной областью

скоростей охлаждения, обеспечивающих отсутствие разупрочнения

Карооншрццы

Рисунок 3 - Микроструктура металла участка неполной перекристаллизации ЗТВ, сформированная при скорости охлаждения 10 °С/с, стали категории прочности К70 (ПЭМ): а - КПФ (х10 ООО, светлопольное изображение); б - ГБФ (х 10 ООО, темнопольное изображение); в, г - мартенситно-аустенитная фаза (х15 ООО, светлопольное (в) и темнопольное (г) изображение); д, е - карбонитриды (хЗО ООО, светлопольное (д) и темнопольное (е) изображение)

С увеличением скорости охлаждения количество структурно свободного феррита уменьшается, а количество глобулярного бейнитного феррита возрастает. Вместе с тем, наблюдается уменьшение размеров карбонитридов от 0,9 мкм до 0,1 мкм (\у8.5 от 3 °С/с до 60 °С/с). Количество мартенситно-аустенитной составляющей увеличивается, а ее средний размер уменьшается (рисунок 4). При этом с увеличением скорости охлаждения до 60 °С/с в структуре металла участка неполной перекристаллизации ЗТВ стали категории прочности К60 наблюдается выделение мартенситно-аустенитной фазы преимущественно в виде удлиненных частиц между рейками феррита внутри пакета бейнитного феррита, а ее выделение в структуре участка ЗТВ сталей категории прочности К65 и К70 происходит внутри и по границам блоков глобулярного бейнитного феррита (рисунок 5), что вызывает его упрочнение, приводящее к повышению твердости.

Таким образом, на основе электронно-микроскопических исследований металла зоны термического влияния, установлен структурно-фазовый состав участка неполной перекристаллизации ЗТВ, обеспечивающий равнопрочность сварных соединений высокопрочных трубных сталей. Показано, что содержание структурно-свободного феррита не должно превышать 10 - 20 % с условным диаметром ферритного зерна не более 4-5 мкм, содержание глобулярного бейнитного феррита не менее 70 - 80 % размером не более 16 мкм и не менее 10% мартенситно-аустенитной фазы, размером не более 2 мкм.

Определены минимально допустимые скорости охлаждения (тл/^) участка неполной перекристаллизации зоны термического влияния, обеспечивающие

формирование указного структурно-фазового состава при сварке сталей категории прочности К60, К65 и К70, которые составляют не менее 10 °С/с, 20 °С/с и 30 °С/с соответственно. Верхний интервал скоростей охлаждения ограничивается максимальными нормативными значениями твердости и составляет не более 60 °С/с.

Рисунок 4 - Зависимость изменения объемной доли (а) и среднего размера мартенситно-аустенитной фазы в структуре металла участка неполной перекристаллизации ЗТВ сталей категории прочности К60 - К70 от скорости охлаждения

Рисунок 5 - Выделение мартенситно-аустенитной фазы в структуре участка неполной перекристаллизации ЗТВ сталей категории прочности К60 (а), К65 (б) и К70 (в) при скорости охлаждения 60 °С/с (сканирующая электронная микроскопия)

Так же исследовано изменение сопротивления хрупкому разрушению околошовного участка зоны термического влияния в указанном интервале скоростей охлаждения.

Если в процессе сварки будут реализованы скорости охлаждения, обеспечивающие предотвращение разупрочнения сварного соединения, то во всем диапазоне этих скоростей охлаждения будет формироваться бейнитная структура (рисунок 6). Следует обратить внимание, что значения ударной вязкости существенно снижаются, более высокие значения характерны для нижней границы

рекомендуемого интервала скоростей охлаждения. В связи с чем, была поставлена задача - исследовать влияние морфологического строения структуры на ударную вязкость.

