Cercetarea Si Fabricarea Otelurilor

=== finalx ===

CAPITOLUL I

STADIUL ACTUAL AL CERCETĂRII ȘI FABRICĂRII OȚELURILOR UTILIZATE ÎN INDUSTRIA PETROLIERĂ

Generalități

Conductele constituie mijlocul cel mai economic de transport, în cantități mari, al gazelor și lichidelor.

Punctul de plecare în construcția conductelor a fost un oțel de tip X52, tendința fiind de realizare a unor conducte cu diametre, grosimi de perete și limite de curgere tot mai mari.

Oțelurile pentru conductele de transportat petrol și gaze din îndepărtatele regiuni nordice, unde sunt temperaturi obișnuite de până la –65oC, trebuie să corespundă riguros prescripțiilor de calitate, pentru garantarea siguranțai parcursului și protejarea mediului înconjurător.

În primii ani ai decenului ’60, fabricanții de conducte au oferit conducte de mare diametru, cu grosimi până la max.12,5mm, din oțel de tip API5L52, cu limite minimă de curgere 360Mpa (cca 36 Kgf/mm2).

În prezent se construiesc și se utilizează conducte din oțeluri cu valori ridicate ale limitei de curgere minime garantate, 480Mpa (cca 49Kgf/mm2 și chiar mai mare), API5L70, cu diametre între 760-1220mm.

Presiunile înalte de funcționare, până la 11.5Mpa a conductelor din Arctica, necesită produse cu pereții groși, până la 25mm, iar proiectele viitoare preconizează, în special pentru adâncimile submarine, conducte cu pereții până la 40mm grosime.

În privința tenacității, proiectanții de astfel de conducte impun condiții sevsre, care în principal implică:

– temperatura de tranziție ductil-fragil situată sub temperatura de funcționare a conductei;

– valori ale energiei Charpy, la temperatura de funcționare, care să garanteze nu numai o comportare ductilă, ci și evitarea propagării rapide a unei ruperi ductile.

Drept urmare a unui program care simulează condițiile de lucru din regulile arctice, lansat de American Gas Association (AGA), este stabilită o relație empirică între:

– energia minimă Charpy (determinată de epruvete cu crestătura în V) necesară pentru oprirea propagării unei ruperi ductile;

condițiile de funcționare ale conductei, respectiv solicitarea conductei;

geometria conductei.

Necesitatea realizării unor conducte de înaltă productivitate (presiuni mari de lucru), care să lucreze la temperaturi joase, până la –65oC, a impus utilizarea unor oțeluri cu limită de curgere tot mai ridicată: 70, 80, la construcția unor conducte cu diametre și grosimi de perete tot mai mari, fapt ce impune prescripții de tenacitate tot mai severe.

Un alt aspect care trebuie luat în considerare în legătură cu alegerea și fabricația oțelurilor pentru conducte este cel privind compoziție chimică în dependență cu sudabilitatea materialului metalic.

Dat fiind condițiile în care se sudează conductele, cel mai adesea pe teren, manual cu arc electric, se impun restricții sevre privind compoziția chimică a oțelurilor (valoarea conținutului în carbon echivalent) în relație cu energia de sudare, grosimea peretului de conductă și temperatura de preîncălzire (fig. 1).

%

Rezultă deci că tendința proiectanților este de a utiliza conducte:

din oțeluri cu rezistențe tot mai ridicate, 460Mpa;

cu diametre tot mai mari, până la 1420mm;

cu grosimi de perete din ce în ce mai mari, 25mm și chiar mai mari.

De asemenea, conductele trebuie să funcționeze în condiții din ce în ce mai severe (temperaturi coborâte, -65oC, presiuni mari, 11,5MPa), deoarece trebuie să satisfacă, concomitent, deziderate sporite privind:

– garanțiile de tenacitate la temperaturi coborâte (temperatura de tranziție ductil-fragil sub temperatura de lucru și valori ale energiei Charpy, care să garanteze stoparea propagării ruperilor ductile);

– conținutul în carbon echivalent (la valori egale sau chiar mai mici, comparativ cu conductele cu diametru mai mic și pereți mai subțiri din oțeluri cu limită de curgere mai coborâtă).

Aceste prescripții se traduc, la producătorul de tablă groasă, prin preocupări de realizare a unor oțeluri cu performanțe tot mai ridicate, în condițiile unor tehnologii din ce în ce mai riguroase și perfecționate.

Cercetări relativ recente au stabilit că tablele groase au aceleași performanțe dpdv al caracteristicilor mecanice și tehnologice se comportă diferențiat la operațiile impuse de realizarea conductei fapt ce a necesitat preocupări suplimentare privind alegerea compoziției chimice a oțelurilor. Acest fenomen este cunoscut în literatura de specialitate cel mai adesea sub denumirea de “susceptibilitate la efectul Bouschinger” și constituie un criteriu distinct de caracterizare a oțelurilor destinate construcției de conducte cu diametru mare.

