ВЫСОКОПРОЧНАЯ СВАРНАЯ СТАЛЬНАЯ ТРУБА
HIGH-STRENGTH WELDED STEEL PIPE

Область техники
Данное изобретение относится к высокопрочной сварной стальной трубе, подходящей в качестве трубопроводной трубы для транспортировки нефти, природного газа и тому подобного.
Предпосылки изобретения
Сварная стальная труба большого диаметра, такая как трубопроводная труба, используемая в трубопроводе для транспортировки нефти, природного газа и тому подобного, является главным образом или стальной трубой UOE, которая изготавливается способом, включающим этапы формовки на U- и О-образных гибочных прессах, сварку и экспандирование, или стальной трубой со спиральным швом, которая производится путем формования спиральной формы и ее сварки. Для обоих вариантов стальных труб сварка после формовки обычно проводится путем двусторонней (обоюдосторонней) шовной сварки. Двусторонняя шовная сварка обычно осуществляется методом дуговой сварки под флюсом или сходным способом сварки, в котором сварка проводится в два этапа, включая внутреннюю шовную сварку внутренней сварочной машиной и последующую наружную шовную сварку наружной сварочной машиной.
Пропускную способность трубопроводной трубы можно повысить, а ее стоимость можно уменьшить путем повышения рабочего давления. Чтобы повысить рабочее давление, необходимо увеличить толщину стенок или повысить прочность стальной трубы. Увеличение толщины стенок стальной трубы технически просто, но это сопровождается повышением веса стальной трубы и снижением эффективности монтажа сваркой на месте. Соответственно, существует потребность в повышении прочности стальной трубы. Чтобы повысить прочность сварной стальной трубы, необходимо повысить прочность основного металла стальной трубы, а также повысить прочность наплавленного металла сварного шва (также называемого ниже металлом сварного шва). Однако повышение прочности металла сварного шва в наплавленном металле способствует возникновению поперечных трещин во время изготовления стальной трубы, так что необходимо предпринимать контрмеры, чтобы не допустить этого.
Когда сварные стальные трубы делают из стали с высоким пределом прочности на разрыв (с прочностью на разрыв по меньшей мере 780 МПа, что известно как сталь НТ80), предотвратить поперечное растрескивание в металле сварного шва трудно, и становится необходимым предварительный нагрев или нагрев сварного шва после сварки (Journal of the Japan Welding Society 49 (1980) p.572). Однако, поскольку применение предварительного нагрева или нагрева после сварки заметно снижает производительность, возникло желание разработать способ проведения шовной сварки высокопрочных стальных труб без предварительного нагрева или нагрева после сварки.
В документе JP 10-306348 А1 описывается метод улучшения по чувствительности к растрескиванию металла сварного шва сварной стальной трубы путем повышения содержания кислорода в наплавленном металле. Однако повышение содержания кислорода в наплавленном металле снижает его ударную вязкость (в частности, поглощенную энергию при пластическом разрушении). Соответственно, при этом методе трудно одновременно достичь уменьшения чувствительности к растрескиванию и повысить ударную вязкость.
В документе JP 2002-115032 A1 описывается способ улучшения по чувствительности к растрескиванию металла сварного шва сварной стальной трубы благодаря тому, что в наплавленном металле позволяется иметь по меньшей мере 1% остаточной аустенитной фазы. Однако стабильно удерживать по меньшей мере 1% остаточной аустенитной фазы в металле сварного шва сварной стальной трубы, которая используется в состоянии сразу после сварки, трудно.
Раскрытие изобретения
Целью данного изобретения является предоставление высокопрочной сварной стальной трубы, у которой предотвращается появление поперечного растрескивания в металле сварного шва без проведения предварительного нагрева или нагрева сварных швов после сварки.
Авторы настоящего изобретения исследовали поперечное растрескивание металла сварного шва в сварной стальной трубе по сравнению с трубопроводной трубой API X100 или более высокого класса (предел прочности на разрыв по меньшей мере 760 МПа). В результате, было найдено, что поперечные трещины развиваются во внутреннем сварном шве наплавленного металла или его внутреннего сварного шва к наружному сварному шву, и что появление поперечного растрескивания в металле сварного шва сварных стальных труб нельзя предотвратить только повышением прочности наплавленного металла, но его можно предотвратить, задавая дополнительно размер зерна первичного аустенита, который зависим от пути кристаллизации наплавленного металла внутреннего сварного шва.
Настоящее изобретение относится к высокопрочной сварной стальной трубе с основным металлом, в виде стали, имеющей предел прочности на разрыв по меньшей мере 760 МПа, и сварным швом, который образован внутренней сваркой и последующей наружной сваркой. Высокопрочная сварная стальная труба согласно настоящему изобретению отличается тем, что наплавленный металл в сварном шве (металл сварного шва) имеет предел прочности на разрыв по меньшей мере 780 МПа, и наплавленный металл внутреннего сварного шва, образованного при внутренней сварке, имеет такой средний диаметр первичного аустенитного зерна, который составляет по меньшей мере 90 мкм и не превышает 150 мкм.
