» » Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)
24.01.2015

При исследовании процесса дальнейшего передела проката на примере производства электросварных труб следует выделить вопросы свариваемости, изменения свойств проката в процессе трубного передела (формовки и экспандирования), возможное изменение механических свойств в процессе нанесения покрытия (деформационное старение). Можно по установившейся классификации именовать это четвертым переделом.
В процессе изготовления труб из листового проката меняются механические свойства стали: предел текучести (вид кривой напряжение-деформация, длина и само наличие площадки текучести и др.), пластичность, ударная вязкость, переходная температура хрупкого разрушения и даже временное сопротивление и др. Свойства изменяются как в поперечном, так и в продольном направлении (в последнем случае не проявляется эффект Баушингера и предел текучести может только возрастать). Ho наиболее важен предел текучести в поперечном направлении, поскольку он может как увеличиваться, так и уменьшаться при переделе листа в трубу. Это важно, поскольку надо определить, с какими требованиями заказывать металл, зная требования к трубе.
Указанные изменения свойств происходят при различных технологических процессах изготовления трубы из листа, в первую очередь при холодной формовке по различным схемам (UO, пошаговая, на вальцах, непрерывная и др.), далее при экспандировании, гидроиспытаниях; следует учитывать и процесс нанесения наружного трехслойного покрытия (нагрев до 200-250 °С) и даже сам процесс испытания. Холодная деформация влияет на механические свойства: прочность увеличивается вследствие деформационного упрочнения или снижается вследствие эффекта Баушингера, величина которого, как известно, зависит от уровня, направления деформации и состава стали. Например, в некоторой точке кривой напряжение-деформация направление приложенного напряжения было изменено на обратное, т.е. вместо растяжения сталь испытывала сжатие, или при сдвиге — направление изменено на противоположное. Пластическая деформация, вызванная уменьшением деформации до нуля и повторным приложением такого же напряжения в обратном направлении, отличается от деформации, полученной в результате простого разгружения и повторного нагружения образца до первоначального напряжения. Если применить чувствительный прибор для измерения деформаций, то можно установить, что кривые нагружения и разгружения также не совпадают и образуют петлю гистерезиса. Когда нагрузка на образец изменяет знак, то деформация металла в обратном направлении осуществляется легче, чем в первоначальном.
Существование эффекта Баушингера, очевидно, означает, что дислокации в холоднодеформированном металле легче перемещать в направлении, противоположном направлению их движения при первоначальной пластической деформации. Это можно объяснить следующим образом. Если значительная часть наклепа вызвана дальнодействующими взаимодействиями дислокаций, то естественно ожидать, что эти взаимодействия будут способствовать движению дислокаций в обратном направлении. Напряжение обратного знака от скопления дислокаций стремится возвратить дислокационные петли к их источнику и тем самым изменить направление пластической деформации. Для объяснения эффекта Баушингера были предложены механизмы, учитывающие образование скоплений дислокаций вблизи препятствий и задержку дислокаций на «густых участках леса» дислокаций. Считают, что плотность дислокаций «леса», пронизывающих плоскость скольжения, будет увеличиваться перед движущимися дислокациями благодаря выгибанию «деревьев леса» перед фронтом движущейся дислокации. При обратном движении дислокаций, связанном с изменением знака действующего напряжения, в начале пути будет меньше препятствий.
Эффект Баушингера хорошо известен при трубном переделе и выражается в снижении предела текучести основного металла труб в сравнении с исходным листовым прокатом. Это обусловлено тем, что первоначальная деформация (при формовке трубы) и последующая деформация — разгиб пробы для изготовления образца для проведения испытаний на статическое растяжение как раз и являются деформациями противоположных знаков. В этот процесс в большинстве случаев вмешивается также экспандирование труб после сварки. Для традиционных сталей со структурой ферритной матрицы влияние эффекта Баушингера на свойства трубы наблюдали, во-первых, при испытании труб (разогнутые образцы показывают более низкий предел текучести в сравнении с трубным кольцом) и, во-вторых, при изготовлении трубы (от листа к трубе предел текучести снижается в зависимости от уровня деформации), при этом изменяется тип кривой напряжение-деформация.
Результаты нескольких экспериментов приведены в табл. 2.7.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

В первых четырех примерах представлены стали с ферритно-перлитной структурой и низким соотношением толщины к диаметру; основной результат — снижение предела текучести (в трубе измеряли условный предел текучести) при некотором повышении временного сопротивления и относительного удлинения. Типичный результат представлен на рис. 2.22. В последнем примере — передел с высоким отношением t/D, где был получен несколько иной результат: предел текучести существенно повысился, одновременно отмечено резкое снижение работы удара KV-40 на 148 Дж (от 409 до 261 Дж).
В работе приводятся результаты экспериментов по влиянию трубного передела на механические свойства опытных сталей с различными структурами: 05Г2МФБ с ферритно-бейнитной и 10Г2ФБ с ферритно-перлитной. Временное сопротивление во всех случаях имело тенденцию к увеличению в среднем на 10-15 Н/мм2. Изменение предела текучести было неоднозначным и зависело от микроструктурного состояния листов, определяющего форму диаграммы напряжение-деформация и величины пластической деформации при формовке и экспандировании трубы. В стали 10Г2ФБ с ферритно-перлитной структурой, обладающей низкой способностью к деформационному упрочнению при малых пластических деформациях (< 2%), в результате наличия на диаграммах напряжение-деформация протяженной площадки текучести (2-3%) отмечалось снижение предела текучести на 10-20 Н/мм2. В листах из стали 05Г2МФБ с ферритно-бейнитной структурой с включениями участков MA в состоянии после термомеханической прокатки наблюдался рост предела текучести после трубного передела: незначительный (~5 Н/мм2) в стали с 0,15-0,19% молибдена и более заметный (-50 Н/мм2) в стали с 0,22-0,25% Mo.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

При переделе проката класса прочности Х80 в трубы диаметром 1420 мм с толщиной стенки 27,7 мм получены следующие результаты:
— предел текучести в среднем снизился на 7 Н/мм2;
— временное сопротивление в среднем снизилось на 5 Н/мм2;
— отношение σт/σв в среднем не изменилось;
— относительное удлинение в среднем снизилось 1,8% (абс.).