Fabricarea conductelor. Efectul Bauschinger

Spre deosebire de alte aplicații, proprietățile de rezistență și tenacitate ale oțelurilor destinate fabricației de conducte cu diametru mare sunt determinate pe conductă în stare de deformare la rece.

Toate conductele, formate prin procedeul U, O sau în spirală, presupun, pentru trecerea de la tablă la conductă, operații de deformare la rece.

Cum încercările mecanice de caracterizare a proprietăților oțelurilor se realizează pe probe prelevate din conductă, acest fapt impun operații de aplatizare înaintea încercării, deci prelucrări la rece suplimentare.

Deformarea totală la rece constă, din integrarea deformărilor de mărimi variabile, de la zero la un maxim, a întinderilor și compresiunilor, de la axa neutră spre suprafața tablei, deformarea totală a unei probe de conductă înaintea încercării fiind (fig.2):

t=

unde : t- deformarea totală

c- deformarea prin compresiune

t- deformarea prin întindere

Rezultă că fibra interioară a conductelor formate în U sau O este supusă, în timpul formării, expandării și funcționării, la tensiuni de sens contrar (compresiune urmată de întindere), iar fibra exterioară, numai la tensiunea de întindere.

În timpul aplatizării (fig.1) impusă de încercarea de tracțiune, se introduc tensiuni de întindere în fibra interioară și de compresiune în fibra exterioară. Rezultă deci că secțiunea conductelor (fibra exterioară) este supusă, înaintea încercării la tracțiune, la o inversare a sensului tensiunilor.

Fig.2

Deformarea

la rece a tablei Tablă

impusă de fabricarea

și incercările mec.

ale conducte Conductă

c1

t1

Conductă expandată

t2

t3

c2 Conductă aplatizată

Bauschinger a arătat că, atunci când materialele metalice sunt supuse unor tensiuni de compresiune urmate de întindere sau viceversa, limita elestică, în timpul deformării în sens invers, este mai redusă comparativ cu cazul în care materialul nu a fost supus unei tensiuni prealabile de sens contrar.

Studiile cu privire la influența factorilor structurali asupra completitudinii efectului Bauschinger au arătat că:

– mărimea granulației nu are nici un efect sau are un efect extrem de mic;

– precipitatele constituie bariere pentru dislocații (în timpul deformării), creează aglomerări de dislocații și tensiuni de sens contrar solicitării exterioare, respectiv la inversarea sensului solicitării exterioare acestea contribuie la micșorarea valorii limite de curgere, la înmuierea materialului metalic, deci la creșterea susceptibilității față de efectul Bauschinger;

– creșterea fracției volumetrice a precipitatului, respectiv, pentru o fracție volumetrică constantă, descreșterea dimensiunii particulei de precipitat duce la creșterea ampitudinii efectului Bauschinger.

Limita de curgere a oșțelurilor cu conținut scăzut de carbon ferito-perlitice este dată de o serie de factori incluși în ecuația de tipul:

RY=R1+RS+RP+Rd+Rt+KY*d-1/2

unde: RY – limita de curgere în direcție transversală

R1 – tensiunea de forfecare a rețelei feritei

RS – rezistența soluției solide

RP – rezistența ca urmare a durificării prin precipitare

Rd –rezistența, ca urmare a blocării dislocate

Rt – rezistența, ca urmare a texturării structurii

KY- constantă

d – dimensiunea grăuntelui.

Finirasa granulației oțelurilor ferito-perlitice fără precipitate conduce la creșterea valorii limitei de curgere, fără a influența raportul dintre rezistența tablei și rezistența conductei (fig. 3a).

Conductă Conductă Structură ferito-perlitică fără

precipitare, granulație mare

Structură ferito-perlitică fără

precipitare, granulație fină

Precipitarea este foarte eficientă pentru creșterea valorilor de rezistenței a tablei, efectul acestuia fiind mai mic în cazul conductelor (în cazul aplicării unor tensiuni de sens invers), ceea ce înseamnă că, la formarea conductei, limita de curgere a conductei este mai mică decât a tablei (fig. 3b).

Structură ferito-perlitică cu

precipitate

Structurile care conțin insule de fază dură, martensită, alături de ferită, în timpul deformărilor succesive impuse de formarea, expansiunea conductei și aplatizarea probei, induc un coeficient ridicat de ecruisare, care anihilează efectul dislocațiilor și duc, în cazul unor tensiuni de sens contrar, la mișcarea efectului Bauschinger, ceea ce înseamnă că la trecerea de la tablă la conductă nu se pierde deloc sau se pierde puțin din valoarea proprietăților de rezistență (fig.3c).

Asemenea oțeluri au totuși o curbă tensiune-deformație de tip discontinuu.

Structură ferito-perlitică cu

precipitate și insule de martensită

și baimită

Creșterea fracției volumetrice a fazei dure de martesită duce la obținerea unor curbe tensiune-deformare de tip continuu, ceea ce înseamnă că obținerea conductei se face nu cu pierderi, ci cu valori superioare ale caracteristicilor de tracțiune (fig. 3d).