Сварка шва из сварной стальной трубы может проводиться более чем в два этапа, в соответствии с чем может быть образовано по меньшей мере два слоя внутренних сварных швов. В этом случае настоящее изобретение отличается тем, что средний диаметр первичного аустенитного зерна самого дальнего слоя внутреннего сварного шва (другими словами, слой внутреннего сварного шва, смежный с наружным сварным швом) составляет по меньшей мере 90 мкм и не превышает 150 мкм.
В разрезе стальной трубы, полученном разрезанием сварной стальной трубы по сварному шву вдоль направления сварки, или в разрезе стальной трубы, полученном разрезанием сварного шва в направлении, перпендикулярном направлению сварки, наплавленный металл внутреннего сварного шва, образованного при внутренней сверке шва (называемый ниже металлом внутреннего сварного шва или внутренним наплавленным металлом) и наплавленный металл наружного сварного шва, образованный при сварке шва снаружи (называемый металлом наружного сварного шва или наружным наплавленным металлом) можно легко отличить друг от друга. Предел прочности на разрыв и другие механические свойства металла внутреннего сварного шва и металла наружного сварного шва могут быть измерены, используя испытательные образцы наплавленного металла, взятые из соответствующих швов.
В настоящем изобретении "металл сварного шва" означает наплавленный металл всего сварного шва, образованного при сварке сварного шва внутри и снаружи. Предел прочности на разрыв этого металла сварного шва (предел прочности на разрыв наплавленного металла сварного шва) является нижним значением из предела прочности на разрыв металла внутреннего сварного шва и предела прочности на разрыв металла наружного сварного шва. Когда имеется три или больше слоев наплавленного металла, пределом прочности на разрыв металла сварного шва является самое нижнее значение из их пределов прочности на разрыв.
Зерна первичного аустенита можно наблюдать в образце для испытаний в оптическом микроскопе, после того как образец для испытаний был обработан опрессовкой, шлифовкой и травлением по предписанному порядку.
Средний диаметр зерна первичного аустенита, обследуя разрез образца для испытаний (который был обработан, как описано выше), полученный разделением сварного шва на две части вдоль направления сварки (осевое направление стальной трубы). Более точно, в осевом направлении части металла внутреннего сварного шва этого разреза проводится измерительная линия заданной длины (L), подсчитывается число (n) зерен первичного аустенита, через которые проходит эта измерительная линия, и в качестве среднего диаметра зерна первичного аустенита берется величина (L/n) измеренной длины (L), деленной на число (n). Чтобы не учитывать часть металла внутреннего сварного шва, которая подверглась ретрансформации из-за воздействия тепла во время наружной сварки шва (именно часть, близкую к границе с металлом наружного сварного шва), измерение проводится на расстоянии 2-5 мм от конца внутренней стороны металла внутреннего сварного шва.
Пока предел прочности на разрыв металла сварного шва и средний диаметр зерна первичного аустенита металла внутреннего сварного шва удовлетворяют вышеописанным требованиям, отсутствуют особые ограничения на химический состав основного металла трубы и наплавленного металла сварного шва в высокопрочной сварной стальной трубе по настоящему изобретению. Однако такая высокопрочная сварная стальная труба может быть получена, когда основной металл и металл внутреннего сварного шва имеют описываемые ниже соответствующие химические составы (в массовых процентах, причем балансом являются Fe и примеси).
Предпочтительный химический состав основного металла стальной трубы:
С: 0,02-0,12%, Si: 0,01-0,50%, Mn: 0,4-2,5%, P: не более 0,015%, S: не более 0,003%, Nb: 0,005-0,10%, Al: 0,005-0,06%, N: не более 0,006%, О: не более 0,006%, Cu: 0-3,0%, Ni: 0-3,0%, Cr: 0-3,0%, Mo: 0-3,0%, V: 0-0,10%, В: 0-0,0020% и Ti: 0-0,02%.
Предпочтительный химический состав металла внутреннего сварного шва:
С: 0,02-0,12%, Si: 0,05-0,50%, Mn: 0,4-2,5%, P: не более 0,015%, S: не более 0,003%, Cr, Mo и Ni: 0,1-3,0% каждый из: О: не более 0,035%, N: не более 0,01%, Ti: 0,005-0,050%, Al: 0,005-0,050%, Cu: 0-1,0%, Nb: 0-0,05%, V: 0-0,05%, Ca: 0-0,01%, Mg: 0-0,01%, Се: 0-0,01% и В: 0-0,0040%.
Предел прочности на разрыв основного металла трубы и предел прочности на разрыв металла сварного шва - оба предпочтительно составляют по меньшей мере 900 МПа. Согласно настоящему изобретению поперечное растрескивание швов можно предотвратить, даже когда предел прочности на разрыв основного металла трубы и металла сварного шва составляет по меньшей мере 900 МПа, то есть, даже когда высокопрочная сварная стальная труба является трубой сорта по меньшей мере API X100.
Чтобы исследовать причину возникновения поперечного растрескивания в сварном шве сварной стальной трубы, авторы настоящего изобретения изготавливали стальные трубы большого диаметра, имеющие в целом два слоя металла сварного шва, формуя стальную пластину на U-образном и О-образном гибочном прессе и затем проводя шовную сварку первого слоя с внутренней поверхности с последующей шовной сваркой другого слоя с наружной поверхности по методу дуговой сварки под флюсом, и они в деталях изучили места, где произошло поперечное растрескивание. В качестве основного металла трубы использовалась стальная пластина с пределом прочности на разрыв 943 МПа и толщиной пластины 16 мм, а наружный диаметр стальных труб был 36 дюймов (91,4 см). В качестве сварочных материалов использовались различные комбинации разных электродных проволок.