В целом в экспериментальных данных прослеживается связь с технологией трубного передела и типом структуры (формой кривой напряжение-деформация). В сталях с ферритно-перлитной структурой все можно объяснить изменением типа кривой напряжение-деформация в процессе трубного передела: исчезновением площадки текучести.
Таким образом, очень важно определить, как будет себя вести при трубном переделе сталь, и решить, какие требуются свойства проката, чтобы изготовить трубу с заданными требованиями.
Задача может решаться следующими способами:
— создание модели и расчеты по ней;
— имитация знакопеременных деформаций на испытательной машине;
— имитация формовки и экспандирования на лабораторном оборудовании;
— полномасштабные промышленные испытания и установление корреляции между свойствами листов и труб.
Проведение промышленных экспериментов — дорогостоящее мероприятие, поэтому, например, фирма Dillinger Hiittenwerke (Германия) разработала модель, описывающую процессы влияния на всех этапах деформации — начиная от формовки трубы до выпрямления образцов — и позволяющую описать эффект Баушингера и закономерности деформационного упрочнения. В модели рассматриваются и анализируются направление, степень деформации в различных слоях по толщине проката (стенки трубы). Для проверки модели было создано экспериментальное оборудование (рис. 2.23). В установке используются шкивы разных диаметров для имитации на образце различных соотношений t/D. Для сталей с ферритно-перлитной структурой расчеты показали хорошее совпадение с экспериментами.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Эксперименты на нескольких сталях, предназначенных для производства труб класса прочности Х80, показали важность данного рассмотрения, поскольку в зависимости от величины деформации Чернова-Людерса (длины площадки текучести) в металле проката были получены резко различающиеся свойства металла трубы. При длине площадки 2,1% сталь показала снижение предела текучести на 80 Н/мм2 и экспандирование не позволило снизить этот провал более чем на 20 Н/мм2, в то время как сталь с длиной площадки 0,3% показала снижение предела текучести только на 15 Н/мм2, а после экспандирования даже небольшое повышение. Баланс изменения предела текучести из-за эффекта Баушингера и деформационного упрочнения в зависимости от величины площадки текучести для трех сталей показан на рис. 2.24. В данном случае величину деформации Чернова-Людерса следует считать некоторой характеристикой структурного состояния, определяющей поведение металла при трубном переделе.
По результатам исследований величина эффекта Баушингера (снижение предела текучести основного металла трубы в сравнении с пределом текучести листового проката) при трубном переделе зависит от:
— условий формовки труб — соотношения t/D;
— типа исходной кривой напряжение-деформация металла, а именно длины площадки текучести, что определяется типом структуры (чем меньше длина площадки текучести, тем меньше падение предела текучести) (рис. 2.25 и 2.26);
— степени экспандирования (чем выше, тем больше рост предела текучести металла трубы);
— типа образца — выпрямленный или нет, полнотолщинный или нет.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Реальная картина, вероятно, сложнее, особенно для современных сталей, учитывая особенности их структуры, различную величину деформационного упрочнения и различные схемы формовки труб. Вероятно, не только величина деформации Чернова-Людерса определяет эффект Баушингера. Поэтому работы в данном направлении весьма важны, особенно для трубных компаний, поскольку именно они должны определять требования к характеристикам проката для обеспечения требуемого комплекса свойств труб.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Данные работы для трубного передела сталей с различными типами структуры (рис. 2.27) подтверждают связь знака изменения предела текучести с типом структуры стали (формой диаграммы напряжение-деформация) (рис. 2.28 и 2.29).
В ряде случаев имитацию формовки по схеме УО проводят с помощью четырехточечного изгиба образцов (рис. 2.30).
Недавние исследования показали зависимость эффекта Баушингера от состава стали и схемы производства листа.
Механические свойства определяли в процессе прямого и обратного нагружения (рис. 2.31). Свойства при деформации в обратном направлении были оценены с помощью параметра напряжения Баушингера:
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

где σр — максимальное предварительное напряжение, σr — предел текучести при деформации в обратном направлении, определенный в точке, где кривая напряжение-деформация отклоняется от прямой линии упругой деформации примерно на 0,1%. С повышением степени предварительной деформации (повышение плотности дислокаций) и содержания микролегирующих элементов (плотности дисперсных частиц) параметр возрастает (рис. 2.32).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Следовательно, с повышением плотности дислокаций и плотности частиц падение предела текучести при обратной деформации возрастает. Качественно это согласуется с теорией Орована, согласно которой повышение плотности пересечений траекторий «дислокация-препятствие» приводит к повышению напряжения, приводящего к повышению падения предела текучести в обратном направлении. Для сталей Х60 и Х65 были определены характеристики структуры (размер зерна, параметры выделений и плотность дислокаций), проведены испытания на растяжение-сжатие для определения параметров напряжения Баушингера, связь которых была установлена с характеристиками структуры. Получены следующие результаты: в процессе реверсивной деформации параметр напряжения Баушингера возрастает с повышением плотности частиц и плотности дислокаций; частицы эффективны для торможения дислокаций в процессе переползания, если их размер менее 12 нм.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

В работе представлено кинематическое описание процесса формовки трубы. Это важно для того, чтобы знать схему деформации материала в процессе формовки трубы, разгиба образца и испытания на растяжение. Как только схема деформации известна, напряженное состояние может быть рассчитано. Для определения механического поведения при знакопеременной схеме деформации была создана экспериментальная установка для проведения испытаний на растяжение и сжатие. Геометрия образца для исследования эффекта Баушингера приведена на рис. 2.33. Цикл «растяжение-сжатие-растяжение», использованный для образцов стали Х60 в направлении прокатки, приведен на рис. 2.34. Важнейшими точками на кривой являются напряжение текучести при первом нагружении (1), максимальное напряжение при первом нагружении (2), напряжение текучести при обратном нагружении (3), максимальная нагрузка при обратном нагружении (абсолютная величина) (4), напряжение текучести при последнем нагружении (5) и конечное напряжение (6). Эксперименты проводили под разными углами к направлению прокатки.