Structură de ferită și martensită

Rezultă că, dpdv al aspectului curbelor tensiune-deformație, oțelurile de înaltă rezistență utilizate în construcția conductelor pot fi clasificate în cinci tipuri:

oțeluri ferito-perlitice cu granulație fină, prezentând curbe tensiune-deformație, cu aspect discontinuu și coeficient de ecruisare normal;

oțeluri ferito-perlitice cu granulație fină durificate prin precipitare, prezentând curbe tensiune-deformație cu aspect discontinuu, cu caracteristici scăzute de ecruisare;

oțeluri ferito-perlitice durificate prin precipitare, conținând martensită/bainită și prezentând curbe tensiune-deformație, cu aspect discontinuu, cu caracteristici ridicate de ecruisare;

oțeluri ferito-martensitice/bainitice, prezentând curbe tensiune-deformație cu aspect continuu.

Oțeluri ferito-perlitice, deformate avansat la rece, prezentând curbe tensiune-deformație cu aspect continuu.

În privința tenacității, datele de literatură apreciază că deformația la rece, impusă de confecționarea conductei și efectuarea încercărilor mecanice, reduce tenacitatea oțelului, respectiv temperatura de tranziție a conductei este, de regulă, cu 5-10oC mai mare decât în cazul determinărilor pe tablă, fără a fi precizată influenței structurii sau a compoziției chimice asupra amplitudinii acestui fenomen.

1.3.Compoziția chimică a oțelurilor destinate realizării de conducte cu

diametru mare

Evoluția oțelurilor pentru construcția de conducte cu diametru mare.

Conductele cu diametru mare au început să fie construite în jurul anilor 1950. În majoritatea cazurilor, în special în Europa, ele au fost realizate din oțeluri în stare normalizată. În acest fel au fost obținute conducte cu grosimi ale pereților de până la 20mm, cu limita de curgere de la 415 la 450N/mm2, din oțeluri a căror compoziție chimică tipică este prezentată în tabelul de mai jos.

Compoziția chimică (%) și proprietățile oțelurilor 60 cu V și N, normalizate. Tablă cu grosimi de 16mm.

Proprietățile tablei:

limita de curgere, N/mm2 –448

rezistența la tracțiune, N/mm2 –570-650

energia Charpy V la –30oC, J –70.

Proprietățile țevii:

limita de curgere este cu 20N/mm2 mai scăzută decât cea a tablei.

O modificare radicală a compoziției chimice a oțelurilor pentru conducte a fost realizată în jurul anilor 70, când oțelurile în stare laminată controlat au înlocuit rapid pe cele în stare normalizată, respectiv laminată convențional la cald.

Deoarece prin leminare controlată se realizează un spor la proprietățile de rezistență, conținutul de C al acestor oțeluri este mai redus, ele având o sudabilitate mai bună.

Aceste oțeluri conțin cca 0.03% niobiu, element care asigură obținerea unei granulații feritice fine și îmbunătățirea proprietății de trenacitate.

Din aceste oțeluri se realizează în Europa, Japonia și S.U.A, conducte cu grosimea peretelui de cca. 15mm, din oțeluri cu granulație fină, cu valori ale limitei de curgere de cca. 450N/mm2, în stare laminată controlat.

Proprietățile caracteristice ale țevilor din oțel 60 cu Nb și din oțel 65 cu V-Nb, cu grosimea de 12-14 și 16mm, executate din tablă laminată prin procedeul U și O.

Oțelul

Proprietățile tablei Nb V-Nb

Limita de curgere, N/mm2 455(min) 518

Rezistența de tracțiune, N/mm2 _ 626

Energia Charpy V la 0oC, J _ 54

Proprietățile țevii

Limita de curgere 420-460 485

Rezistența la tracțiune, N/mm2 550-610 635

Energia Charpy V la 0oC, J 79 52

Pentru conductele cu grosimi ale pereților mai mari sau pentru conductele care impun valori ale rezistenței mai ridicate, sunt utilizate adaosuri de 0,03-0,10% vanadiu, fiind în acest fel realizate table cu grosimi ale peretelui de cca. 20mm și cu valori ale limitei de curgere de peste 500N/mm2, în stare laminată controlat.

Pierderile relativ mari la proprietăți de rezistență la trecerea de la tablă la conductă, în cazul oțelurilor ferito.perlitice conținând Nb și V, au fost compensate prin alierea lor cu cca. 0,3% Cr, fiind realizate în acest fel conducte cu valori ale limitei de curgere de cca. 480N/mm2, având grosimi ale peretelui de până la 17mm.

Compoziția chimică și proprietățile țevilor din oțel 70, cu V și

Nb, cu grosimea peretelui de 19mm și diametrul de 1420mm,

executate prin procedeul U și O.

Corpul țevii

Limita de curgere, N/mm2 524

Rezistența la tracțiune, N/mm2 639

Energia Charpy V la –20oC, J 113

Temperatura de tranziție pentru 116

50% suprafață ductilă, oC

Temperatura de tranziție pentru 85% 41

Suprafață ductilă, oC

Sleburile au fost încălzite la temperatura de 1050oC și laminate cu un grad de reducere de 75% în intervalul de temperatură 800-690oC.