Рисунок 6 - Структурные диаграммы ОШУ ЗТВ стали категории прочности К65 (а) и К70 (б) с нанесенными кривыми изменения твердости (НУ ю), ударной вязкости (КСУ " °), вязкой составляющей в изломе (В) и критической температуры хрупкости (Т50)

Сопоставление результатов просвечивающей электронной микроскопии фольг металла ОШУ зоны термического влияния сталей категории прочности К65 и К70 показало, что в обеих сталях, при скорости охлаждения 10 °С/с, формируется бейнитный феррит с реечной морфологией выделения (рисунок 7 а, б). Удлиненные рейки организованы в пакеты, средний размер которых составляет около 40 мкм. Реечный бейнитный феррит (РБФ) представляет сбой смесь верхнего и нижнего типа бейнита, о чем свидетельствуют выделения цементита как внутри, так и по границам ферритных реек (рисунок 7 в, г, д, е), размером — вытянутые частицы шириной около 0,05 - 0,1 мкм и длиной порядка 0,5 - 0,6 мкм (рисунок 7 г), более мелкие частицы - размером 10х50нм (рисунок 7 д). При этом в структуре РБФ стали категории прочности К70, между рейками ферритной фазы, наблюдается выделение пластин мартенсита и остаточного аустенита (мартенситно-аустенитная фаза) (рисунок 7 ж - к), в отличие от структуры околошовного участка ЗТВ стали категории прочности К65.

хЗО ООО ж

хЗО ООО з

х7 300 и

хЮ ООО к

Рисунок 7 - Микроструктура ОШУ ЗТВ сталей категории прочности К65 (а, в, г) и К70 (б, д, е, ж-к) (ПЭМ)

С увеличением скорости охлаждения (10 — 60 °С/с) структура реечного бейнитного феррита сохраняется, количество мартенситно-аустенитной фазы в бейнитной структуре стали категории прочности К70 увеличивается (от 20 % до 35 %), а ее дисперсность возрастает (с1ср изменяется от 2,2 мкм до 0,28 мкм). При этом увеличение количества мартенситно-аустенитной фазы способствует снижению сопротивления хрупкому разрушению (рисунок 6).

Построенные зависимости ударной вязкости и критической температуры хрупкости от размеров пакета бейнита и размеров мартенситно-аустенитной фазы (рисунок 8) показали, что требуемое значение показателей сопротивления хрупкому разрушению ОШУ ЗТВ (в диапазоне скоростей охлаждения, обеспечивающих отсутствие разупрочнения на участке неполной перекристаллизации ЗТВ) может быть обеспечено при среднем размере пакета бейнита не более 35 мкм и среднем размере мартенситно-аустенитной фазы не более 300 нм, что обеспечивается при скоростях охлаждения не менее 30 °С/с.

нормативным уровень KCV

10 15 20 25 30 35 40 45 50 Средний диаметр пакета бейнитэ, мкм

О

Tso, С

Средний диаллетр пакета бейнита, мкм в

-4D , 2

KCV ,Дж/см

30D 250

Tso, С

20 10 О -10

-20 -30 -40 -50 -60

Средний рлзл-ер М/Аччдавмяющей, мим

г

-40 2

KCV , Дж/см

300

0.5 1 1,5 2 2,5 Средний размер М/А-состэаляющей, www

б

Рисунок 8 - Зависимости изменения ударной вязкости (а, б) и критической температуры хрупкости (в, г) металла ОШУ ЗТВ стали категории прочности К70 от среднего размера пакета бейнита (а, в) и мартенситно-аустенитной фазы (б, г)

Изучение поверхности изломов ударных образцов металла ОШУ ЗТВ сталей категории прочности К65 и К70 показало наличие двух механизмов разрушения: вязкий ямочный и хрупкий по механизму квазискола. На основе сопоставления размеров фрактографических характеристик и элементов структуры металла были получены корреляционные зависимости, показывающие, что в области хрупкого разрушения в каждом пакете бейнита зарождается примерно две микротрещины квазискола, а в каждом пакете бейнита при вязком микромеханизме разрушения зарождается около двадцати микротрещин вязкого разрушения. При этом отношение диаметра ямки к среднему размеру пакета бейнита (с!я / с1п.б ) составляет 0,05, а отношение среднего размера фасетки квазискола к среднему размеру пакета бейнита Сс1фкс / ¿„ б) составляет 0,5 (рисунок 9,10).

