Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 7, стр. 769-775

ВВЕДЕНИЕ

Малоуглеродистые стали широко используются при производстве труб для магистральных и линейных трубопроводов [1, 2]. Эти стали легированы стойкими карбидообразующими элементами, такими как ванадий, молибден и ниобий, которые влияют на механические свойства как основного металла, так и сварных соединений. Наиболее распространенными разновидностями трубных сталей по сочетанию легирующих элементов являются: Nb–V, Nb–Mo, Nb–V–Mo и Nb–Cr/Ni. Все они имеют низкий уровень углерода и содержат до 0.11% ниобия [3]. Для таких сталей актуальным является изучение влияния легирующих (Mo, Cr, Ni) и микролегирующих (V, Nb, Ti) элементов на микроструктуру и механические свойства сварных соединений и в том числе зону термического влияния (ЗТВ) [4–6]. Однако не всегда удается понять влияние сочетания элементов между собой в процессе сварочного нагрева и охлаждения металла, так как при добавлении определенного элемента, при прочих равных условиях, механические свойства ЗТВ могут изменяться кардинальным образом. Поэтому в работе изучено влияние ванадия и молибдена в малоуглеродистых ниобийсодержащих сталях на микроструктуру и механические свойства зоны перегрева – участка, в котором могут наблюдаться негативные изменения свойств.

МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследования выполнены на двух трубных сталях, одна из которых содержала 0.027% V; 0.06% Nb; 0.24% Mo (далее – комплексно легированная сталь), другая была микролегирована только 0.07% Nb при прочих равных условиях. Базовый химический состав сталей представлен в табл. 1. Содержание серы и фосфора составляло около 0.001 и 0.01% соответственно.

Кинетику фазовых превращений аустенита в зоне перегрева изучали с использованием дилатометрического метода [7]. Применяли закалочный дилатометр марки L78 RITA (Rapid Induction Thermal Analysis). К каждому цилиндрическому образцу размером 3 × 10 мм приваривали хромель-алюмелевые термопары. Образец помещали в камеру дилатометра, где находился кольцевой индуктор токов высокой частоты (ТВЧ), и фиксировали двумя кварцевыми стержнями, один из которых подвижный. Далее происходил нагрев образца до температуры 1300°С. Скорость нагрева была 150°С/с, а скорость охлаждения в интервале температур диффузионного распада аустенита 800–500°С (w_8-5) изменялась в диапазоне от 1 до 160°С/с. Охлаждение металла осуществляли равномерно и регулировали расходом пропускаемого внутри камеры инертного газа (аргона). Дилатометрические кривые для скорости охлаждения 90°С/с представлены на рис. 1. Скорости охлаждения металла соответствуют наиболее распространенным способам сварки: многодуговой автоматической сварке под флюсом, w_8-5 – 2–7°C/c (МДСФ); ручной дуговой сварке и автоматической сварке в защитных газах, w_8-5 – 20–60°C/c (РДС, АДСЗГ); лазерной сварке, w_8-5 – 70–100°C/c (ЛС) [8–10].

Рис. 1.

Термокинетические кривые для стали, комплексно легированной V–Nb–Mo (а) и микролегированной Nb (б), полученные при скорости охлаждения 90°С/с.

Оценку микроструктуры зоны перегрева при скорости охлаждения 20°С/с проводили с помощью просвечивающего электронного микроскопа, определение состава фаз (w_8-5 – 5°С/с) – сканирующего электронного микроскопа после травления в растворе Ле Пера. Определение твердости по Виккерсу (HV_0.5) и ударной вязкости (KCV, от минус 20 до минус 60°С) зоны перегрева проводили по ГОСТ 6996 [11]. Предварительно к центру каждого образца (в месте будущего V- образного надреза) размером 10 × 10 × 55 мм приваривали хромель-алюмелевые термопары. Образец помещали в индуктор ТВЧ и нагревали по такому же термическому циклу сварки (ТЦС), как и при дилатометрическом методе исследования, с тем лишь отличием, что скорости охлаждения изменялись в диапазоне от 1 до 100°С/с. Скорость охлаждения регулировали путем опускания торца образца в воду на различную глубину. Размер аустенитного зерна определяли по ГОСТ 5639 путем нагрева образца на установке ТВЧ до температуры 1300°С и его охлаждения в воде, что обеспечивало полностью мартенситную структуру [12].

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Металл проката обеих сталей в исходном состоянии имеет близкую микроструктуру, состоящую из феррита и ферритно-карбидной смеси различной дисперсности. Содержание ферритной фазы составляет около 70%.