Analiza chimică și proprietățile oțelului cu Cr și V, pentru conductele cu grosimea peretelui de 17-20mm.

Experiența în producerea conductelor a arătat că, atunci când sunt necesare conducte cu valori ale limitei de curgere mai mari de 450N/mm2 și grosimi ale peretelui mai mari de 17mm, oțelurile ferito-perlitice, conținând Nb și V în stare laminată controlat, nu asigură performanțele necesare.

În acest scop intră în considerație 2 tipuri de oțeluri:

oțeluri ferito-perlitice cu V și Nb laminate la temperatura de sfârșit de laminare foarte coborâte, 690-700oC (oțeluri prelucrate la rece9;

oțeluri cu granulație fină conținând insule de faze dure, martensitică (oțeluri cu ferită aciculară) conținând proporții ridicate de Mn (până la 2,2%) Mo 0,2-0,5%, Nb 0,03-0,06% și uneori adaosuri de 0,03-0,10%V și altele ce nu depășesc 0,3% de Ni, Cu sau Cr.

Aceste oțeluri permit realizarea unor conducte cu diametrul de până la 1420mm, cu grosimea peretelui de cca 25mm și valori ale limitei de curgere de peste 550N/mm2.

În prezent, ca o alternativă la aceste 2 tipuri de oțeluri, se întreprind cercetări pentru realizarea unor oțeluri cu performanțe similare, conținând 0,4-0,5%V

Pentru realizarea conductelor cu diametru mare, de tip 70, se utilizează următoarele tipuri de oțeluri:

cu ferită poligonală, în stare laminată controlat la temperatura de sfârșit de laminare foarte coborâtă;

cu ferită aciculară conținând un procent ridicat de Mn, Mo și Nb;

cu structură ferito-perlitică cu conținut redus de perlită, de tipul Mo-Nb (V).

1.4. Influența elementelor de aliere din compoziția chimică a oțelurilor

destinate realizării de conducte cu diametru mare

Conținutul în C echivalent al oțelurilor sudabile, deci și al oțelurilor pentru conducte sudate pe generatoare, este calculat, cel mai adesea, cu formula:

CE=C+

și este limitat, pentru conductele de tip 70 cu diametrul de 1420mm și grosimea peretelui de 23,2mm, la valoarea de 0,44%. Pentru conductele de performanțe mai reduse sau de dimensiuni mai mici, conținutul în C echivalent maxim admis este redus în mod corespunzător.

Din analiza formulei rezultă că elementele cu ponderea cea mai mare și cu influența cea mai nocivă asupra sudabilității este C.

Conținutul în C al oțelurilor pentru conducte a fost micșorat treptat de la un maxim de 0,28 la 0,20%, pentru ca, în anul 1975 la Conferința oțelurilor microaliate de la Washington, producătorii de oțeluri pentru conducte să raporteze, indiferent de microstructura oțelului, conținuturi în C de maximum 0,12%.

:

Compoziția chimică pentru oțelurile destinate conductelor cu diametrul mare, fabricate în câteva uzine

x) grosime maximă

+ plus 0,028% azot

În cazul oțelurilor cu structură de ferită aciculară C este extrem de nociv, motiv pentru care este limitat la maximum 0,10% și se găsește de regulă în cantități ce nu depășesc 0,06%.

Niobil, utilizat ca element de microaliere, îmbunătățește caracteristicile fizico-mecanice ale oțelului, prin 3 mecanisme:

Finisează granulația austenitică și respectiv feritică, ca urmare a faptului că întârzie recristalizarea și creșterea grăuntelui de austenită, în timpul laminării la cald;

Are un efect de mărire a contabilității, micșorând în acest fel tendința de formare a structurilor cu ferită poligonală;

Crește rezistența oțelului ca urmare a formării de precipitate de tipul carburilor sau carbonitrurilor, în timpul răcirii de după laminare sau în timpul tratamentelor termice de revenire (detensionare).

Vanadiul nu este recomandat a fi utilizat în oțelurile cu ferită aciculară, datorită efectului său de călibilitate negativ; cu alte cuvinte, favorizează formarea feritei poligonale.

În proporție de 0,05%-0,10% se folosește alături de Nb în oțelurile cu un conținut redus de perlită, de tipul Mo-Nb (V), și în cele cu ferită poligonală în stare laminată controlat, cu temperatură de sfârșit de laminare foarte coborâte.

Cercetări mai recente stabilesc că, la conținuturi mai ridicate, de cca. 0,45%, V are efect favorabil asupra călibilității, constatare care stă la baza realizării unor noi mărci de oțeluri pentru conducte, de tipul 70, au diametru mare și pereți groși.

Molibdenul este element chimic care mărește călibilitatea oțelului, accelerează formarea feritei aciculare și inhibă formarea perlitei și feritei poligonale.