г д е

Рисунок 10 - Гистограммы распределения размера пакета бейнита (в) и фасеток квазискола (е) ОШУ ЗТВ сталей категории прочности К65 (а - микроструктура ОШУ; б - фрактограмма поверхности разрушения при ш8.5 = 45 °С/с) и К70 (г - микроструктура ОШУ;

д - фрактограмма поверхности разрушения \V8-5 = 60 С/с); а, г - оптическая микроскопия; б, д - сканирующая электронная микроскопия

х500 а

Х5400 б

11-20 ' 3140" 51-60"* ~ 71-80

Размер пакета бейнита. мкм

х500 х.5600

г д е

Рисунок 9 - Гистограммы распределения размера пакета бейнита (в) и ямок вязкого разрушения (е) ОШУ ЗТВ сталей категории прочности К65 (а - микроструктура ОШУ; - фрактограмма поверхности разрушения при \vg.5 = 10 °С/с) и К70 (г — микроструктура ОШУ; д - фрактограмма поверхности разрушения = 30 °С/с);

а, г - оптическая микроскопия; б, д - сканирующая электронная микроскопия

_

х500 а

х220 б

Четвертая глава работы посвящена реализации рекомендуемых скоростей охлаждения, обеспечивающих требуемую структуру и свойства в зоне термического влияния кольцевых стыков магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей.

Выбор технологических режимов сварочных процессов, применяемых при строительстве магистральных газопроводов из высокопрочных сталей, проводился согласно данным нормативной документации ОАО «Газпром».

При строительстве трубопроводов значительная роль отводится автоматической дуговой сварки в защитных газах. В связи с этим проводилась оценка возможности обеспечения, при данной технологии, рекомендуемого диапазона скоростей охлаждения (\у8_5).

Исследования проводились на кольцевых стыках фрагментов труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 26,4 мм из стали категории прочности К60. Корневой шов выполнялся по технологии механизированной сварки проволокой сплошного сечения в углекислом газе методом 8ТТ. Горячий, заполняющие и облицовочные проходы выполнялись автоматической сваркой порошковой проволокой в защитных газах с использованием сварочных головок «Восход». При выполнении горячего, заполняющих и облицовочных проходов проводилась запись ТЦС, позволившая оценить скорости охлаждения (\у8_5) и сопоставить их значения с рекомендуемыми.

Исследования микроструктуры (рисунок 11) и свойств сварных соединений показало их соответствие нормативным характеристикам. В частности, значения ударной вязкости (КСУ40) металла корневого шва составляют 55 Дж/см2, облицовочного - 100 Дж/см2, по линии сплавления корневого шва 88 Дж/см2, по линии сплавления облицовочного - 120 Дж/см2. Твердость металла шва и околошовного участка ЗТВ (рисунок 12) не превышает 245 НУю. Снижение значений твердости на участке неполной перекристаллизации зоны термического влияния не превышает 5 %.

Свойства сварных соединений сталей категории прочности К60, К65 и К70 были так же определены, с использованием инженерно-программного комплекса «Свариваемость» (разработка МГТУ им. Н. Э. Баумана), при ручной дуговой сварке, автоматической дуговой сварке в защитных газах и под флюсом. Результаты расчета показали, что реализация в процессе сварки рекомендуемого интервала скоростей охлаждения, позволяет обеспечить требуемые механические характеристики сварных соединений всех исследованных сталей.

В заключении приведены основные выводы и результаты работы:

1. Изучение реакции высокопрочных трубных сталей на термический цикл сварки показало, что участки зоны термического влияния сварных соединений сталей категории прочности К60 — К70, нагреваемые в процессе сварки до температур выше, чем при термомеханической обработке, и охлаждаемые со скоростями меньше, чем при термомеханической обработке, характеризуются снижением твердости.

Установлено, что наибольшему разупрочнению до 20% подвергается участок неполной перекристаллизации зоны термического влияния. При этом, чем выше категория прочности стали, тем больше степень разупрочнения при прочих равных условиях.

Рисунок 11 - Микроструктура сварного соединения стали категории прочности К60 (оптическая металлография, х200, х500)

■ 2 мм от наружной поверхности трубы Центрадьная область

■ 2 мм от внутенней поверхности трубы

гд5 гю

205

200 i---1-1------1

11 12 и 14 15 16 17 1S

Точка замера твердости, согласно схеме

.Ji: и

основной металл

HVio

Центр шва

Рисунок 12 - Распределение твердости в металле сварного соединения стали категории

прочности К60

2. На основе изучения кинетики превращения аустенита в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей показано, что разупрочнение участка неполной перекристаллизации, несмотря на формирование около 50 - 60 % глобулярного бейнитного феррита и около 5 — 10% мартенситно-аустенитной фазы, происходит за счет выделения около 40% структурно-свободного феррита.