После имитации ТЦС произошло изменение структуры обеих сталей (рис. 2). Ферритная фаза в структуре стали, микролегированной только ниобием, образуется в результате распада аустенита при скоростях охлаждения менее 7°С/с, а в стали с комплексным легированием – менее 4°С/с. Перлитное превращение ограничивается скоростями охлаждения 1–4°С/с, содержание перлита не превышает 15–20% (при w_8-5 – 1°С/с). Наличие в стали молибдена и ванадия приводит к снижению температуры начала ферритного превращения с 720 до 700°С относительно стали содержащей только ниобий.

Рис. 2.

Термокинетические диаграммы распада аустенита в зоне перегрева низкоуглеродистых сталей: комплексно легированная ванадием, ниобием и молибденом (- - -), микролегированная только ниобием (—).

Бейнитное превращение аустенита обеих сталей протекает в широком диапазоне скоростей охлаждения и прекращается в стали с комплексным легированием при 90°С/с, а в стали, микролегированной ниобием, при 130°С/с.

Мартенситная фаза образуется в комплексно легированной стали при скорости охлаждения около 20°С/с и температуре 480°С. В стали, микролегированной ниобием, температура начала мартенситного превращения составляет 500°С при скорости охлаждения 25°С/с. Как видно, добавки ванадия и молибдена способствуют повышению устойчивости аустенита к распаду как в бейнитной, так и мартенситной областях превращения и сдвигу их к меньшим скоростям охлаждения.

Наличие в стали ванадия и молибдена, вследствие повышения устойчивости аустенита к распаду во всех областях, привело к увеличению средних значений твердости [13] металла во всем диапазоне скоростей охлаждения примерно на 10 HV (рис. 2).

Изменение структурного состава, твердости и ударной вязкости (KCV^–20) зоны перегрева в зависимости от скорости охлаждения металла представлено на рис. 3а, 3б.

Рис. 3.

Изменение структурного состава, твердости и ударной вязкости (KCV^–20) металла зоны перегрева стали, комплексно легированной V–Nb–Mo, (а) и стали, микролегированной Nb, (б) в зависимости от скорости охлаждения.

С увеличением скорости охлаждения и уменьшением количества ферритной фазы в структуре ударная вязкость и твердость в зоне перегрева начинают расти.

Анализ кривых изменения твердости в зависимости от скорости охлаждения показывает, что в диапазоне от 1 до 5°С/с твердость металла зоны перегрева практически не увеличивается. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения, которая способствует прекращению выделения ферритной фазы и перлитной составляющей структуры, приводит к повышению интенсивности возрастания твердости особенно в области образования полностью бейнитной структуры. Это тенденция сохраняется вплоть до появления в структуре 50–60% мартенситной фазы. При формировании полностью мартенситной структуры твердость металла составляет ≈350 HV.

Анализ кривых изменения ударной вязкости металла зоны перегрева при формировании различного структурно-фазового состава показывает, что с уменьшением ферритной и перлитной составляющих структуры ударная вязкость увеличивается и достигает наибольшего значения в комплексно легированной стали и стали, микролегированной ниобием, при скоростях охлаждения 20 и 15°С/с соответственно. Именно при данных скоростях охлаждения в металле зоны перегрева сталей, содержащих V–Nb–Mo или только Nb, формируется бейнит реечной морфологии (длина реек 10–15 мкм, ширина 0.5–3 мкм), рис. 4, что приводит к повышению значений ударной вязкости металла. Появление мартенситной фазы в структуре способствует уменьшению ударной вязкости в зоне перегрева обеих сталей. Эта тенденция прослеживается и при оценке влияния температуры испытания на изменение значений ударной вязкости (рис. 5).

Рис. 4.

Бейнит реечной морфологии в металле зоны перегрева стали, легированной V–Nb–Mo, образовавшийся при скорости охлаждения 20°С/с.

Рис. 5.

Изменение ударной вязкости в зависимости от температуры испытания (указана на кривых) и скорости охлаждения металла зоны перегрева стали, комплексно легированной V–Nb–Mo, (а) и стали, микролегированной Nb, (б).

На рис. 5 показано изменение ударной вязкости в зависимости от температуры испытания и скорости охлаждения металла зоны перегрева. Максимальные значения ударной вязкости металла зоны перегрева стали, микролегированной ниобием, в 1.7–2.0 раза превышают соответствующие показатели зоны перегрева комплексно легированной стали. В связи с отсутствием нормативных значений ударной вязкости зоны перегрева при использовании имитационных методов исследования в статье в качестве нормативного критерия принята величина рекомендованная стандартом [14] (не менее 63 Дж/см²).