Efectul molibdenului asupra caracteristicilor de rezistență a oțelului este prezentat în figura de mai jos, respectiv el este inclus, cu pondere mare, în ecuațiile de regresie care stabilesc dependența caracteristicilor de tracțiune de compoziție chimică a acestor oțeluri.

RC(MPa)=278+(%Mn)+573(%Nb)+289(%Si)+114(%Mo)+18(%Cu).

R(MPa)= 259+149(Mn)+988(%Nb)+522(%Si)+291(%Cr)+1075(%Sn)

Temperatura de sfârșit de laminare [0F]

Temperatura de sfârșit de laminare [0C]

Efectul temperaturii de sfârșit de laminare și a conținutului în Mo asupra rezistenței tablelor din oțel Mn-Mo-Nb în stare revenită.

Aceste ecuații trebuie privite cu o oarecare circumspecție, întrucât Mo apare ca factor de influență numai în ecuații de dependență a limitei de curgere și este puțin probabil ca el să manifeste o influență zero asupra rezistenței la rupere.

Un alt efect avantajos al Mo rezultă din faptul că el scade viteza de precipitare a carbonitrurilor de Nb (C,N) în austenită. Ca rezultat, o cantitate mai mare de Nb rămâne dizolvată în austenită și va precipita în ferită, după transferul de fază – la răcire, amplificând efectul de durificare prin precipitare.

Manganul, asemănător Mo, are o funcție dublă;

de reducere a temperaturii de transformare la răcire, determinând formarea structurii de ferită aciculară;

de micșorare a tendinței de precipitare a Nb (C,N) în austenită, ca urmare a creșterii produsului de solubilitate.

Siliciul accelerează formarea feritei poligonale, motiv pentru care, în oțelurile cu ferită aciculară, este limitat de maximum 0,30%. De asemenea, Si micșorează produsul de solubilitate a Nb (C,N) în austenită, determinând precipitarea acestuia în austenită, fapt ce reduce efectul de durificare prin precipitare a Nb.

Azotul în cantități variabile afectează solubilitatea elementelor de microaliere, Nb (C,N); V(C,N), în austenită, prin modificarea raportului C/N.

Solubilitatea în austenită a Nb (C,N) și V (C,N) se micșorează odată cu creșterea tendinței de precipitare în austenită și la micșorarea efectului de durificare prin precipitare în ferită.

Alte elemente de aliere, cum ar fi Cu, Cr și Ni, în cantități mici, de cca.0,3%, măresc rezistența oțelului prin fenomenul de durificare a soluției solide și finisează granulația ca rezultat al micșorării temperaturii de transformare.

Sulful are o influență extrem de nocivă asupra caracteristicilor de tenacitate, în special pe direcția transversală în raport cu direcția de laminare.

Procedeul de laminare a conținutului de sulf din oțel, concomitent cu modificarea formei incluziunilor de S, va fi tratat la analiza tehnologiilor de elaborare a oțelurilor de acest tip.

1.5. Microstructura oțelurilor cu ferită aciculară

Compoziția chimică %

C Mn Si Mo Cu Nb N Al S P

0.060 1,80 0,15 0,31 0,20 0,10 0,01 0.01 0,004 0,006

Grosimea tablei : 13mm

Starea : laminată

Microstructura oțelurilor cu ferită aciculară, Mn-Mo-Nb, constă dintr-o masă de bază de ferită aciculară cu cantități mici de cementită și insule de martensită.

Ferita aciculară se formează la răcirea continuă la o temperatură puțin mai ridicată decât domeniul de transformare al bainitei superioare.

Ferita aciculară se deosebește de ferita bainitică în ceea ce privește rețeaua limitelor anterioare ale grăunților de austenită. Această rețea se găsește în structura feritei bainitice, comparativ cu structura feritei aciculare, când ea a dispărut. Acest aspect microstructural conferă structurilor cu ferită aciculară proprietăți de tenacitate superioare.

CAPITOLUL II

OȚELURI PENTRU CONSTRUCȚII ȘI STRUCTURI SUDATE

2.1 Mărci de oțel și produse

2.1.1. Caracteristici cerute oțelurilor pentru construcții și structuri sudate

Oțelurile pentru construcții și structuri sudate sunt oțelurile carbon și slab aliate destinate realizării prin procedee tehnologice de mare productivitate de structuri metalice satisfăcând condiții de rezistență sau condiții de existență și etanșeitate. Principalele caracteristici de utilizare ale acestor oțeluri sunt:

Caracteristicile mecanice de rezistență-limita de curgere și rezistența la rupere- în funcție de care se definesc mărcile de oțel și se stabilesc tensiuni admisibile de calcul ale construcțiilor și structurilor sudate. În legătură cu acestea sunt și alte caracteristici ca de exemplu: rezistența la oboseală, rezistența la uzură etc.

Caracteristicile de sudabilitate, considerate atât în ce privește aspectul tehnologic al facilității în execuție, cât și cel al siguranței față de ruperea fragilă prin gruparea produselor în clase de calitate

De obicei, în categoria caracteristicilor tehnologice sunt incluse și caracteristicile de rezistență la acțiunea agenților chimici exteriori, atât de diverși ca natură, concentrație și mod de interacțiune cu metalul.