3. На основе электронно-микроскопических исследований металла зоны термического влияния установлено, что с целью устранения возможного разупрочнения участка неполной перекристаллизации необходимо в нем сократить содержание структурно-свободного феррита — до 10 - 20% (с условным диаметром

зерна не более 4-5 мкм), увеличить содержание глобулярного бейнитного феррита до 70 - 80% (размером не более 16 мкм) и обеспечить выделение мартенситно-аустенитной фазы по границам и внутри блоков бейнитного феррита в количестве не менее 10% (размером не более 2 мкм).

4. Определены минимально допустимые скорости охлаждения (\Vg_5) участка неполной перекристаллизации зоны термического влияния, обеспечивающие формирование указного структурно-фазового состава при сварке сталей категории прочности К60, К65 и К70, которые составляют не менее 10 °С/с, 20 °С/с и 30 С/с соответственно. Верхний интервал скоростей охлаждения ограничивается максимально нормативными значениями твердости и составляет не более 60 °С/с.

5. На основе исследования взаимосвязи морфологии структуры и показателей сопротивления сварных соединений высокопрочных трубных сталей хрупкому разрушению определен структурно-фазовый состав околошовного участка зоны термического влияния, обеспечивающий значения ударной вязкости на уровне не ниже нормативных требований. Показано, что структура данного участка должна состоять полностью из реечного бейнитного феррита (размером пакета не более 35 мкм), содержащего не более 30 % мартенситно-аустенитной фазы (средним размером не более 300 нм).

Показано, что для обеспечения указанного структурно - фазового состава околошовного участка зоны термического влияния и его морфологии, приемлем интервал скоростей охлаждения, гарантирующий отсутствие разупрочнения в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

6. На основе сопоставления размеров фрактографических характеристик вязкого и хрупкого разрушения металла околошовного участка зоны термического влияния и элементов структуры металла этого участка, получены корреляционные зависимости. Показано, что в области хрупкого разрушения в каждом пакете бейнита зарождается примерно 2 микротрещины квазискола, а в каждом пакете бейнита при вязком микромеханизме разрушения зарождается около 20 микротрещин вязкого разрушения. При этом отношение диаметра ямки к среднему размеру пакета бейнита (с!я / с1п 6 ) составляет 0,05, а отношение среднего размера фасетки квазискола к среднему размеру пакета бейнита (с1фкс / с1п 6) составляет 0,5.

7. Предложен подход к выбору параметров термического цикла и режимов сварки магистральных трубопроводов из малоуглеродистых микролегированных высокопрочных сталей, основанный на установлении взаимосвязи свойств сварных соединений не только со структурно-фазовым составом, но и с морфологией структуры.

Список работ опубликованных по теме диссертации

В периодических изданиях, рекомендованных ВАК РФ:

1. Ефименко, Л. А. Формирование структуры сварных соединений высокопрочных сталей при автоматической сварке в защитных газах / Л. А. Ефименко, О. Е. Капустин, А. А. Шкапенко // Трубопроводный транспорт: теория и практика. - 2012. - № 4 (32). - С. 34 - 42.

2. Ефименко, Л. А. Исследование изменения структуры и свойств в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных

сталей / Jl. А. Ефименко, А. А. Шкапенко, P.O. Рамусь // Трубопроводный транспорт: теория и практика. - 2012. - №1 (29). - С. 20 - 24.

3. 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.

Другие публикации:

4. Шкапенко, А. А. Особенности изготовления соединительных деталей трубопроводов из высокопрочных сталей, изготовленных методом индукционного нагрева / А. А. Шкапенко // Тезисы докладов 63-й студенческой научной конференции «Нефть и газ - 2009» (Москва, 13-16 апреля 2009). - 2009. - С. 175.

5. Шкапенко, А. А. Оценка влияния параметров термического цикла сварки на свойства длительно эксплуатирующихся высокопрочных трубных сталей / А. А. Шкапенко // Материалы IV научно-технической конференции молодых ученых и специалистов. Сварка и родственные технологии. НАН Украины (Киев, 25-27 мая 2011).-2011.-С. 198.

