Диссертация (1025479), страница 10
Текст из файла (страница 10)
При этом оценка по формуле МИС дает более существенноепонижение долевого участия углерода в Сэкв, чем формула по расчету Рcm;- вклад марганца в формирование эквивалента углерода по формуле МИСболее значителен по сравнению с расчетом по Рcm. При этом наблюдаетсятенденция к снижению его роли в формировании эквивалента углерода по мереувеличения концентрации углерода;-вслучаелегированиясталейсильнымикарбидообразующимиэлементами необходимо учитывать тот факт, что на процесс образованиязакалочных структур при сварке в наибольшей степени влияет содержаниеуглерода, оставшегося в аустените после образования специальных карбидныхфаз;-вмалоуглеродистыхмикролегированныхсильнымикарбидообразующими элементами сталях с содержанием углерода менее 0,05%количество углерода в аустените по отношению к его содержанию в химическомсоставе стали может снижаться до 2 раз.
В этом случае образование закалочныхструктур при распаде аустенита в процессе сварки вызовет уменьшение степенитетрагональности решетки мартенсита, снижение уровня напряжений исклонности к образованию холодных трещин. Это может стать основанием дляпересмотра критического значения эквивалента углерода.77Глава 3. ОЦЕНКА ВЗАИМОСВЯЗИ ЭКВИВАЛЕНТА УГЛЕРОДАС РЕАКЦИЕЙ СТАЛЕЙ КЛАССА ПРОЧНОСТИ К65 – К70НА ТЕРМИЧЕСКИЙ ЦИКЛ СВАРКИРеакция сталей на термический цикл сварки является одним из показателейсвариваемости.Онапроявляетсявособенностяхструктурно-фазовыхпревращений и изменениях комплекса их свойств.
В данном разделе работыприведены результаты исследования процессов структурообразования иизменения твердости и сопротивления хрупкому разрушению в ОШУ ЗТВсварных соединений высокопрочных сталей с различными значениямиэквивалента углерода.3.1. Анализ сталей, принятых для исследованияИсследования выполнены на сталях класса прочности К60 – К70,химический состав и значения твердости которых приведены в Таблицах 3.1 и3.2.Расчет значений эквивалента углерода выполнялся по зависимостям,представленным в Таблице 3.1 согласно нормативным требованиям [6].Анализ данных (Таблица 3.1) показывает, что уровень содержанияхимических элементов в исследуемых высокопрочных сталях соответствуетрегламентируемым [24] значениям.
Содержание углерода (Таблица 3.1)изменяется от 0,11% до 0,027 %, суммарное содержание карбидообразующихэлементов (Nb+V+Ti) от 0,044 % до 0,167 %.Согласно нормативным требованиям [6, 24] значения эквивалентауглерода (Cэкв) не должно превышать 0,43 % и 0,45 % для металла труб из сталейкласса прочности К60 и К65 соответственно.
Из сопоставления химическихсоставов семи плавок сталей, принятых для исследования видно, что металл IV,VI и VII плавок характеризуется значениями эквивалента углерода вышенормативных значений.78Таблица 3.1.Химический состав исследованных высокопрочных сталейНомерКлассплавки прочностиСодержание химических элементов, %СSiMnPSNiMoCrCuAlVTiNbNCaWZrCэквPcmIК600,0750,141,330,0080,0010,200,0040,1630,1130,0320,0020,01770,063--0,0250,0060,350,16IIК600,0850,171,40,0070,0010,190,1350,0050,0880,0410,0500,0120,046--0,05-0,370,18IIIК600,110,261,730,0130,0050,024-0,030,0260,040,100,0210,0460,002---0,430,22IVК650,0270,195 2,000,005 < 0,004 0,490,310,230,5120,039<0,020,0270,027--0,540,20VК650,0680,281,780,0110,0010,240,1970,0150,2400,0270,0020,01120,031--0,0250,0590,440,20VIК650,0840,221,900,012<0,0020,210,250,0620,050,044<0,0050,0180,048----0,480,21VIIК700,0660,251,810,005<0,00070,240,250,0080,230,020,0460,01780,0530,460,200,005 0,005< 0,025 0,00890,0075 0,0038Сэкв = С+ Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15Pcm=C+Si/30+(Cr+Mn+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5*BТаблица 3.2.Значения твердости металла исследованных высокопрочных сталейНомер плавкиHV10I210 – 220215II215 – 225220III230 – 240235IV275 – 285280V235 – 245240VI240 – 250245VII250 – 26025579При этом наибольшее влияние на эквивалент углерода металла VI и VIIплавок оказывает большее содержание Mn и Mo.