В стальных трубах, в которых наблюдалось поперечное растрескивание, поперечные трещины существуют или внутри внутреннего наплавленного металла, или проходят через внутренний наплавленный металл и наружный наплавленный металл. Не наблюдалось каких-либо поперечных трещин, которые существовали бы внутри наружного наплавленного металла, который был слоем, сформированным вторым. Эти результаты предполагают, что поперечные трещины в наплавленном металле возникают в наплавленном металле внутреннего сварного шва, который, после того, как он был наплавлен во время наружной шовной сварки, подвергался повторному нагреву, и существует вероятность, что охрупчивание в результате повторного нагрева наплавленного металла участвует в развитии поперечных трещин.
Охрупчивание в результате повторного нагрева при сварке вызывается сегрегацией Р и S по границам зерна. Уменьшение концентрации Р и S эффективно для снижения сегрегации (ликвации). Однако Р и S являются неизбежными примесными элементами, содержащимися в стальных материалах (основной металл труб и электродные проволоки), и существуют ограничения на то, насколько их можно уменьшить. Поэтому авторы настоящего изобретения изменяли путь кристаллизации наплавленного металла (траектория затвердевания), чтобы изучить, можно ли снизить чувствительность к поперечному растрескиванию благодаря особому пути кристаллизации.
Считается, что на путь кристаллизации наплавленного металла влияет баланс между феррито-образующими элементами и аустенито-образующими элементами, содержащимися в наплавленном металле. Таким образом, когда был получен образец стальной трубы с наплавленным металлом, в котором было уменьшено содержание Ni, являющегося типичным аустенито-образующим элементом, а содержание Cr и Мо, являющихся феррито-образующими элементами, было повышено, было найдено, что даже если предел прочности на разрыв наплавленного металла был высокий, поперечного растрескивания наплавленного металла не возникало.
Путь кристаллизации наплавленного металла изменяется при увеличении содержания аустенито-образующих элементов. Когда количество аустенито-образующих элементов мало, после того, как δ (дельта) феррит выделится из жидкой фазы, затвердение протекает из единственной δ-фазы. При повышении количества аустенито-образующих элементов, после выделения δ-феррита, в результате перитектической реакции до исчезновения жидкой фазы, образуется аустенитная фаза, и затвердение совершается через состояние, в котором сосуществуют три фазы. Вообще, феррит может растворять большее количество Р и S, чем аустенит, так что, чтобы уменьшить сегрегацию Р и S, по-видимому, желательно, чтобы затвердение могло происходить из единственной δ-фазы.
В свете вышеприведенных рассуждений предполагается, что разница в чувствительности к поперечному растрескиванию вызвана разницей в величине сегрегации элементов Р и S, что является следствием затвердения единственной δ-фазы в металле сварного шва, в котором поперечное растрескивание предотвращается благодаря пониженному количеству Ni и повышенному количеству Cr и Мо, и того, что перитектическая реакция идет в металле сварного шва, содержащем повышенное количество Ni и пониженное количество Cr и Мо.
Элементы, содержащиеся в стали, можно подразделить на аустенито-образующие элементы или феррито-образующие элементы. Так как их эффект отличается от элемента к элементу, выразить разницу в пути кристаллизации как функцию содержания этих элементов в стали затруднительно. Поэтому пытались различать наплавленный металл, который проходит через перитектическую реакцию от наплавленного металла, который отверждается из единственной δ-фазы в величинах микроструктурного фактора.
Из-за своей высокой прочности наплавленный металл, к которому относится настоящее изобретение, отличается тем, что он имеет микроструктуру, которая содержит большое количество фаз, образованных при низкотемпературной трансформации, таких как бейнит и мартенсит, что облегчает тем самым наблюдение границ зерен первичного аустенита. Таким образом, металл сварного шва был разделен надвое вдоль направления сварки, и в полученном разрезе рассматривались зерна первичного аустенита металла внутреннего сварного шва. В результате, было найдено, что средний диаметр зерна первичного аустенита составлял по меньшей мере 90 мкм в металле внутреннего сварного шва, в котором поперечного растрескивания не возникало, тогда как в металле внутреннего сварного шва, в котором происходило растрескивание, он имел меньшее значение, около 50 мкм, что указывает на то, что чувствительность к поперечному растрескиванию можно оценить, используя как показатель этот средний диаметр зерна.
Соотношение между диаметром зерна первичного аустенита и путем кристаллизации, по-видимому, следующее. Если путь кристаллизации описывает затвердение из единственной δ-фазы, δ-феррит выделяется из жидкой фазы при высоких температурах и растет до образования крупных зерен, и полученные крупные δ-зерна превращаются в γ (гамма), так что диаметр зерна первичного аустенита становится больше. Напротив, когда путь кристаллизации содержит перитектическую реакцию, из-за эффекта измельчения микроструктуры в перитектической реакции зерна первичного аустенита имеют меньший диаметр. Соответственно, диаметр зерна первичного аустенита служит указателем для определения того, является ли линия затвердевания затвердением из единственной δ-ферритной фазы или затвердением через перитектическую реакцию, и используя этот указатель, можно определить чувствительность к поперечному растрескиванию внутреннего сварного шва.