На рис. 2.35 приведены результаты определения предела текучести при растяжении, растяжении-сжатии, растяжении-сжатии-растяжении в зависимости от предварительной деформации.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

На основе полученных результатов была осуществлена адаптация параметров модели. Расчеты по модели показали, что требуется очень точное описание поведения материала для прогнозирования свойств конечной продукции. Рассмотрение показало, что на внутренней поверхности трубы материал сначала сжимается, затем растягивается и снова растягивается в процессе испытания. На наружной поверхности трубы материал сначала растягивается, потом сжимается, затем окончательно растягивается. Механические свойства, определяемые при испытаниях на растяжение на разогнутом образце трубы, являются средними по сечению, в то время как с одной стороны образца последнее направление деформации совпадает с направлением деформации при испытании на растяжение (деформационное упрочнение), а с другой стороны образца последняя деформация противоположна деформации при испытании (эффект Баушингера).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Для точного описания поведения образца в процессе механического испытания необходимо установить закон снижения предела текучести при деформации противоположного знака.
Предложена модель, описывающая поведение стали при знакопеременной деформации, представляющая собой адаптированную модель, которая показывает наилучшее совпадение с результатами экспериментов.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Свариваемость сталей. Термин «свариваемость» подразумевает низкую склонность к образованию сварных трещин и эксплуатационную надежность, т.е. обеспечение при требуемом уровне прочности достаточного уровня сопротивляемости хрупкому и вязкому распространению трещины.
Холодные трещины в околошовной зоне (ОШЗ) наблюдаются в случае, когда уровень локальной вязкости недостаточен, чтобы противостоять напряжениям, возникающим в сварном соединении в результате процессов, происходящих при сварке (термических напряжений и напряжений полиморфного превращения). Низкий уровень вязкости обусловлен наличием в микроструктуре прочной и хрупкой фаз и свободного водорода. Устранить трещины такого типа возможно лишь благодаря грамотному подходу с металловедческих позиций.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Для описания влияния базового химического состава стали на склонность к образованию холодных трещин был предложен ряд регрессионных уравнений. Для трубных сталей наиболее часто используют два: уравнение углеродного эквивалента C3 для сталей, имеющих относительно высокое содержание углерода, и уравнение Pст для современных сталей с содержанием углерода менее 0,10-0,12% С:
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Снижение значений углеродного эквивалента уменьшает склонность свариваемых сталей к образованию холодных трещин. Из обеих формул ясно, что углерод является доминирующим химическим элементом, ответственным за образование охрупчивающих фаз в микроструктуре.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Основные факторы, которые необходимо учитывать для предотвращения образования трещин в зоне термического влияния, были определены авторами работы, к ним относятся: химический состав стали, скорость охлаждения, определяемая величиной тепловложения при сварке, толщиной стенки, температурой предварительного подогрева, а также содержание водорода в электроде. Термический цикл сварки определяется величиной тепловложения. Непосредственно в области сварного шва сталь плавится, а между расплавленным металлом и незатронутой частью основного металла находится зона термического влияния, состоящая из нескольких областей. Температура основного металла, непосредственно примыкающего к зоне плавления, приближается к температуре плавления стали, в результате чего микроструктура стали в этой области существенно огрубляется и образуется крупнозернистая ОШЗ. Пиковые значения температуры резко уменьшаются с увеличением расстояния от области сварки и достигают диапазона температур, соответствующих нормализации. Дальнейшее увеличение расстояния от границы сварного шва способствует нагреву основного металла до температур двухфазной (α+γ)-области либо нагреву до температур, при которых сталь вообще не претерпевает полиморфного превращения. В случае многопроходной сварки формирование структуры в основном определяется последним тепловым воздействием. При разработке состава расходуемых электродов учитывают, что металл сварного шва расплавляет некоторое количество основного металла и что такие элементы, как ниобий и ванадий, попадая из основного металла в металл сварного шва, могут повлиять на процессы превращения в нем и, следовательно, на свойства шва. Кроме того, возможно существенное упрочнение металла шва за счет выделения карбонитридов, приводя к охрупчиванию. Учитывая вышесказанное, был разработан химический состав расходуемых электродов, обеспечивающий максимальную долю структуры игольчатого типа в сварном шве. Кроме того, необходим контроль химического состава металла сварного шва, а также содержания в нем неметаллических включений. Вязкость шва может быть значительно повышена за счет использования сварочной проволоки с более высоким содержанием легирующих элементов. Самые лучшие результаты были достигнуты при использовании проволоки, легированной молибденом, никелем, бором, а также содержащей небольшие добавки титана для связывания азота.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Низкие значения вязкости имеют две области в ОШЗ: узкая область грубой структуры, непосредственно примыкающая к сварному шву, и достаточно удаленная от шва область нагрева до температур межкритического интервала. В большинстве современных сталей область с наименьшими значениями вязкости непосредственно примыкает к границе шва и наиболее низкие ее значения наблюдаются, главным образом, при содержании углерода более 0,09%, что связано с более существенной сегрегацией, происходящей при перитектической реакции в процессе затвердевания. При этом увеличивается прокаливаемость, что способствует образованию при охлаждении локально закаленных зон, а следовательно, охрупчиванию. Для получения гомогенного состояния необходимы более узкий интервал кристаллизации жидкой стали и более высокая диффузионная подвижность элементов в 5-феррите, что наблюдается в сталях с содержанием углерода менее 0,09%.
Оптимальной микроструктурой, обеспечивающей высокую вязкость ОШЗ, является структура низкоуглеродистого бейнита, которая может быть получена при сбалансированном выборе условий сварки и содержания легирующих элементов в основном металле, что в итоге позволяет даже при сварке с высоким тепловложением обеспечить хорошие значения вязкости. Температура превращения, зависящая от химического состава стали, определяет процессы формирования микроструктуры. Это в значительной мере относится к температуре бейнитного превращения и морфологическому типу образующегося бейнита, в случае избыточного легирования температуры превращения очень низкие, в результате чего образуются участки неотпущенного мартенсита, что снижает вязкость стали.