6. Шкапенко, А. А. Определение режимов сварки при ремонте магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей на основе исследования их свариваемости / А. А. Шкапенко // Новые технологии в газовой промышленности: тезисы докладов IX Всероссийской конференции молодых ученых, специалистов и студентов по проблемам газовой промышленности России (Москва, 4-7 октября 2011).-2011. -С. 54.

7. Шкапенко, А. А. Исследование изменения структуры и свойств в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей / А. А. Шкапенко // Актуальные проблемы развития нефтегазового комплекса России: тезисы докладов IX Всероссийской научно-технической конференции (Москва, 30 января - 1 февраля 2012 г.). - 2012. - С.165.

8. Ефименко, Л. А. Особенности выбора технологии сварки высокопрочных трубных сталей / Л. А. Ефименко, А. А. Рамусь // Газотранспортные системы: настоящее и будущее: тезисы докладов V Международной научно-технической конференции и выставки GTS-2013 (29 - 30 октября 2013 г.). - М.: Газпром ВНИИГАЗ, 2013.-С. 122.

Подписано в печать 13.11.2013. Формат 60x90/16.

Бумага офсетная Усл. п.л. 1,5

Тираж 100 экз. Заказ №498

Издательский центр РГУ нефти и газа имени И.М. Губкина 119991, Москва, Ленинский проспект, 65 Тел.: 8 (499) 233-95-44

РОССИЙСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ НЕФТИ И ГАЗА ИМЕНИ И. М. ГУБКИНА

04201450411

На правах рукописи

РАМУСЬ АНАСТАСИЯ АЛЕКСАНДРОВНА

РОЛЬ МОРФОЛОГИИ СТРУКТУРЫ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ОБОСНОВАНИИ ВЫБОРА ТЕХНОЛОГИИ СВАРКИ

Специальность 05.16.09 - «Материаловедение (машиностроение)»

Диссертация

на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель доктор технических наук, профессор

Ефименко Любовь Айзиковна

Москва - 2013

Оглавление

Введение.................................................................................... 4

Глава 1 Современные высокопрочные трубные стали............................. 11

1.1 Требования к химическому составу труб из высокопрочных сталей............................................................................... 11

1.2 Структура и свойства низкоуглеродистых низколегированных высокопрочных трубных сталей.............................................. 16

1.2.1 Особенности структуры низкоуглеродистых

низколегированных высокопрочных трубных сталей................... 16

1.2.2 Требования к структуре и свойствам высокопрочных

трубных сталей................................................................... 22

1.3 Свариваемость высокопрочных трубных сталей..................... 27

1.4 Характеристики исследуемых сталей................................... 33

Выводы по главе 1........................................................................... 39

Глава 2 Исследование реакции высокопрочных трубных сталей на термический цикл сварки................................................................ 40

2.1 Методики исследования.................................................... 40

2.2 Анализ параметров термических циклов основных способов сварки............................................................................... 43

2.3 Влияние параметров термического цикла сварки на изменение твердости различных участков зоны термического влияния

сварных соединений высокопрочных трубных сталей................... 45

2.4 Влияние параметров термического цикла сварки на сопротивление хрупкому разрушению металла зоны термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей....... 51

Выводы по главе 2........................................................................ 62

Глава 3 Исследование взаимосвязи параметров структуры с эксплуатационными характеристиками сварных соединений................... 64

3.1 Особенности распада аустенита при сварке высокопрочных трубных сталей................................................................... 64

3.1.1 Методики исследования................................................. 64

3.1.2 Влияние параметров термического цикла сварки на кинетику превращения аустенита при охлаждении................................... 67

3.2 Исследование влияния морфологии структуры на твердость участка неполной перекристаллизации зоны термического

влияния............................................................................ 81

3.3 Исследование влияния морфологии структуры на

сопротивление хрупкому разрушению зоны термического влияния. 95 3.4 Влияние параметров структуры на фрактографические характеристики микромеханизма разрушения металла зоны

термического влияния......................................................................................................................................................110

Выводы по главе 3................................................................................................................................................119

Глава 4 Выбор режимов сварки трубопроводов из высокопрочных сталей.. 122

4.1 Оценка структуры и свойств сварных соединений высокопрочных трубных сталей при принятых технологиях