В уровне техники не делалось попыток выяснить влияние пути кристаллизации на поперечные трещины, наблюдаемые в наплавленном металле высокопрочных сварных труб. Кроме того, неизвестны решения, которые связывают различия пути кристаллизации быстротвердеющего наплавленного металла с изменениями в диаметре зерна первичного аустенита.
Согласно настоящему изобретению становится возможным с высокой производительностью и без проведения предварительного нагрева или нагрева после сварки стабильно производить сварные стальные трубы, имеющие высокую прочность такого уровня, что предел прочности на разрыв сварного шва составляет по меньшей мере 780 МПа и предпочтительно по меньшей мере 900 МПа (например, высокопрочная стальная труба большого диаметра класса API X100 или выше).
Лучший вариант осуществления изобретения
Сварная стальная труба согласно настоящему изобретению является сварной стальной трубой, которая была сварена двусторонней шовной сваркой, т.е. внутренней шовной сваркой с последующей наружной шовной сваркой. Типичными примерами таких сварных стальных труб являются стальная труба UOE и стальная труба со спиральным швом, но сварная стальная труба по настоящему изобретению ими не ограничена. В добавление к способу обработки на UO-npeccax, как метод формовки перед прессованием могут использоваться любые способы формовки, такие как обработка на гибочных вальцах, гибочном прессе и тому подобное. Настоящее изобретение может также применяться к другим сварным конструктивным элементам, отличным от сварной стальной трубы. Шовная сварка сварной стальной трубы согласно настоящему изобретению обычно проводится в два этапа путем внутренней шовной сварки и наружной шовной сварки, но можно также иметь 3 или более слоев швов.
Настоящее изобретение предназначено для применения к сварной стальной трубе класса API X100 или выше (имеющей предел прочности на разрыв по меньшей мере 760 МПа). Это так, потому что у сварных стальных труб с прочностью менее чем у классов Х100 поперечное растрескивание наплавленного металла не становится существенной проблемой. Таким образом, предел прочности на разрыв основного металла стальной трубы составляет по меньшей мере 760 МПа. Предел прочности на разрыв наплавленного металла должен быть выше, чем нижний предел (759 МПа) предела прочности на разрыв основного металла трубы, так что предел прочности на разрыв металла сварного шва, включая металл внутреннего сварного шва и металл наружного сварного шва, составляет по меньшей мере 780 МПа. А именно, нижнее значение из предела прочности на разрыв металла внутреннего сварного шва и предела прочности на разрыв металла наружного сварного шва составляет по меньшей мере 780 МПа.
Как указано выше, и предел прочности на разрыв основного металла трубы, и предел прочности на разрыв металла сварного шва предпочтительно составляют по меньшей мере 900 МПа, чтобы получить сварную стальную трубу с высокой прочностью, превосходящей прочность класса Х100. Когда предел прочности на разрыв металла сварного шва достигает такого высокого значения, поперечное растрескивание наплавленного металла происходит легче.
В сварной стальной трубе согласно настоящему изобретению средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва составляет по меньшей мере 90 мкм и не превышает 150 мкм. Если средний диаметр зерна первичного аустенита попадает в этот диапазон, то даже если предел прочности на разрыв металла сварного шва имеет высокое значение, по меньшей мере 900 МПа, поперечное растрескивание наплавленного металла можно надежно предотвратить. Причина этого, по-видимому, следующая.
Как указано выше, средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва 90 мкм или больше указывает, что путь кристаллизации наплавленного металла содержал только кристаллизацию единственной δ-фазы. В этом случае чувствительность к растрескиванию снижается из-за уменьшения сегрегации по границам зерен. Напротив, средний диаметр зерна первичного аустенита в наплавленном металле меньше 90 мкм указывает, что путь кристаллизации включает вышеописанную перитектическую реакцию. В этом случае сегрегация по границам зерен усиливается, что приводит к повышенной чувствительности к поперечному растрескиванию. Если средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва превышает 150 мкм, то зерна первичного аустенита становятся слишком большими, и ударная вязкость наплавленного металла падает.
Средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва предпочтительно составляет по меньшей мере 100 мкм и не превышает 130 мкм.
Особых ограничений на наружный диаметр сварной стальной трубы нет, хотя настоящее изобретение направлено, в первую очередь, на сварные стальные трубы большого диаметра, имеющие наружный диаметр по меньшей мере 20 дюймов (50,8 см). Также не имеется особых ограничений на толщину стенок стальной трубы, но она соответствующим образом составляет примерно 15-26 мм. При изготовлении высокопрочной сварной стальной трубы двусторонней шовной сваркой подводимая для сварки теплота повышается при увеличении толщины листа. Если толщина стенок стальной трубы становится чрезвычайно большой, подводимая теплота становится слишком большой, и существует возможность, что настоящим изобретением станет трудно предотвратить появление поперечного растрескивания. Однако, даже если толщина стенок стальной трубы превышает 26 мм, появление поперечных трещин можно предотвратить, предотвращая уменьшение ударной вязкости наплавленного металла путем увеличения среднего диаметра зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва, чтобы приблизиться к верхнему пределу в диапазоне не более 150 мкм.