Охрупчивание границ зерен может способствовать образованию интеркристаллитного хрупкого разрушения. Этот вид разрушения часто связывают с содержанием фосфора в стали. Фосфор имеет тенденцию сегрегировать по границам зерна, что особенно опасно, когда используется термическая обработка сварного шва для уменьшения внутренних напряжений, возникших в процессе изготовления сварной конструкции. Критическое содержание фосфора — 0,013% фактически соответствует нижнему уровню его содержания в современных сталях.
Хотя в большинстве высокопрочных низколегированных сталей самый низкий уровень вязкости отмечается в зоне термического влияния сварного шва вблизи границы сплавления, неблагоприятное формирование островков хрупкого неотпущенного мартенсита может возникать в микролегированных сталях, содержащих большое количество ванадия при нагреве до температуры межкритической области. В двухфазной (α+γ)-области этот элемент находится обычно в твердом растворе, что способствует увеличению прокаливаемости аустенита и формированию мартенсита при последующем охлаждении.
Оптимизация микроструктуры также включает контроль размера зерна аустенита благодаря получению мелких и равномерно распределенных частиц. В этой связи весьма эффективны добавки титана, образующего устойчивые даже при пиковых сварочных температурах соединения. Кроме того, титан способствует связыванию азота в нитриды, что приводит к ослаблению охрупчивания стали азотом, находящимся в твердом растворе. В то же время содержание титана не должно быть выше его стехиометрического соотношения с азотом, в противном случае наблюдается снижение вязкости.
Локальные хрупкие зоны могут формироваться при сварке в участках ОШЗ, подверженных укрупнению зерна при сварке.
Рассмотрим классификацию основных участков ОШЗ с точки зрения фазовых превращений (табл. 2.8).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Наихудший вариант — когда область с крупным зерном была впоследствии нагрета до температур межкритического интервала при последующем проходе сварки. Участки М/А первоначально образуются по границам бывших аустенитных зерен, однако внутри-зеренные области также будут затронуты этими фазами. Плотность участков М/А, как правило, выше в крупнозернистой ОШЗ, нагретой до температуры межкритического интервала. Микроструктура ОШЗ и, следовательно, вязкость металла ОШЗ представляют собой функцию тепловложения (скорости охлаждения) и химического состава стали. Необходимо управлять этими параметрами таким образом, чтобы ширина крупнозернистой ОШЗ была сведена до минимума.
В зависимости от химического состава стали и условий охлаждения микроструктура ОШЗ может изменяться от мартенсита через нижний бейнит, верхний бейнит, бейнитный феррит с участками М/А до ферритно-перлитной смеси, оптимальной структурой считают бейнитный феррит. В целом для улучшения вязкости ОШЗ с точки зрения формирования структуры необходимо измельчать зерно и тормозить образование феррита с участками М/А. Рассмотрим возможные металловедческие решения этого вопроса.
Образование бейнита с М/А может быть заторможено снижением содержания углерода и углеродного эквивалента. Степень укрупнения зерна аустенита и, следовательно, увеличение прокаливаемости заметно сдерживается для сталей с добавками титана.
В работе показано, что высокий уровень содержания кремния и ниобия снижает вязкость металла ОШЗ, способствуя образованию участков М/А. Снижение содержания кремния задерживает образование М/А, облегчая выделение цементита и перлита в процессе охлаждения после сварки. Неблагоприятный эффект от повышенного содержания ниобия, вероятно, связан преимущественно со снижением температуры превращения в случае, если он находится в твердом растворе. В ситуации, когда температурный пик только чуть выше точки AС1, объемная доля превращенного аустенита низка, в аустените будет относительно высокое содержание углерода. В стали с низким содержанием легирующих элементов, особенно Mn и Si, наблюдается тенденция формирования перлита из этих высокоуглеродистых аустенитных участков, в то время как стали с высоким содержанием Mn и Si склонны к образованию составляющей М/А с соответственным изменением вязкости.
В работе показано влияние содержания кремния и молибдена на долю М/А и вязкость металла ОШЗ (рис. 2.36). Подтверждается отрицательное влияние кремния, в то время как добавки молибдена оказывают положительное влияние. Это объясняется влиянием элементов на превращение: кремний как ферритообразующий элемент вреден, в то время как молибден, повышающий устойчивость аустенита, способствует формированию бейнита более благоприятной морфологии. Следовательно, структура металла ОШЗ зависит от композиции легирования и содержания углерода в стали.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Формирование в стали мелких частиц TiN (10-50 нм) может задерживать рост зерна, происходящего в ОШЗ в процессе сварки. Частицы должны быть распределены в матрице максимально плотно и равномерно для обеспечения эффективного закрепления. Обычно уровень содержания титана в стали 0,01-0,02% достаточен для обеспечения требуемого измельчения зерна. Оптимальный эффект закрепления границ обеспечивается, когда отношение Ti : N близко к стехиометрическому (3,4:1). Однако следует учитывать, что частицы TiN стабильны только до температуры около 1300 °С, а выше этой температуры скорость роста зерна аустенита сопоставима со скоростью роста зерна в стали без добавок титана.
Другой путь измельчения микроструктуры ОШЗ — обеспечение внутризеренного зарождения феррита (игольчатого феррита) внутри крупных аустенитных зерен в процессе охлаждения после сварки. Это может быть достигнуто путем введения частиц оксидов титана в сталь. Показано, что частицы оксида титана (Ti2O3), дисперсно распределенные в стали, могут быть местами зарождения игольчатого феррита. Важно полностью подавить образование феррита по границам зерен для того, чтобы убрать следы бывших грубых аустенитных зерен. Частицы оксида титана стабильны до температур выше 1350 °С, поэтому возможно формирование конечной структуры игольчатого феррита по всей ОШЗ, и, следовательно, высокий уровень ударной вязкости может быть обеспечен. Игольчатый феррит по природе очень мелкий и обеспечивает очень высокую вязкость (рис. 2.37).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Бор в твердом растворе сегрегирует к границам аустенитных зерен и снижает зернограничную энергию и, следовательно, движущую силу ферритного превращения. Этот механизм тормозит образование феррита на границах зерен и способствует образованию игольчатого феррита внутри зерен. Бор в составе частиц борокарбида железа Fe23(CB)6 также может быть местом зарождения игольчатого феррита. Полагают, что обедненные углеродом зоны, прилегающие к частицам, усиливают образование игольчатого феррита. В работе сообщается, что частицы MnS также могут являться местами зарождения игольчатого феррита. Обедненные марганцем зоны, образованные вокруг частиц, приводят к повышению критических точек, что способствует образованию феррита. Количество вводимого в металл алюминия вследствие сильного сродства с кислородом должно быть сведено к минимуму (< 0,005%) для того, чтобы обеспечить формирование оксидов титана. Высокий уровень вязкости стали с оксидами титана обусловлен торможением формирования участков М/А и получением мелкого эффективного зерна игольчатого феррита.