сварки............................................................................................................................................................125

4.2 Формирование структуры и свойств сварных соединений высокопрочных сталей при автоматической сварке в защитных

газах..................................................................................................................................................................133

Выводы по главе 4..................................................................................................................................................149

Заключение....................................................................................................................................................................150

Список литературы............................................................................................................................................................................153

Введение

В отечественной и зарубежной практике, за последнее десятилетие, при строительстве трубопроводов наблюдается активный спрос на малоуглеродистые низколегированные высокопрочные стали категории прочности К60, К65, К70 и выше. Вместе с тем происходящая эволюция составов современных высокопрочных трубных сталей является отражением неуклонного повышения требований к свойствам металла труб и их сварных соединений.

Реализация проектов магистральных газопроводов «Бованенково - Ухта», «Сахалин - Хабаровск», «Северный поток», «Южный поток», магистральных нефтепроводов «Восточная Сибирь - Тихий океан», «Балтийская трубопроводная система» из сталей повышенной категории прочности, эксплуатация которых нацелена на сложные климатические условия, заостряет вопрос о надежности сварных соединений на более высокий уровень, обеспечение которого достигается за счет применения рациональных технологических процессов сварки.

При этом при разработке технологических процессов сварки высокопрочных трубных сталей основное внимание уделяется обеспечению требуемых структуры и свойств металла шва и околошовного участка зоны термического влияния. Вместе с тем процессы, протекающие на других участках зоны термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей, изучены недостаточно.

В работах отечественных и зарубежных исследователей Морозова Ю. Д. [56 - 58], Матросова М. Ю. [49 - 54], Эфрона Л. И. [71, 103, 104], Пышминцева И. Ю. [66 - 70], Настича С. Ю. [57, 59, 60], Ишикавы Н. [38] и других [1,4,8,61,62,76,87,88,116,126] достаточно подробно были рассмотрены вопросы обеспечения требуемых механических свойств высокопрочных трубных сталей при термомеханической обработке. При этом вопросы структурообразования в сталях категории прочности К60 - К70 и влияние морфологии структуры на изменение их свойств в условиях сварочного

процесса изучены недостаточно, что подтверждает актуальность настоящей работы.

В работах Макарова Э. Л. [47,89], Столярова В. И. [82],

ЕфименкоЛ. А. [23-26, 29-32, 90], Степанова П. П. [80, 81], ФрантоваИ. И. [92, 93], Хамады М. [95] и других [5, 6, 34, 41] показано, что в процессе сварки магистральных газопроводов характерным для данной группы сталей является формирование практически одинакового структурно-фазового состава в зоне термического влияния, при этом свойства различны.

В связи с чем, целью диссертационной работы явилось исследование влияния морфологии структуры на свойства сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

Основные задачи работы:

1. Исследование реакции высокопрочных трубных сталей на термический цикл сварки на основе изучения свойств различных участков зоны термического влияния.

2. Исследование особенности кинетики распада аустенита в околошовном участке и участке неполной перекристаллизации зоны термического влияния сварных соединений из высокопрочных трубных сталей.

3. Исследование морфологии структуры металла зоны термического влияния сварных соединений из высокопрочных трубных сталей и ее влияние на процесс разупрочнения и сопротивление металла хрупкому разрушению.

4. Выбор рационального интервала скоростей охлаждения, обеспечивающего эксплуатационные характеристики сварных соединений из сталей категории прочности К60 - К70 и их реализация при сварке трубопроводов из высокопрочных сталей.

Научная новизна:

1. На основе изучения кинетики распада аустенита в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей установлено, что на участке неполной перекристаллизации возможно наличие разупрочнения до 20 %, за счет выделения структурно-свободного феррита при сварке.

На основе электронно-микроскопических исследований металла зоны термического влияния, установлен структурно-фазовый состав участка неполной перекристаллизации, обеспечивающий равнопрочность сварных соединений высокопрочных трубных сталей. Показано, что содержание структурно-свободного феррита не должно превышать 10 — 20 % с условным диаметром ферритного зерна не более 4-5 мкм, содержание глобулярного бейнитного феррита - не менее 70-80%, размером не более 16 мкм, и не менее 10 % мартенситно-аустенитной фазы, размером не более 2 мкм.