Чтобы получить сварную стальную трубу, у которой предел прочности на разрыв, ударная вязкость и свариваемость основного металла трубы и наплавленного металла сделаны надлежащими и у которой средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва находится в соответствии с настоящим изобретением, химические составы основного металла трубы и металла внутреннего сварного шва (причем остальное составляет Fe и примеси) предпочтительно следующие. В химических составах все проценты означают массовые проценты, а Al означает кислоторастворимый Al.
Химический состав основного металла трубы
С:
добавляется 0,02-0,12% С, чтобы обеспечить прочность. Когда его количество меньше 0,02%, этот эффект слабый. Добавление С выше 0,12% имеет отрицательное влияние на свариваемость из-за повышенной твердости после того, как сталь подвергается мартенситной трансформации. Предпочтительное содержание С составляет 0,04-0,08%.
Si:
добавляется 0,01-0,50% Si для раскисления. В количестве менее 0,01% он не имеет эффекта. Добавление Si в количестве более 0,50% способствует легкому образованию твердых фаз, таких как мартенситно-аустенитный компонент. Предпочтительное содержание Si составляет 0,05-0,30%.
Mn:
добавляется 0,4-2,5% Mn для обеспечения прочности и для раскисления. В количестве менее 0,4% он не дает эффекта. Если Mn добавляют в количестве выше 2,5%, эффект повышения прочности достигает предела, и свойства стали ухудшаются из-за существенной осевой сегрегации. Предпочтительное содержание Mn составляет 0,8-2,0%.
Р, S:
это - элементы, содержащиеся как неизбежные примеси, и их содержание предпочтительно должно быть как можно ниже. Это потому, что причиной охрупчивания в результате повторного нагрева наплавленного металла является, по-видимому, сегрегация Р и S по границам зерен. Допустимыми верхними пределами являются Р: 0,015% и S: 0,003%, и предпочтительные верхние пределы составляют Р: 0,01% и S: 0,002%.
Nb:
добавляется 0,005-0,10% Nb, чтобы обеспечить прочность и ударную вязкость. В количестве менее 0,005% он не оказывает эффекта, тогда как его количество выше 0,10% вызывает снижение ударной вязкости в зоне термического влияния сварки. Предпочтительное содержание Nb составляет 0,01-0,05%.
Al:
добавляют 0,005-0,06% Al для раскисления. Если его количество меньше, чем 0,005%, он не оказывает эффекта, тогда как при добавлении более 0,06% образуются крупные оксиды, которые отрицательно влияют на свойства стали.
N:
N является неизбежной примесью, и его содержание предпочтительно должно быть как можно ниже. Его допустимый верхний предел составляет 0,006%, и предпочтительное содержание N составляет не более 0,004%.
О:
О является неизбежной примесью, и его содержание предпочтительно должно быть как можно ниже. Его допустимый верхний предел составляет 0,006%, и предпочтительное содержание О составляет не более 0,004%.
Помимо вышеуказанного, факультативно могут добавляться одно или более из следующих веществ.
Cu, Ni, Cr, Мо:
каждый из Cu, Ni, Cr и Мо может добавляться с верхним пределом 3,0% для улучшения прочности. Если элемент добавлен, то предпочтительное добавленное количество каждого элемента составляет 0,02-3,0%. Может быть добавлен по меньшей мере один из этих четырех элементов, предпочтительно по меньшей мере два, и особенно предпочтительно могут быть добавлены все четыре элемента. Когда добавляют Cu, ее предпочтительно добавляют вместе с Ni, чтобы предотвратить охрупчивание.
V:
V может добавляться в количестве не более 0,10% для улучшения прочности. Если его добавляют, то предпочтительное добавленное количество V составляет 0,005-0,10%.
В:
В может добавляться в количестве не более 0,0020% для улучшения прочности. Если его добавляют, то предпочтительное добавленное количество В составляет 0,0005-0,0020%.
Ti:
Ti может добавляться в количестве не более 0,02% для улучшения ударной вязкости. Если его добавляют, то предпочтительное добавленное количество Ti составляет 0,005-0,02%. Ti комбинируется с твердым раствором N, тем самым улучшая ударную вязкость.
Химический состав металла внутреннего сварного шва
С:
содержится 0,02-0,12% С, чтобы обеспечить прочность. В количестве менее 0,02% он не имеет эффекта. Если С содержится в количестве выше 0,12%, это ведет к заметному твердению наплавленного металла.
Si:
содержится 0,05-0,50% Si для раскисления. В количестве менее 0,05%, он не имеет эффекта. Если Si содержится в количестве более 0,50% это ведет к снижению ударной вязкости из-за повышения содержания твердых фаз, таких как мартенситно-аустенитный компонент.
Mn:
содержится 0,4-2,5% Mn, чтобы обеспечить прочность и для раскисления. В количестве менее 0,4% он не имеет эффекта. С другой стороны, если его содержание превышает 2,5%, его влияние на повышение прочности достигает насыщения.
Р, S:
эти элементы содержатся как неизбежные примеси, и их содержание предпочтительно должно быть как можно ниже. Допустимые верхние пределы составляют Р: 0,015% и S: 0,003%, и предпочтительные верхние пределы составляют Р: 0,01% и S: 0,002%.