Высокий уровень прочности может быть достигнут в стали простого состава. Так, в лабораторных условиях закалкой с прокатного нагрева с отпуском при 600 °C листов толщиной 6 мм из углеродистой стали (0,24% С) достигнут следующий комплекс свойств высокопрочной стали: σт=740 Н/мм2; δ5=17%; KCV=104 Дж/см2. Однако полученное упрочнение не всегда может быть реализовано при использовании проката в сварных конструкциях вследствие разупрочнения околошовной зоны.
Твердость (прочность) металла ОШЗ с учетом допустимого уровня разупрочнения характеризует предельный уровень упрочнения (достигнутый термической или термомеханической обработкой) проката (основного металла).
Полученная регрессионная зависимость соотношения твердости околошовной зоны и основного металла:
HVошз/HVом = 0,808 + 1,61С + 0,0063 Vохл

показывает, что при постоянной технологии (в данном случае ВКПУО) оно (в первом приближении) зависит только от содержания углерода и скорости охлаждения и не зависит от легирования и типа структуры, отражая изменение устойчивости аустенита, соответствующее OM и ОШЗ для данного химического состава.
Результаты экспериментов и расчеты для условно выбранной скорости охлаждения 20 °С/с показали следующее. Допускаемая (рассчитанная с использованием полученной регрессионной зависимости) прочность основного металла не ниже реально достигнутого уровня в тех случаях, если чрезмерно не используются структурные механизмы упрочнения, вклад которых существенно уменьшается в условиях термического цикла в околошовной зоне; в этом случае потери прочности компенсируются формированием в ОШЗ более низкотемпературных продуктов превращения аустенита (благодаря повышенной его устойчивости). В противном случае (например, в случае «теплой» прокатки при температуре < 650 °C при значительном вкладе субструктурного, дислокационного и дисперсионного упрочнения или если сталь экономнолегированная, упрочненная превращением за счет интенсивного охлаждения) прочностные свойства в ОШЗ могут значительно снижаться. Эти оценки сделаны с запасом, поскольку реально участок ОШЗ очень узкий и допускается некоторое разупрочнение в ОШЗ без снижения агрегатной прочности сварного соединения. В целом при максимальном использовании зернограничного, субструктурного и дисперсионного механизмов упрочнения углеродистой стали (типа СтЗсп) в прокате толщиной не более 15-20 мм может быть достигнут предел текучести 400-500 Н/мм2; реально можно реализовать в сварных конструкциях 325-390 Н/мм2. Для низколегированной стали значения σт составляют 545-750 и 450-650 Н/мм2, соответственно; бейнитная структура позволяет достигать значения 590-900 Н/мм2 и полностью использовать этот уровень.
Исходя из сказанного выше, можно сделать вывод о том, что при разработке стали для сварных конструкций следует оптимизировать состав стали и с позиции свариваемости. Как уже отмечено, для того чтобы улучшить вязкость ОШЗ, важно измельчить зерно и затормозить образование бейнита с участками М/А. Общее правило: понижение C3 и тепловложения повышает ударную вязкость. Следующие методы могут быть использованы для улучшения вязкости ОШЗ:
— уменьшение содержания углерода и значения углеродного эквивалента, снижение содержания Mn, Si и Nb и других элементов, снижающих температуру превращения, с целью уменьшения количества участков М/А;
— торможение укрупнения зерен аустенита за счет мелких выделений TiN, использование зарождения игольчатого феррита на частицах Ti2O3 (оксидная технология);
— для повышения вязкости матрицы рекомендуется уменьшать содержание азота, связав его в TiN, AIN, BN и др., и добавка никеля.
Возможна и парадоксальная ситуация — сталь с более высоким C3 может иметь лучшую свариваемость за счет повышения устойчивости аустенита и формирования более благоприятной структуры промежуточного превращения и повышения ударной вязкости.
Свойства стали, как известно, снижаются с повышением толщины проката, при этом возникают проблемы свариваемости, поскольку скорость охлаждения металла околошовной зоны снижается при повышении толщины проката. Скорость охлаждения в ОШЗ при автоматической сварке под флюсом труб с толщиной стенки свыше 30 мм составляет всего 5-7 °С/с, а при толщине стенки 40 мм — менее 5 °С/с. Также сложной задачей является сварка сталей класса прочности Х80 и выше.