Как видно из рис. 5а, в комплексно легированной стали значения ударной вязкости при температурах испытания минус 40 и минус 60°С находятся ниже допустимого уровня во всем диапазоне скоростей охлаждения металла. При температуре минус 20°С нормативные значения ударной вязкости достигаются при скоростях охлаждения от 5 до 90°С/с, что в определенной степени охватывает весь диапазон характерный для рассматриваемых способов сварки (МДСФ, РДС, АДСЗГ, ЛС). В стали, микролегированной только ниобием (рис. 6б) значения ударной вязкости при температуре минус 60°С также находятся ниже нормативного уровня. При минус 40 и минус 20°С значения KCV ≥ 63 Дж/см² обеспечиваются при скоростях охлаждения металла зоны перегрева в диапазоне от 5.5 до 45°С/с и от 3 до ≥ 100°С/с соответственно.

Рис. 6.

Фазы на границах и в аустенитных зернах зоны перегрева стали, легированной V–Nb–Mo, (а) и стали, микролегированной Nb, (б) (w_охл – 5°С/с).

Оценка размера зерна аустенита в зоне перегрева обеих сталей показала, что существенных отличий не наблюдается. В среднем размер зерна аустенита составлял 50–60 мкм. Схожий размер зерна аустенита в исследованных сталях объясняется примерно одинаковым содержанием титана и азота, образующих частицы TiN, которые начинают растворяться при температуре более 1250°С [15–17]. Карбонитриды Nb растворяются при более низких температурах (1150°С) [16, 18], что даже при кратковременном сварочном нагреве не приводит к торможению роста зерна. Mo₂C переходит в твердый раствор при температуре менее 700°С [16], а VC и VN при температуре около 1100°С [4, 19]. Экспериментальные данные, приведенные в статье [20], показывают влияние содержания молибдена при прочих равных условиях на размер зерна аустенита. Так, при его содержании в сталях примерно 0.009 и 0.03% размер зерна аустенита в зоне перегрева составляет 76–83 и 120–150 мкм соответственно. В работах [16, 21, 22] при исследовании сталей с близким к композиции легирования V–Mo–Nb химическим составом был получен схожий размер зерна аустенита (до 60 мкм).

Также стоит отметить различные мнения о влиянии содержания молибдена и ванадия при прочих равных условиях на ударную вязкость сварных соединений (зоны перегрева). Так, повышение содержания ванадия [4] в стали приводит к понижению значений ударной вязкости зоны перегрева из-за увеличения размера мартенситно-аустенитных фаз (МА-фаз). В работах [20, 17 ] установлено положительное влияние содержания молибдена на повышение величины параметра CTOD и ударную вязкость сварных соединений за счет формирования бейнита благоприятной морфологии. Однако в работе [23] экспериментально показано, что повышение содержания молибдена в стали приводит к понижению значений ударной вязкости сварных соединений.

Также было обнаружено, что в стали с комплексным легированием в металле зоны перегрева (w_охл – 5°С/с) количество МА-фаз, в том числе на границах аустенитных зерен, существенно выше, чем в стали, содержащей только ниобий (рис. 6). Согласно литературным данным [4, 16, 24], в сталях с близким химическим составом при сварке также формируются МА-фазы. В исследованных сталях размер МА-фаз составляет до 7 мкм, при этом в стали, содержащей только ниобий, встречаются единичные области размером около 10 мкм. Таким образом, МА-фазы (большее их содержание в комплексно легированной стали), расположенные на границах и в аустенитных зернах, приводят к более низким значениям ударной вязкости металла зоны перегрева стали с комплексным легированием по сравнению со сталью, микролегированной только Nb.

На основании оценки влияния композиции легирования стали на формирование структурно-фазового состава и механических свойств металла зоны перегрева показано, что наиболее предпочтительным является использование стали, микролегированной только ниобием.

ВЫВОДЫ

Наличие в ниобийсодержащей стали ванадия и молибдена приводит к повышению устойчивости аустенита к распаду в металле зоны перегрева, по сравнению со сталью, микролегированной только ниобием, и формированию структурно-фазового состава, характеризующегося большим количеством высокодисперсного бейнита, мартенсита и МА-фаз.

Более высокая загрязненность границ аустенитных зерен зоны перегрева выделениями МА-фаз в комплексно легированной стали, а также большее количество мартенсита в структурно-фазовом составе оказывает негативное влияние на сопротивление стали хрупкому разрушению во всем диапазоне исследованных скоростей охлаждения.