Cr, Mo, Ni:
Cr, Mo и Ni каждый содержится в количестве 0,1-3,0% в целях регулирования прочности и ударной вязкости. Для каждого элемента: они не имеют эффекта при содержании менее 0,1%. Если содержание любого из этих элементов превышает 3,0%, его влияние на повышение прочности достигает предела.
О:
О является примесным элементом, и с точки зрения обеспечения ударной вязкости его содержание должно быть сделано не выше 0,035%. Предпочтительно оно составляет не более 0,030%.
N:
N является примесным элементом, так что его содержание предпочтительно должно быть как можно ниже. Допустимый верхний предел содержания N составляет 0,01%, предпочтительно он не превышает 0,006%.
Ti:
содержится 0,005-0,050% Ti, чтобы улучшить ударную вязкость. В количестве менее 0,005% он не имеет эффекта. Если содержание Ti превышает 0,050%, его эффект достигает предела.
Al:
содержится 0,005-0,050% Al для раскисления. В количестве менее 0,005% он не имеет никакого эффекта, тогда как если его содержание превышает 0,050%, его эффект достигает предела.
Помимо элементов, составляющих проволоку, используемую как сварочный материал, элементы, которые добавлены и содержатся в основном металле трубы, внедряются в наплавленный металл из-за растворения основного металла во время сварки. Вдобавок примесные элементы, содержащиеся во флюсе, используемом во время сварки, также могут войти в наплавленный металл в результате реакции между металлом и шлаком и тому подобного. Таким образом, помимо вышеописанных элементов металл внутреннего сварного шва может содержать внедрившиеся в него элементы, которые берутся из основного металла трубы и флюса. Допустимые верхние пределы для типичных элементов, внедренных в металл внутреннего сварного шва, следующие.
Cu: не более 1,0%, Nb, V: не более 0,05% каждый, Са, Mg, Се: не более 0,01% каждый, В: не более 0,0040%.
Если эти внедрившиеся элементы содержатся в металле внутреннего сварного шва в количестве выше вышеописанных верхних пределов, они могут вызвать образование выделений, тем самым снижая пластичность и ударную вязкость внутреннего наплавленного металла.
Химический состав проволоки для сварки предпочтительно выбирают так, чтобы получившийся внутренний наплавленный металл имел химический состав в вышеописанных диапазонах, с учетом эффекта растворения основного металла во время сварки, то есть учитывая химический состав основного металла трубы.
Даже если вышеописанные химические составы основного металла трубы и металла внутреннего сварного шва удовлетворяются, но средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва не равен по меньшей мере 90 мкм, поперечного растрескивания высокопрочной сварной стальной трубы нельзя с уверенностью предотвратить.
ПРИМЕР
Путем контролируемой прокатки и контролируемого охлаждения слябов, которые были изготовлены непрерывной разливкой, было сделано два типа стальных пластин H1 и Н2, имеющих химический состав (в массовых процентах), толщину пластины и предел прочности на разрыв, показанные в таблице 1. Закалка не проводилась. Как показано в таблице 1, стальная пластина H1 имела толщину 16 мм и предел прочности на разрыв 941 МПа, а стальная пластина Н2 имела толщину 20 мм и предел прочности на разрыв 825 МПа.
Таблица 1
Обозначение стальной пластины
Толщина пластины (мм)
Хим. состав стальной пластины (мас.%) (баланс: Fe и примеси)
С
Si
Mn
P
S
Cu
Ni
H1
16
0,06
0,08
1,55
0,006
0,0017
0,29
0,61
Н2 (Н3)
20 (28)
0,06
0,18
1,84
0,005
0,0021
0,31
0,50
Химический состав стальной пластины, продолжение (мас.%)
Предел прочности на разрыв (МПа)
Обозначение стальной пластины
Cr
Мо
V
Nb
Ti
В
0,25
0,39
0,028
0,021
-
0,0010
941
H1
0,03
0,25
-
0,05
0,018
-
825 (803)
Н2 (Н3)
Числа в () указывают значения для стальной пластины Н3
После того, как эти стальные пластины были сформованы в открытые трубы формовкой на UO-прессах (формовка на U-образном прессе с последующим прессованием на O-образном прессе), выполнялся один слой шовной сварки на каждой из внутренней и наружной поверхности открытой трубы, чтобы получить сварную стальную трубу наружным диаметром 36 дюймов (91,4 см).
2
Шовная сварка осуществлялась проведением сначала сварки открытой трубы прихваточным швом путем дуговой сварки с газовой защитой CO и последующей основной сварки с применением внутренней сварочной машины и наружной сварочной машины, в которой первый слой внутренней сварки проводился от внутренней боковой поверхности, и затем проводился второй слой наружной сварки от наружный боковой поверхности. Наплавленный металл, образованный сваркой прихваточным швом, не сохранялся после основной сварки. При основной сварке ни предварительного нагрева, ни нагрева после сварки не проводилось.
Внутренняя шовная сварка осуществлялась дуговой сваркой под флюсом, используя три электрода (DC-AC-AC), а наружная шовная сварка проводилась путем дуговой сварки под флюсом, используя четыре электрода (DC-AC-AC-AC). Подводимая для сварки теплота была такой, как показано в таблице 4.