Для правильного выбора композиции легирования стали совместно с И.И. Франтовым, Т.С. Киреевой, А.В. Назаровым изучена свариваемость широкой гаммы трубных сталей с варьированием содержания углерода и легирующих элементов (табл. 2.9).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Превращение аустенита в околошовной зоне при сварке стали типа 17Г1С-У (рис. 2.38, а) характеризуется развитой зоной перлитного превращения вплоть до скоростей охлаждения несколько выше 50 °С/с. Область выделения феррита ограничена скоростью охлаждения ниже 15 °С/с. Феррит и перлит имеют грубую морфологию с неблагоприятным распределением феррита по границам зерен. Бейнитное превращение наблюдается в интервале скоростей охлаждения 5-150 °С/с, мартенсит появляется в структуре начиная со скорости охлаждения 50 °С/с. Исследуемая сталь имеет гетерогенную структуру во всем исследованном интервале скоростей охлаждения, соответствующих всем вариантам технологий сварки.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Превращение аустенита в околошовной зоне при сварке стали типа 10Г2Б (см. рис. 2.38, б) характеризуется развитой перлитной областью превращения вплоть до скорости охлаждения 75 °С/с. Область ферритного превращения ограничена скоростью охлаждения 20 °С/с. Феррит и перлит в этой стали также имеют грубую морфологию с распределением феррита по границам зерен. Бейнитное превращение наблюдается в интервале скоростей охлаждения 3-300 °С/с, мартенсит появляется в структуре, начиная со скорости охлаждения выше 85 °С/с. Исследуемая сталь имеет гетерогенную структуру во всем исследованном интервале скоростей охлаждения, за исключением узкого коридора между 75 и 90 °С/с, где наблюдается гомогенная бейнитная структура.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Исследование диаграммы превращения (см. рис. 2.38, в) и структуры имитированной ОШЗ стали 05Г2МНДБ показало (рис. 2.39), что при скорости охлаждения 0,1 °С/с она представляет собой полигональный феррит с небольшим количеством (10-15%) верхнего бейнита. При скорости охлаждения 1 °С/с структура состоит в основном из бейнита (не более 10% феррита). При скорости охлаждения 2,5 °С/с в стали формируется структура, состоящая из 100% низкоуглеродистого верхнего бейнита. Температура начала бейнитного превращения составляет около 600 °С; мартенситного — около 450 °С. Структура, состоящая из 100% низкоуглеродистого бейнита, наблюдается до скорости охлаждения ~70 °С/с, при скорости охлаждения 100 °С/с в структуре наблюдается 85% мартенсита и 15% бейнита.
Кинетика превращения аустенита в околошовной зоне при сварке стали 03Г2Б (рис. 2.40) характеризуется смещением области ферритного превращения к скоростям менее 1,5 °С/с. Перлитное превращением наблюдается в узком температурном интервале и ограничено скоростью охлаждения 1 °С/с. В этой стали превращение с диффузионной кинетикой с образованием полигонального феррита и перлита практически полностью заторможено при скоростях охлаждения, соответствующих реально используемым режимам сварки. Бейнитное превращение имеет место в температурном интервале 620-550 °C при скоростях охлаждения более 0,7 °С/с. Высокотемпературное мартенситное превращение в интервале температур 520-400 °C наблюдается при скоростях охлаждения более 70 °С/с.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Как следствие высокого содержания углерода и неблагоприятной гетерогенной структуры ОШЗ сталь 17Г1С-У имеет недостаточный уровень ударной вязкости KCV при температурах испытания ниже 0 °C (рис. 2.41). Небольшой рост ударной вязкости при -20 °C наблюдается при скоростях охлаждения, соответствующих дуговой автоматической сварке под флюсом. Ударная вязкость металла ОШЗ стали 10Г2Б несколько выше, но ее уровень все еще достаточно низкий. Металл ОШЗ стали 03Г2Б и 05Г2МНДБ (см. рис. 2.43) как следствие благоприятной морфологии продуктов превращения аустенита (низкоуглеродистый бейнит) демонстрирует высокий уровень вязкости при отрицательных температурах испытания вплоть до -60 °C в условиях дуговой автоматической сварки.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Для стали 17Г1С-У критический уровень твердости 350HV, гарантирующий отсутствие холодных трещин, соответствует скорости охлаждения 50 °С/с. При всех исследованных скоростях охлаждения после сварки металл ОШЗ стали 05Г2МНДБ характеризуется высоким уровнем ударной вязкости. Твердость металла ОШЗ стали 05Г2МНДБ при максимальной скорости охлаждения 300 °С/с составляет 340HV даже при 100%-ной мартенситной структуре. Уровень критической твердости 350HV для стали 03Г2Б не достигается при максимальных исследованных скоростях охлаждения (после сварки с низким тепловложением).
Если перестроить ТКД в координатах «процент структурной составляющей — скорость охлаждения» становится ясно, что характер фазовых превращений в ОШЗ исследованных сталей заметно отличается.
В стали 17Г1С-У во всем интервале скоростей охлаждения в ОШЗ наблюдается гетерогенная структура, в стали 05Г2МНДБ существует широкий интервал скоростей охлаждения (от 3 до 90 °С/с), где формируется однородная структура низкоуглеродистого бейнита (рис. 2.42).
Из сопоставления ударной вязкости ОШЗ различных сталей (рис. 2.43) видно, что влияние на ее уровень оказывает как содержание углерода (высота пика ударной вязкости), так и система легирования (интервал падения ударной вязкости при снижении скорости охлаждения).
Из полученных результатов можно сделать следующие выводы.
1. Снижение содержания углерода от 0,19 до 0,03% в высокопрочной низкоуглеродистой трубной стали расширяет интервал благоприятных скоростей охлаждения (от 15 до 300 °С/с), при которых твердость ОШЗ не превышает критического значения HV350, выше которого образуются холодные трещины. Снижение содержания углерода существенно повышает максимальную (пиковую) величину ударной вязкости металла ОШЗ, однако слабо влияет на вязкость при низких (менее 10 °С/с) скоростях охлаждения (рис. 2.44), поскольку не устраняет резкого снижения этой характеристики при уменьшении скорости охлаждения после сварки.
2. В исследованных сталях заметное повышение ударной вязкости ОШЗ объясняется следующими причинами:
— снижением содержания углерода;
— оптимизацией формы ТКД — расширением области бейнитного превращения, что обеспечивает формирование бейнитной структуры в широком интервале скоростей охлаждения (режимов сварки).
3. Повышенная вязкость ОШЗ наблюдается при формировании структуры низкоуглеродистого бейнита. Размер эффективного зерна бейнита меньше, чем размер ферритного зерна, ширина бейнитной рейки еще меньше, все это очень важно для состояния нагрева при сварке до высоких температур. Если взамен ферритно-перлитной структуры формируется структура высокоуглеродистого (гранулярного) бейнита, то вязкость практически не повышается. Ударная вязкость металла ОШЗ с бейнитной структурой существенно зависит от типа и морфологии бейнита и возрастает при формировании бейнита пластинчатой морфологии (взамен зернистой); морфология бейнита зависит от системы легирования и скорости охлаждения (рис. 2.45).