În funcție de specificul condițiilor de utilizare și în corelație cu acestea, în funcție de caracteristicile garantate de produsul finit, oțelurile pentru construcții și structuri sudate se grupează în următoarele categorii:

oțeluri cu destinație generală;

oțeluri pentru aparate și recipiente sub presiune;

oțeluri pentru construcții navale și platforme marine.

Departajarea între aceste categorii rezultă din diferențele de cerințe atât în ceea ce privește caracteristicile de utilizare, cât și regulile de verificare a calității. Toate caracteristicile produselor din oțeluri pentru construcții și structuri sudate sunt fundamentate în prezent prin norme de material și norme de încercare standardizat.

2.1.2. Categorii de oțeluri pentru construcții și structuri sudate

Oțeluri cu destinație generală

Această categorie cuprinde o gamă largă de oțeluri, cu caracteristici de utilizare diferențiate pentru a răspunde cerințelor din cele mai diverse domenii de utilizare: structuri metalice sau din beton armat pentru construcții civile, industriale, agrozootehnice, poduri, turle și masturi pentru foraj, instalații de ridicat și transportat, material rulant și rutier, stâlpi și piloni etc.

Principalele mărci de oțel și tipurile de produse pentru construcții și structuri sudate destinate industriei petroliere sunt:

Compoziția chimică a principalelor mărci de oțel pentru construcții și structuri sudate utilizate în industria petrolieră

Oțelurile de uz general sunt oțeluri carbon și slab aliate livrate în stare laminată sau laminată controlat într-o gamă largă de produse, avantajoase în utilizări fără condiții tehnice speciale. Limita de curgere a acestor oțeluri este de 240…360N/mm2, iar tenacitatea este garantată la temperatura până la +20oC.

Oțelurile cu granulație fină sunt realizate în condiții tehnologice controlate pentru obținerea unei structuri ferito-perlitice fine, caracterizată prin valori ridicate ale limitei de curgere (până la 470N/mm2) și garanții de tenacitate până la –50oC. produsele plate și profilate din aceste oțeluri, livrate în stare laminată controlat sau normalizată, sunt destinate execuției de structuri de rezistență suple, cu capacitate portantă mare raportată la greutatea proprie a construcției.

2.2. CARACTERISTICI DE UTILIZARE

2.2.1. Oțeluri de uz general

Caracteristicile de utilizare ale acestor și, în principal, limita de curgere (aparentă ReH sau tehnică RP0,2) și tenacitate sunt influențate de un complex de factori care include: compoziția chimică și practica de dezoxidare la laminare, grosimea produsului.

Caracteristici mecanice la tracțiune ale oțelurilor de uz general: (e-grosimea de produs).

Referitor la caracteristicile mecanice la tracțiune prezentate, se menționează următoarele:

1) Conținutul de carbon prin influența asupra proporției perlită/ferită și, în măsură mai mică, conținutul de mangan prin efectul de aliere a feritei reprezintă principalii factori de control pentru realizarea caracteristicilor de rezistență garantate la fiecare marcă de oțel.

În figura de mai jos se ilustrează pentru produsele laminate la cald cu grosime până la 16mm legătura între valorile minime ale limitei de curgere și indicele de carbon echivalent calculat pentru efectul cumulat al carbonului și manganului.

Ce=C+Mn/6 [%]

Variația limitei de curgere cu indicele

de C echivalent la produsele laminate

la cald din oțeluri de uz general

Modificările de structură care asigură creșterea caracter, de rezistență au un efect opus asupra caracterului de plasticitate. În figura de mai jos se arată pentru aceeași grupă de produse legătura între valorile minime garantate ale limitei de curgere și ale alungirii la rupere.

2) Majoritatea produselor din oțel de uz general se livrează în starea laminată la cald. O dată cu creșterea grosimii produsului, ca urmare a creșterii temperaturii de sfârșit de laminare și scăderii vitezei de răcire, la aceeași compoziție chimică, produsele de grosime mare au caracteristici de rezistență mai scăzute decât cele de grosime mică. În figura de mai jos se prezintă variația limitei de curgere cu grosimea produsului pentru mărcile de oțel de uz general.

3) Produsele de grosime mică, de obicei sub 3mm, se realizează prin operații finale de laminare sau tragere la rece. Efectul de ecruisare a materialului în cursul acestor operații este proporțional cu gradul de deformare plastică (fig. De mai jos) și poate determina creșteri semnificative ale caracteristicilor de rezistență, respectiv, micșorări ale caracteristicilor de plasticitate. Acest efect poate fi eliminat parțial sau total prin tratament termic (detensionare, recoacere etc.)