Для проволоки, применявшейся в качестве сварного материала, готовили твердые проволоки диаметром 4 мм и с химическими составами, показанными в таблице 2. Они применялись в комбинациях, показанных в таблице 4, с электродами для внутренней шовной сварки и наружной шовной сварки, было сделано восемь сварных стальных труб, обозначенных А-Н в таблице 4.
В качестве флюса для сварки использовался высокоосновный плавленый флюс, основные компоненты которого показаны в таблице 3. Методом измерения по глицерину свободно диффундирующего водорода во флюсе согласно стандарту JIS-Z-3118 было найдено, что количество способного к диффузии водорода во флюсе составляет 3,4 мл/100 г (среднечисленное значение по трем образцам). Испытание проводилось с использованием 4 образцов для испытаний и проволоки 1, показанной в таблице 2, в качестве электродной проволоки. До сварки флюс сушили при 250°С в течение по меньшей мере одного часа.
Кроме того, чтобы изучить эффект увеличения подводимой теплоты из-за увеличения толщины пластины тем же способом, что описан выше, была приготовлена стальная пластина Н3 толщиной 28 мм и с тем же химическим составом, что и стальная пластина Н2. Предел прочности на разрыв стальной пластины Н3 составлял 803 МПа.
После того, как эта стальная пластина Н3 была сформована в открытую трубу путем изгиба вальцами, проводилась внутренняя и наружная шовная сварка тем же способом, как описано выше, и была получена сварная стальная труба I с наружным диаметром 36 дюймов. Состав проволоки и подводимая теплота, использованная для шовной сварки, были такими, как показано в таблице 4.
Таблица 2
Проволока №
Химический состав испытуемой проволоки (мас.%) (баланс: Fe и примеси)
С
Si
Mn
P
S
Cu
Ni
Cr
Мо
Ti
1
0,07
0,06
2,58
0,01
0,002
0,02
6,25
0,90
1,47
0,08
2
0,08
0,05
2,65
0,01
0,003
0,01
6,50
2,00
3,50
0,02
3
0,09
0,06
2,53
0,01
0,003
0,10
0,02
1,97
3,52
0,04
Таблица 3
Основные химические составляющие флюса (мас.%)
SiO<sub>2</sub>
MnO
CaO
CaF<sub>2</sub>
MgO
Al<sub>2</sub>O<sub>3</sub>
TiO<sub>2</sub>
BaO
другие
20
3,5
16,5
36,5
5,5
6
4
4
5
Таблица 4
Обозначение стальной трубы
Обозначения стальной пластины
Толщина стальной пластины (мм)
Позиция сварки
Комбинация проволок
Подводимая теплота для сварки (кДж/мм)
А
H1
16
внутренняя
1-2-2
2,5
наружная
1-2-1-2
2,5
В
H1
16
внутренняя
1-3-2
2,5
наружная
1-2-1-2
2,5
С
H1
16
внутренняя
3-2-3
2,5
наружная
1-2-1-2
2,5
D
H1
16
внутренняя
3-3-3
2,5
наружная
1-2-1-2
2,5
Е
H1
16
внутренняя
1-1-1
2,5
наружная
1-1-1-1
2,5
F
H1
16
внутренняя
3-3-3
2,5
наружная
3-3-3-3
2, 5
G
H2
20
внутренняя
1-3-2
3,0
наружная
1-2-1-1
3,0
H
Н2
20
внутренняя
3-2-1
3,0
наружная
1-2-1-1
3,0
I
НЗ
28
внутренняя
3-2-1
4,7
наружная
1-2-1-1
4,7
Результаты анализа по эмиссионной спектроскопии химических составов наплавленных металлов внутреннего шва и наружного шва каждой сварной стальной трубы, которая была сделана, показаны в таблице 5.
Когда после окончания сварки прошло по меньшей мере 48 часов, металл сварного шва каждой сварной стальной трубы проверяли на поперечные трещины ультразвуковой дефектоскопией и обследованием сечения.
Предел прочности на разрыв сварных стальных труб измеряли, отбирая из наплавленного металла каждого из внутреннего шва и наружного шва каждой стальной трубы испытательный образец в виде стержня с диаметром 6 мм и базовой длиной 30 мм и подвергая их испытанию на растяжение при комнатной температуре.
Испытание на удар по Шарпи проводили при -30°С, используя 4 образца для испытаний по Шарпи с V-образным надрезом, которые были взяты из наплавленного металла каждой сварной стальной трубы в центре толщины пластины, так что они имели отношение внутреннего наплавленного металла к наружному наплавленному металлу приблизительно 1:1, и которые были получены, делая разрез в их центре; измерялась энергия, поглощенная во время разрыва (среднечисленная по 3 значениям).
Средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва каждой сварной стальной трубы измеряли вышеописанным способом.
Результаты указанных выше измерений показаны в таблице 6.