4. Правильная композиция легирования очень важна для управления формой ТКД.
5. Вязкость ОШЗ также может быть улучшена путем добавок титана и других элементов, измельчающих зерно аустенита.
Для сдерживания роста зерна в ОШЗ при сварочном нагреве более эффективно формирование в стали дисперсных частиц на базе оксида титана в сравнении подходом, базирующемся на использовании частиц нитрида титана.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Исследование фазовых превращений горяче-деформированного аустенита показало, что стали, имеющие оптимальную форму диаграммы превращения в ОШЗ, также имеют благоприятный вид диаграммы превращения при непрерывном охлаждении с исходным состоянием аустенита, соответствующим TMCP, обеспечивая формирование ферритно-бейнитной или бейнитной микроструктуры в широком интервале скоростей охлаждения, что повышает стабильность технологического процесса.
Сравнение имитированных и реальных сварных соединений показало, что твердость основного металла соответствует твердости образцов, подвергнутых деформации в дилатометре, имитирующей схему термомеханической прокатки. Твердость ОШЗ реальных соединений соответствует твердости имитированной ОШЗ при соответствующих скоростях охлаждения. Полученные результаты показывают правомерность использования метода имитации термических циклов сварки.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Попытка разработать экономичный состав стали для массового производства толстостенных труб (например, для проекта Nord Stream) требует тщательного выбора системы легирования. Исследование двух сталей типа 05Г2Б (табл. 2.10) показало, что при практически одинаковом содержании углерода в сталях области мартенситных превращений практически совпадают по скорости охлаждения и температурам превращения мартенсита (рис. 2.46). При содержании марганца 1,52% в стали 05Г2Б (1) температура начала бейнитного превращения при скоростях охлаждения ниже 40 °С/с выше 600 °С, при скоростях охлаждения менее 4 °С/с в структуре появляется феррит. Температура конца бейнитного превращения в том же интервале скоростей охлаждения — выше 500 °С. В стали 05Г2Б (2), с содержанием марганца 1,75% (кроме того, в стали присутствуют небольшие добавки хрома и молибдена) наблюдается снижение температуры начала и конца бейнитного превращения, феррит в исследованном интервале скоростей охлаждения отсутствует.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Повышение устойчивости аустенита в ОШЗ приводит к получению более благоприятной зависимости ударной вязкости от скорости охлаждения и получению более высоких ее значений при скоростях охлаждения менее 10 °С/с (см. рис. 2.46).
При исследовании реальных сварных соединений толстостенных труб установлено следующее. Сталь 05Г2Б (1) имеет ферритно-перлитно-бейнитную структуру основного металла с размером зерна № 10-11 ГОСТ 5639 (рис. 2.47, а). Зерно ОШЗ очень крупное (соответствует № 3). По границам литых кристаллитов металла шва с бейнитной структурой наблюдается образование ферритной сетки. В отдельных местах наблюдается структура видманштетта. Общее количество феррита порядка 20% (см. рис. 2.47, б).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

На основании данных по распределению твердости в сварном соединении установлено, что твердость металла шва практически равномерна по всему сечению и не превышает уровня технических требований. Твердость ОШЗ ниже твердости металла шва и основного металла. Приведенные данные гарантируют отсутствие холодных трещин в сварном соединении.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Основной металл стали 05Г2Б (2) имеет ферритно-перлитно-бейнитную структуру с размером зерна № 10 (см. рис. 2.47, в). Структура металла ОШЗ в основном бейнитная (см. рис. 2.47, г). На части границ зерен имеется незначительное количество феррита. Основной размер зерна в околошовной зоне — № 3. В результате анализа распределения твердости сварного соединения стали 05Г2Б установлено, что максимальная твердость в сварном соединении соответствует твердости металла шва (240HV10), при этом она не превышает допустимого уровня. Твердость по линии сплавления ниже твердости шва. Уровень твердости сварного соединения гарантирует отсутствие холодных трещин как в шве, так и в околошовной зоне.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Для того чтобы получить чисто бейнитную структуру в ОШЗ требуется высокая степень легирования стали, например, использование композиции Mn-Mo-Ni-Nb. Использование такой легирующей композиции экономически не эффективно в массовом производстве. Поэтому была опробована экономнолегированная сталь типа 07Г2НДБ (см. табл. 2.10).
Анализ кинетики фазовых превращений металла околошовной зоны показал, что основной вид превращения — бейнитное. Бейнит присутствует в структуре начиная со скорости охлаждения менее 270 °С/с и сохраняется до скорости 0,1 °С/с. Чисто бейнитное превращение проходит в интервале скоростей охлаждения 4-90 °С/с, температура начала превращения — 600-650 °С, конца — около 500-540 °С. Это свидетельствует о достаточно высокой структурной стабильности стали. Превращения, проходящие по диффузионному механизму с образованием полигонального феррита, наблюдаются при скоростях охлаждения менее 4 °С/с. Перлитные превращения в металле околошовной зоны в стали в исследуемом интервале скоростей охлаждения не наблюдаются.
Мартенситная составляющая в структуре ОШЗ, являющаяся ответственной за образование холодных трещин, появляется при скорости охлаждения после сварки более 90 °С/с, что выше скорости охлаждения ОШЗ при выполнении корневого шва при монтажной сварке с малыми тепловложениями, при ручной дуговой сварке и автоматической сварке под флюсом. При этом температура начала мартенситного превращения достаточно высока — 460 °С.
Изучение распределения твердости в околошовной зоне в зависимости от скорости охлаждения и, соответственно, структуры показало, что в области ферритно-бейнитных и бейнитных превращений твердость изменяется незначительно и при скорости охлаждения от 0,1 до 20 °С/с составляет порядка 255HV. Рост твердости наблюдается в бейнитной области при изменении морфологии бейнита от зернистого к игольчатому, но наиболее резкий подъем твердости связан с появлением мартенсита в структуре. Принимая во внимание, что образование холодных трещин происходит при твердости, превышающей 350HV, для стали исследуемого состава, твердость которой достигает 350HV при скорости охлаждения более 120 °С/с, можно гарантировать отсутствие холодных трещин при всех видах сварки, применяемых при производстве труб и монтаже трубопроводов, включая сварку корневого шва.