Вместе с тем металл IV плавкинесмотря на низкое содержание углерода (0,027 %) характеризуется самымвысоким значением эквивалента углерода (0,54 %) за счет большего легированияМo, Ni, Cr и Cu.Расчетные значения СEPcm для всех исследуемых сталей не превышаютдопустимые значения (0,24 % для сталей класса прочности К60 и 0,23% длясталей класса прочности К65) [6, 24].На Рис. 3.1 и 3.2 приведены фотографии микроструктур и гистограммыраспределения зерен феррита по размеру исследуемых высокопрочных сталей.Исследуемые плавки сталей класса прочности К60 характеризуютсяферритно-перлитной структурой (Рис. 3.1 а – в).
При этом в структуреприсутствует и бейнитная составляющая ≈ 10 %. Содержание ферритной фазыоколо 60 – 70 %, средний диаметр ферритного зерна составляет 9,8 мкм, 6,78 мкми 9,16 мкм для I, II и III плавок сталей соответственно (Рис. 3.2 а, б). Вместе стем структура металла III плавки имеет строчечность, что характерно для сталиконтролируемой прокатки. Значения твердости основного металла составляетоколо 215 HV10 (I плавка), 220 HV10 (II плавка) и 235 HV10 (III плавка).Стали класса прочности К65 (IV, V, VI плавки) и К70 (VII плавка), вотличие от плавок сталей класса прочности К60, характеризуются болеевысокими значениями твердости (Таблица 3.2), что обеспечивается взначительной степени благодаря формированию преимущественно бейнитнойструктуры повышенной дисперсности (Рис.
3.1 г – ж). Содержание ферритнойфазы не превышает 10 – 15%. Средний диаметр ферритного зерна составляет 2,7мкм, 6,0 мкм, 5,7 мкм и 3,5 мкм для IV, V, VI и VII плавок сталей соответственно(Рис. 3.2 в, г). При этом в структуре сталей данных плавок наблюдается наличиемартенситно-аустенитной фазы около 5% (Рис. 3.3).80х500Плавка I (Сэкв = 0,35 %)а)х500Плавка II (Сэкв = 0,37 %)б)х500Плавка III (Сэкв = 0,43 %)в)х500х500х500х500Плавка VI (Сэкв = 0,54 %)Плавка V (Сэкв = 0,44 %)Плавка VI (Сэкв = 0,48 %)Плавка VII (Сэкв = 0,46 %)г)д)е)ж)Рис.
3.1. Фотографии микроструктуры металла исследованных высокопрочных сталей81а)б)в)г)Рис. 3.2. Гистограммы распределения зерен феррита по размеру в структуре металла сталей класса прочностиК60 (а – плавка I; б – плавка II), К65 (в – плавка V) и К70 (г – плавка VII)82х7700х13 000а)б)Рис. 3.3. Мартенситно-аустенитная фаза в структуре сталей класса прочностиК65 (а) и К70 (б) (сканирующая электронная микроскопия)3.2. Материал и методика исследования реакции высокопрочных сталейна термический цикл сваркиДля исследования взаимосвязи эквивалента углерода с реакциейвысокопрочных сталей на термический цикл сварки проводилась имитациявлияния процессов дуговой сварки плавлением на металл околошовного участказоны термического влияния, как наиболее опасного с позиции формированиязакалочных структур и сопротивления хрупкому разрушению.Моделирование различных параметров термического цикла сваркиосуществлялось на установке токов высокой частоты типа «Power Cube 90/180».Образцы размером 10х10х55 мм подвергались нагреву до максимальнойтемпературы 1320 – 1350 0C, скорость охлаждения в интервале температурдиффузионного превращения аустенита (800-5000С – w8-5) изменялась от 3 0C/cдо 80 0C/c.