Определены минимально допустимые скорости охлаждения (\V8-5) участка неполной перекристаллизации зоны термического влияния, обеспечивающие формирование указного структурно-фазового состава при сварке сталей категории прочности К60, К65 и К70, которые составляют не менее 10 °С/с, 20 °С/с и 30 °С/с соответственно. Верхний интервал скоростей охлаждения ограничивается максимальными нормативными значениями твердости и составляет не более 60 °С/с.

2. На основе исследования взаимосвязи морфологии структуры и показателей сопротивления сварных соединений высокопрочных трубных сталей хрупкому разрушению определен структурно-фазовый состав околошовного участка зоны термического влияния, обеспечивающий значения ударной вязкости на уровне не ниже нормативных требований. Структура данного участка должна состоять полностью из реечного бейнитного феррита размером пакета не более 35 мкм, содержащего не более 30 % мартенситно-аустенитной фазы, средним размером не более 300 нм.

3. На основе сопоставления размеров фрактографических характеристик вязкого и хрупкого разрушения металла околошовного участка зоны термического влияния и элементов структуры металла этого участка, получены корреляционные зависимости, показывающие, что в области хрупкого разрушения в каждом пакете бейнита зарождается примерно две микротрещины квазискола, а в каждом пакете бейнита при вязком микромеханизме разрушения зарождается около двадцати микротрещин вязкого разрушения. При этом

отношение диаметра ямки к среднему размеру пакета бейнита (ёя / с1п.б ) составляет 0,05, а отношение среднего размера фасетки квазискола к среднему размеру пакета бейнита (с!фКС / с!п-б) составляет 0,5.

Показано, что для обеспечения указанного структурно-фазового состава околошовного участка зоны термического влияния и его морфологии приемлем интервал скоростей охлаждения, гарантирующий отсутствие разупрочнения в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

Практическая значимость работы:

Предложен подход к обоснованию выбора режимов сварки кольцевых стыков магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей, основанный на установлении взаимосвязи свойств сварных соединений не только со структурно-фазовым составом, но и с морфологией структуры.

Методы исследования:

Работа выполнена на основе анализа и обобщения литературных данных, лабораторных исследований и натурных испытаний.

В работе использованы: дилатометрический метод для построения термокинетических диаграмм распада аустенита, с целью изучения кинетики фазовых превращений в условиях сварочного процесса; метод имитации термических циклов сварки; оптическая металлография, в том числе для изучения морфологии структуры - сканирующая электронная микроскопия (СЭМ) и просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг (ПЭМ); стандартные методы измерения твердости; определение механических свойств в условиях статического и динамического нагружения, методы математического моделирования сварочных процессов, экспериментальные методики записи термических циклов сварки.

Основные научные положения, выносимые на защиту:

1. Особенности кинетики распада аустенита при сварке высокопрочных трубных сталей.

2. Результаты оценки взаимосвязи морфологии структуры с показателями разупрочнения металла зоны термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей.

3. Полученные соотношения фрактографических характеристик разрушения металла зоны термического влияния и элементов структуры.

4. Области рациональных диапазонов скоростей охлаждения и режимы сварки их обеспечивающие.

Достоверность результатов:

Достоверность полученных результатов обеспечивается использованием апробированных методик экспериментальных исследований на современном, сертифицированном и аттестованном оборудовании, применением программных пакетов обработки данных, а так же реализацией в условиях промышленного применения.

Апробация результатов работы:

Основные положения и результаты работы докладывались и обсуждались на VIII Всероссийской научно-технической конференции «Актуальные проблемы развития нефтегазового комплекса России» (Москва, 2010 г.), VI Международной научно-технической конференции молодых ученых и специалистов «Сварка и родственные технологии» (Киев, 2011г.), IX Всероссийской конференции молодых ученых, специалистов и студентов «Новые технологии в газовой промышленности» (Москва, 2011 г.), IX Всероссийской научно-технической конференции «Актуальные проблемы развития нефтегазового комплекса России» (Москва, 2012 г.), VI отраслевом совещании «Состояние и основные развития сварочного производства ОАО «Газпром» (Москва, 2012 г.), форуме «Нефть, газ, промышленность» круглый стол «Трубопроводный транспорт углеводородов» (Российская выставка с международным участием «Трубопроводные системы. Строительство, эксплуатация, ремонт» Москва, 2012 г.), V Международной научно-технической конференции «Газотранспортные системы: настоящее и будущее» (Москва, 2013 г.).