Изучение влияния скорости охлаждения после сварки на изменение ударной вязкости (рис. 2.48) позволяет определить оптимальное структурное состояние металла ОШЗ, обеспечивающее требуемый уровень свойств. Максимальный уровень ударной вязкости при всех температурах испытания соответствует структуре бейнита.
Ударная вязкость снижается от максимума как при увеличении скоростей охлаждения металла ОШЗ (особенно резко при появлении мартенсита), так и при их уменьшении при появлении ферритной составляющей в структуре. При скорости охлаждения около 1 °С/с падение ударной вязкости связано с появлением ферритной сетки по границам зерен бейнита. Снижение скорости охлаждения металла околошовной зоны до 0,1 °С/с, которое сопровождается формированием равноосной ферритно-бейнитной структуры с содержанием феррита около 60%, не приводит к повышению ударной вязкости.
Вследствие благоприятной морфологии продуктов превращения аустенита металл ОШЗ при монтажной сварке (скорость охлаждения 30 °С/с) и при сварке в среде защитных газов (120 °С/с) имеет запас ударной вязкости KCV выше требуемого уровня при всех температурах испытания. При испытании на режимах автоматической сварки под флюсом труб с толщиной стенки 36 мм, когда скорость охлаждения металла ОШЗ составляет порядка 5 °С/с, ударная вязкость снижается, но остается на достаточно высоком уровне (выше 100 Дж/см2 при температуре испытания -40 °С).
Сталь типа 07Г2НДБ не склонна к образованию холодных трещин при сварке при скоростях охлаждения свыше 100-120 °С/с, что позволяет при изготовлении сварных конструкций применять автоматическую сварку под флюсом, ручную дуговую, сварку в среде защитных газов и выполнение корневых швов при монтажной сварке целлюлозными электродами.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Ранее уже упоминалось, что оптимальной для ОШЗ является структура бейнита. Все современные трубные стали обладают высокой структурной стабильностью (широким интервалом скоростей охлаждения, при которых формируется бейнит). Ширина интервала скоростей существования бейнита в стали исследуемых составов определяется содержанием углерода, а температурный интервал превращения в основном легированием. В современных сталях во всем интересующем интервале скоростей охлаждения формируется бейнитная структура, однако это не устраняет ситуации, при которой при скоростях охлаждения ~10 °С/с наблюдается резкое снижение ударной вязкости металла ОШЗ. Одним из наиболее надежных способов повышения вязкости по линии сплавления сварного соединения является увеличение скорости охлаждения металла околошовной зоны или снижение величины погонной энергии при сварке, но эти ресурсы на трубных заводах практически исчерпаны.
Снижение содержания углерода, к сожалению, только увеличивает высоту пика на кривой зависимости ударной вязкости от скорости охлаждения, но одновременно за счет снижения устойчивости аустенита не снижает скорости охлаждения, при которой наблюдается резкое падение ударной вязкости. Действенными средствами являются: измельчение зерна аустенита (например, оксидная технология), изменение типа бейнита (например, формирование игольчатого феррита или изменение температуры бей-нитного превращения для формирования бейнита пластинчатого типа взамен зернистого). Наилучшая форма диаграммы превращения при непрерывном охлаждении в ОШЗ — с максимальной шириной области бейнитного превращения. Такая форма обеспечивается низким содержанием углерода и оптимальной системой легирования стали.
Необходимо оптимизировать фазовые превращения металла в ОШЗ с целью:
— стабильного получения структур промежуточного типа при относительно малых скоростях охлаждения (около 5 С°/с);
— получения низкоуглеродистого бейнита;
— управления типом бейнита (снижение температурного интервала бейнитного превращения) с целью формирования бейнита реечного типа.
Ситуацию может улучшить: повышение устойчивости аустенита путем легирования стали Mo, Ni и др.; повышение скорости охлаждения за счет снижения тепловложения при сварке или принудительного охлаждения трубы.
Сложной задачей является сварка высокопрочных сталей (класса прочности выше Х70) с большой толщиной стенки (25 мм и более). В основном это связано с обеспечением требуемого уровня вязкости металла ОШЗ.
Исследование свариваемости трех сталей Х80 (табл. 2.11) показало, что все они обладают высокой структурной стабильностью. Основным превращением является бейнитное превращение в широком диапазоне скоростей охлаждения (рис. 2.49).
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)

Сталь Х80 (1) содержит, кроме марганца, ниобия и никеля, 0,23% молибдена и имеет широкий интервал скоростей охлаждения при сварке (от 10 до 300 °С/с), который обеспечивает требуемый уровень ударной вязкости при температуре -40 °C (70 Дж/см2) (рис. 2.50, а). Следует отметить, что сталь изготовлена по оксидной технологии (см. содержание алюминия в табл. 2.11). При скорости охлаждения, соответствующей автоматической сварке под флюсом трубы с толщиной стенки 27 мм (порядка 8-9 °С/с), наблюдается наиболее высокая ударная вязкость в ОШЗ при отрицательных температурах испытания.
Стали Х80 (2, 3) имеют более низкий уровень ударной вязкости особенно при температуре испытания -40 °C в ОШЗ сварного соединения трубы с толщиной стенки 27 мм, выполненного автоматической сваркой под флюсом (см. рис. 2.50, б, в).
Уровень твердости исследованных сварных соединений гарантирует отсутствие холодных трещин как в шве, так и в околошовной зоне всех исследованных сталей.
Из сопоставления данных рис. 2.50 видно положительное влияние как легирования молибденом, так и измельчения зерна в ОШЗ за счет применения оксидной технологии. Сопоставление с данными рис. 2.43 показывает преимущество легирования молибденом в сочетании с более низким содержанием углерода.
Процесс дальнейшего передела металла (трубный передел)