К исследуемым образцам приваривались хромель-алюмелевыетермопары, которые подсоединялись к прибору «Мемограф-М», позволяющемурегистрировать воспроизводимые термические циклы и определять параметрынагрева и охлаждения образца (Рис. 3.4).83а)б)Рис. 3.4. Имитация термических циклов сварки ОШУ ЗТВ на установке токоввысокой частоты типа «Power Cube 90/180» (а) с их записью на регистраторе«Мемограф-М» (б)Особенности кинетики распада аустенита при сварке изучали сиспользованием дилатометрического метода [10, 11, 12].
С этой целью изисследуемого металла были подготовлены две серии образцов, эскизы которыхприведены на Рис. 3.5.а)б)Рис. 3.5. Эскизы дилатометрических образцов: а) полый; б) сплошнойЭксперимент проводился с использованием закалочного дилатометрамарки L78 RITA (Rapid Induction Thermal Analysis). Были реализованыпараметры термических циклов сварки соответствующие ОШУ ЗТВ, какнаиболее опасному. Рассматривались особенности распада аустенита в средней84по толщине части металла при одно- и двукратном нагреве и охлажденииобразцов, что соответствовало принятой технологии сварки продольныхсварных соединений труб.
Максимальная температура нагрева в обоих случаяхсоставляла 1350оС, скорость охлаждения в интервале диффузионногопревращения аустенита (w8-5) изменялась в диапазоне от 2 оС до 60 оС.Результаты исследования оформлялись в виде термокинетических диаграмм.Структурно-фазовые превращения в ОШУ ЗТВ изучались на шлифахпосле химического травления в 4%-ом растворе азотной кислоты в этиловомспирте с использованием оптического микроскопа марки «Meiji IM 7200»,оснащенного анализатором изображения «Thixomet Prо» и сканирующегоэлектронного микроскопа марки «Phenom ProX». Количественную оценкусостава и размеры элементов структуры выполняли по ГОСТ 5639.
Полученныеданные обобщались в структурные диаграммы околошовного участка зонытермического влияния.Измерения значений твердости металла ОШУ ЗТВ выполняли наавтоматическом твердомере марки «DuraScan-50» по методу Виккерса принагрузке 98,07 Н (10 кгс) по ГОСТ 2999 [25]. Шероховатость поверхностиобразцов соответствовала требованиям ГОСТ 2789 [26] и составляла не более0,16 мкм.Склонность к хрупкому разрушению ОШУ ЗТВ оценивалась порезультатам испытания на ударный изгиб серии образцов типа Шарпи (KCV) всоответствиисГОСТ 9454[27].Испытанияпроводилисьнаинструментированном маятниковом копре марки «INSTRON MPX-450» притемпературе -40 0С.Полученные значения твердости и ударной вязкости были нанесены наструктурные диаграммы ОШУ ЗТВ исследуемых высокопрочных сталей.На термокинетические и структурные диаграммы, а также графикиизменения твердости, ударной вязкости и доли вязкой составляющей в изломебыли нанесены области скоростей охлаждения (20 - 50С/с) соответствующих85режимам сварочных процессов, применяемым при сварке и ремонте кольцевыхсварных соединений.Рентгенографированиеосуществлялосьнамногофункциональномрентгеновском дифрактометре Rigaku Ultima IV, снабженном комплексомуправляющих программ и обрабатывающим комплексом PDXL (X-ray PowderDiffraction Software) в геометрии параллельного пучка в фильтрованном CuK1 излучении с режимом работы рентгеновской трубки 40кВ и 40мA и скоростьюперемещения сцинтилляционного детектора 2° в минуту, для обзорных съемок,и выдержкой 10 сек в точке при шаге 0,02° для съемок в интервале углов.Коллимацияпервичногоидифрагированногорентгеновскихпучковосуществлялась с помощью щелей на первичном пучке 1мм и 5мм.
Надифрагированном пучке – 1мм и 0,2мм был установлен графитовыймонохроматор. Были установлены щели соллера 5° и 0,5° на первичном идифрагированном пучках соответственно. Осуществлялось вращение образцовсо скоростью 100об/мин.3.3. Результаты исследования влияния эквивалента углерода нареакцию сталей на термический цикл сваркиНа Рис. 3.6 - 3.8 приведены термокинетические и структурные диаграммыоколошовного участка зоны термического влияния и фотографии микроструктурвысокопрочных сталей с различным значением эквивалента углерода.86а)б)Рис.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