Таблица 5
Стальная труба
Позиция сварки
Химический состав внутреннего и наружного наплавленного металла (мас.%) (баланс: Fe и примеси)
С
Si
Mn
P
S
Cu
Ni
Cr
Mo
V
Nb
Ti
В
O
А
внутренняя
0,05
0,15
1,75
0,008
0,002
0,20
2,64
0,71
1,16
0,021
0,012
0,009
0,0012
0,029
наружная
0,05
0,16
1,76
0,008
0,003
0,19
2,73
0,69
1,11
0,020
0,011
0,011
0,0013
0,031
В
внутренняя
0,05
0,15
1,74
0,010
0,002
0,21
1,94
0,71
1,16
0,021
0,012
0,010
0,0013
0,030
наружная
0,05
0,16
1,76
0,009
0,002
0,19
2,69
0,69
1,11
0,020
0,011
0,010
0,0014
0,031
С
внутренняя
0,05
0,15
1,74
0,010
0,002
0,22
1,10
0,88
1,49
0,021
0,012
0,009
0,0013
0,032
наружная
0,05
0,16
1,76
0,009
0,002
0,19
2,65
0,70
1,13
0,020
0,011
0,010
0,0013
0,033
D
внутренняя
0,05
0,15
1,73
0,008
0,003
0,23
0,40
0,88
1,49
0,021
0,012
0,009
0,0012
0,031
наружная
0,05
0,16
1,76
0,008
0,002
0,19
2,62
0,70
1,13
0,020
0,011
0,011
0,0013
0,033
Е
внутренняя
0,04
0,15
1,74
0,010
0,002
0,20
2,59
0,50
0,77
0,021
0,012
0,010
0,0014
0,030
наружная
0,04
0,16
1,75
0,010
0,003
0,19
2,69
0,51
0,79
0.020
0,011
0,011
0,0014
0,032
F
внутренняя
0,05
0,15
1,73
0,008
0,003
0,23
0,58
0,88
1,49
0,021
0,012
0,009
0,0012
0,031
наружная
0,05
0,16
1,73
0,010
0,003
0,23
0,58
0,91
1,55
0,020
0,011
0,009
0,0013
0,031
G
внутренняя
0,06
0,21
1,92
0,009
0,002
0,21
1,91
0,54
1,01
0,004
0,033
0,015
0,0004
0,028
наружная
0,05
0,21
1,93
0,008
0,002
0,20
2,60
0,46
0,91
0,005
0,032
0,016
0,0003
0,031
Н
внутренняя
0,06
0,21
1,92
0,008
0,002
0,22
1,53
0,60
1,17
0,006
0,033
0, 016
0,0003
0,030
наружная
0,05
0,21
1,93
0,008
0,002
0,20
2,59
0,46
0,90
0,007
0,032
0,015
0,0004
0,033
I
внутренняя
0,05
0,20
1,94
0,007
0,003
0,21
1,51
0,62
1,13
0,007
0,033
0,015
0,0003
0,031
наружная
0,05
0,21
1,93
0,008
0,002
0,22
2,60
0,45
0,91
0,006
0,031
0,016
0,0002
0,034
Таблица 6
Обозначение стальной трубы
Средний диаметр бывшего аустенитного зерна во внутреннем наплавленном металле (мкм)
Поперечные трещины
Предел прочности на разрыв наплавленного металла внутреннего и наружного сварного шва (МПа)
Поглощенная энергия в испытании по Шарпи при -30°С (Дж)
А
45
есть
внутренний: 995
108
наружный: 980
В
110
нет
внутренний: 982
102
наружный: 998
С
105
нет
внутренний: 984
99
наружный: 978
D
109
нет
внутренний: 994
106
наружный: 981
Е
51
есть
внутренний: 899
103
наружный: 892
F
111
нет
внутренний: 990
103
наружный: 987
G
51
есть
внутренний: 921
154
наружный: 935
Н
94
нет
внутренний: 961
127
наружный: 941
I
155
нет
внутренний: 951
67
наружный: 927
Как показано в таблице 6, поперечное растрескивание происходило в металле сварного шва в стальных трубах А, Е и G. Поперечные трещины оставались внутри металла внутреннего сварного шва, или они шли из металла внутреннего сварного шва в металл наружного сварного шва. В сварных стальных трубах, в которых происходило это поперечное растрескивание, средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва был малой величиной порядка 50 мкм. Соответственно, полагают, что затвердение не стало отверждением из единственной δ-фазы, и активизировалась сегрегация по границам зерна, что привело к появлению поперечных трещин. В частности, у стальной трубы Е предел прочности на разрыв наплавленного металла заметно уменьшался и был существенно меньше предела прочности на разрыв основного металла трубы.
Наоборот, в остальных стальных трубах, даже если предел прочности на разрыв металла сварного шва, включая внутренний наплавленный металл и наружный наплавленный металл, сохранялся на высоком значении 927-998 МПа, поперечные трещины предотвращались. В этих стальных трубах средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва имел большое значение, по меньшей мере 90 мкм. Полагают, что происходило затвердение из единственной δ-фазы, так что сегрегация по границам зерна уменьшалась, и поперечные трещины предотвращались.
Даже в стальной трубе I, для которой подводимая теплота во время сварки имела большое значение 4,7 Дж из-за большой толщины пластины 28 мм, средний диаметр зерна первичного аустенита в металле внутреннего сварного шва составлял по меньшей мере 90 мкм, так что появление поперечного растрескивания предотвращалось. Однако в этом случае, поскольку средний диаметр зерна первичного аустенита был крупнее 155 мкм, наблюдалось уменьшение ударной вязкости по сравнению с другими испытываемыми стальными трубами.