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24

Gradul de reducere [%]

Variația caracteristicilor mecanice în funcție de gradul nominal de

reducere la tragere

Referitor la caracteristicile de sudabilitate, inclusiv de comportare la rupere fragilă, se menționează următoarele:

Oțelurile pentru construcțiile și structurile sudate cu destinație generală se grupează în clase de calitate stabilite pe criteriul garanțiilor de compoziție chimică și de tenacitate conform indicațiilor din tabelul de mai jos:

e – grosimea de produs

Produsele din clasele de calitate 1 și 2 se realizează de obicei, din oțel necalmat în cazul mărcilor de oțel cu rezistență joasă și din oțel calmat în cazul mărcilor de oțel de rezistență medie (OLT45, OLT65).

Pentru produsele din clasa de calitate 3, în vederea creșterii gradului de finisare a structurii, se poate practica suplimentar adaosul de Al și controlul temperaturii de sfârăit de laminare.

Comparativ cu produsele din oțel calmat, produsele din oțel necalmat sunt mai economice dar, calitativ, se caracterizează printr-o neomogenitate chimică mai avansată și printr-o tendință la îmbătrânire mai accentuată. Neomogenitatea chimică se manifestă prin concentrații mai mari de C, P și S în zona centrală a grosimii produsului, respectiv, printr-o zonă de suprafață mai săracă C și elemente reziduale nedorite. Efectul neomogenității chimice asupra sudabilității se controlează prin limitarea grosimii maxime a produselor admise a se realiza din oțel necalmat. Tendința de îmbătrânire se manifestă în principal, prin scăderea tenacității materialului la +20oC comparativ cu valorile asigurate inițial, în stare neîmbătrânită. Intensitatea procesului de îmbătrânire depinde de gradul de deformare plastică a materialului la temperatură sub 400oC, precum și de temperatura și durata de îmbătrânire. După cum se observă în figura de mai jos, scăderea tenacității este moderată la deformări plastice de până la 5%, devenind mai pronunțată la grade de definiție mari.

-80 -40 0 40 80 120 Temp. [ 0C ]

Influența gradului de deformare plastică la

rece asupra tenacității oțelului necalmat

Efectul duratei de îmbătrânire este semnificativ mai mic decât cel al gradului de definiție plastică și se manifestă e intervale de timp de ordinul orelor până la al miilor de ore la temperatura mediului ambiant, respectiv, pe intervale de timp de ordinul minutelor la temperatura de 250oC.

Având în vedere domeniul de temperatură și grosimile produselor în care se utilizează oțelul necalmat, pericolul fenomenului de îmbătrânire nu trebuie exagerat, el putând justifica schimbarea alegerii mărcii de oțel numai în cazul unor utilizări care necesită deformații plastice puternice ale materialului la punerea în operă sau în cazul unor temperaturi de exploatare peste 100oC.

Produsele din clasa de calitate 3 se livrează, de obicei, în stare laminată controlat și nu în stare normalizată. Această soluție tehnologică are în vedere posibilitatea finisării structurii și ameliorării caracteristicilor materiale, similar efectului normalizării, prin controlul gradului de deformare și al regimului de temperatură în în cursul laminării. În principal, este vizată terminarea laminării la temperatură sub 9000C și, pe cât posibil, sub punctul critic Ar3 pentru micșorarea vitezei de recristalizare și obținerea unei structuri secundare fine.

Menținerea în construcția sudată la nivelul necesar a caracteristicilor de utilizare garantate la livrarea produselor necesită o serie de precauții la punerea în operă, dintre care, cele mai importante se referă la tehnologia de sudare.

Efectele proprii procesului de sudare-creșterea granulației, modificările de structură, tensiuni reziduale-determină o tendință de fisurare la rece a îmbinărilor sudate în directă legătură cu compoziția chimică a oțelului, aportul de căldură și de hidrogen la sudare, viteza de răcire după sudare. Dacă primul dintre acești factori este propriu mărcii de oțel, următorii sunt caracteristici procedeului și tehnicii de sudare, precum și grosimii produselor. Oțelurile de uz general, cu excepția mărcii OLT65 pot fi sudate prin toate procedeele aplicate industrial fără să necesite de obicei precauții deosebite privind regimul tehnic la sudare sau alegerea materialului de adaos. Totuși, în cazul produselor cu garanții de tenacitate la temperaturi scăzute sau cu grosimi mari (în cazul mărcii OLT65 la toate grosimile de produse), se recomandă uscarea sau preîncălzirea zonei de tăiere sau sudare, folosirea unor materiale de adaos cu conținut de hidrogen redus, limitarea energiei lineare de sudare, iar pentru aplicații deosebite, detensionarea după sudare. Valoarea energiei lineare este calculată cu relația:

unde: k-factor geometric ale cărui valori sunt indicate în tabelul de mai jos;

U- tensiunea de sudare, în V;

I-intensitatea curentului de sudare, în A;

v- viteza de sudare, în cm/mm.