Публикации:

По теме диссертационной работы опубликовано 8 печатных работ, из них 3 статьи в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ:

1. Ефименко, JI. А. Формирование структуры сварных соединений высокопрочных сталей при автоматической сварке в защитных газах / JI. А. Ефименко, О. Е. Капустин, А. А. Шкапенко // Трубопроводный транспорт: теория и практика. - 2012. - № 4 (32). - С. 34 - 42.

2. Ефименко, JI. А. Исследование изменения структуры и свойств в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей / JI. А. Ефименко, А. А. Шкапенко, P.O. Рамусь // Трубопроводный транспорт: теория и практика. - 2012. - №1 (29). - С. 20 - 24.

3. Ефименко, JI. А. Влияние деформационного старения высокопрочных трубных сталей на их свариваемость / JI. А. Ефименко, О. Ю. Елагина, А. А. Шкапенко, В. Ю. Илюхин // Химическое и нефтегазовое машиностроение. -2011. - №5 - С.44 - 47.

Другие публикации:

4. Шкапенко, А. А. Особенности изготовления соединительных деталей трубопроводов из высокопрочных сталей, изготовленных методом индукционного нагрева / А. А. Шкапенко // Тезисы докладов 63-й студенческой научной конференции «Нефть и газ - 2009» (Москва, 13-16 апреля 2009). - 2009. - С.175.

5. Шкапенко, А. А. Оценка влияния параметров термического цикла сварки на свойства длительно эксплуатирующихся высокопрочных трубных сталей / А. А. Шкапенко // Материалы IV научно-технической конференции молодых ученых и специалистов. Сварка и родственные технологии. НАН Украины (Киев, 25 - 27 мая 2011). - 2011. - С. 198.

6. Шкапенко, А. А. Определение режимов сварки при ремонте магистральных трубопроводов из высокопрочных сталей на основе исследования их свариваемости / А. А. Шкапенко // Новые технологии в газовой промышленности: тезисы докладов IX Всероссийской конференции молодых

ученых, специалистов и студентов по проблемам газовой промышленности России (Москва, 4-7 октября 2011). - 2011. - С. 54.

7. Шкапенко, А. А. Исследование изменения структуры и свойств в зоне термического влияния сварных соединений высокопрочных трубных сталей / А. А. Шкапенко // Актуальные проблемы развития нефтегазового комплекса России: тезисы докладов IX Всероссийской научно-технической конференции (Москва, 30 января - 1 февраля 2012 г.). - 2012. - С. 165.

8. Ефименко, Л. А. Особенности выбора технологии сварки высокопрочных трубных сталей / Л. А. Ефименко, А. А. Рамусь // Газотранспортные системы: настоящее и будущее: тезисы докладов V Международной научно-технической конференции и выставки СТ8-2013 (29 -30 октября 2013 г.). - М.: Газпром ВНИИГАЗ, 2013. - С. 122.

Глава 1 Современные высокопрочные трубные стали

За прошедшее десятилетие в России был реализован ряд крупных проектов по строительству магистральных газонефтепроводов нового поколения, при проектировании и строительстве которых были использованы инновационные технологии и технические решения, обеспечивающие заданный уровень безопасности при прохождении трассы трубопровода в сложных природно-климатических и сейсмогеологических условиях. При этом развитие трубопроводных систем, нацеленных на применении труб большого диаметра и транспортировки природного газа под давлением свыше 9,8 МПа, напрямую связано с развитием и совершенствованием высокопрочных трубных сталей -категории прочности К60 - К70 и выше.

1.1 Требования к химическому составу труб из высокопрочных сталей

Современные высокопрочные трубные стали производятся металлургическими компаниями Германии, Франции, Японии, Кореи, Китая и других стран, как по технологической схеме низкотемпературной прокатки (с завершением в (у+а) - области) и последующим охлаждением на воздухе (иногда ускоренным охлаждением), так и по схеме высокотемпературной контролируемой прокатки с последу