Valorile factorului geometric K pentru diferite îmbinări sudate

2.2.2. Oțeluri cu granulație fină

Această categorie cuprinde oțelurile slab aliate de tip C-Mn cu adaosuri în cantități sub 0,15% de Al, V, Nb sau Ti, livrate în stare laminată controlat sau normalizată și având limita de curgere de 285…460N/mm2. Comparativ cu oțelurile de uz general, în cazul oțelurilor cu granulație fină procesul tehnologic de fabricație urmărește micșorarea conținutului de C și de Mn pe seama efectului favorabil de durificare a soluției solide și de finisare a granulației obținut cu ajutorul nitrurilor sau carbonitrurilor de Al, V, Nb sau Ti. Pe această cale, creșterea caracteristicilor de rezistență se asigură în condițiile unei sudabilități ridicate, respectiv, a unor garanții de tenacitate la T până la –50oC.

Caracteristicile mecanice la tracțiune la temperatura mediului ambiant ale oțelurilor destinate fabricației de țevi sudate elicoidal din bandă laminată la cald:

Tenacitatea și sudabilitatea oțelurilor cu granulație fină rezultă din încadrarea produselor realizate din acestea. Curba de tenacitate – temperatură a oțelurilor cu granulație fină prezintă o variație mai lentă cu temperaturi și este deplasată către temperaturi mai scăzute decât în cazul oțelurilor de calitate curantă, calmate sau necalmate (figura de mai jos).

Variația tenacității cu temperatura la oțelul necalmat, oțelul calmat și oțelul cu granulație fină

2.3. ALEGEREA MĂRCILOR DE OȚEL

2.3.1. Construcții cu destinație generală

Construcții cu pereți subțiri sau cu probleme deosebite de

Întreținere

Pentru această categorie de construcții problema alegerii mărcii de oțel și a tipului de produs trebuie să aibă în vedere, în principal, protecția oțelului contra coroziunii.

Capitolul 3

OȚELURI INOXIDABILE ȘI REFRACTARE

3.1. MĂRCI DE OȚELURI ȘI PRODUSE

Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile se datorește, în principal, prezentei Cr. În general sunt denumite inoxidabile și refractare oțelurile care au în compoziție chimică peste 11% Cr și care prezintă într-o măsură mai mare sau mai mică rezistență la coroziune în diferite medii lichide, solide sau gazoase, respectiv, rezistență la oxidare la cald. Oțelurile care, pe lângă rezistență la coroziune, prezintă proprietăți de rezistență mecanică la temperaturi ridicate se numesc refractare.

Acțiunea Cr se manifestă prin formarea la suprafața metalului a unui strat extrem de subțire de oxid aderent care protejează metalul de atacul agenților chimici. Formarea stratului protector nu este posibilă decât în medii oxidante, prezența oxigenului fiind necesară pentru menținerea stratului de protecție. Adaosul de Ni conferă o rezistență mărită în medii slab oxidante sau neoxidante.

Cr și Ni constituie cele două elemente principale de aliere a oțelurilor inoxidabile și refractare. Adăugarea altor elemente de aliere ameliorează:

rezistența la coroziune în medii umede: Mo și Cu;

rezistență la oxidare la temperaturi înalte: Mo, Al, Și și W;

caracteristicile mecanice la tenperaturi ridicate și joase: Mo, Nb, Co și W;

proprietăți de așchiabilitate.

Structura oțelurilor inoxidabile și refractare este determinată de elementele de aliere prezente. Astfel, Cr, Mo, Ti, Al, Și, Nb, W care acționează pentru formarea feritei sunt alfagene, iar Ni, C, Cu, N, Mn și Co care acționează în direcția formării austenitei sunt gamagene. Deoarece sunt prezente mai multe elemente în același timp, structura depinde de rezultanta acțiunii acestora.

Oțelurile inoxidabile se pot clasifica în funcție de constituentul structural în: feritice, martensitice, ferito-austenitice și austenitice.

Compoziția chimică a principalelor mărci de oțel inoxidabil și de oțel refractar utilizate în industria petrolieră:

Principalele domenii de utilizare a mărcilor de oțel inoxidabil și refractar, funcție de proprietățile de bază și formele de livrare:

La alegerea oțelurilor trebuie să se țină seama, în fiecare caz, de o serie de factori cum sunt: condițiile de folosire și punere în operă, tratamentul termic, forma și dimensiunile produsului etc.

Din punct de vedere al temperaturii limită de utilizare, oțelurile inoxidabile se utilizează, de obicei, la temperaturi până la 3000C, iar oțelurile refractare la temperaturi peste 300oC.

Dacă se analizează mărcile inoxidabile și refractare din punct de vedere al domeniilor lor de utilizare se constată că, luate în totalitate, acestea acoperă în mod practic toate necesitățile industriale curente. În ceea ce privește formele lor de livrare, acestea sunt aproape la fel de difersificate ca și celelalte categorii de oțeluri. Astfel, oțelurile inoxidabile și refractare pot fi livrate sub toate formele obținute prin deformarea plastică la cald și la rece: bare de diferite forme, sârme, table subțiri, mijlocii și groase, benzi, țevi etc.

3.2. CARACTERISTICI DE UTILIZARE

3.2.1. Caracteristici mecanice la temperatura mediului ambiant

Oțelurile inoxidabile, datorită structurii lor, au caracteristici mecanice specifice care le deosebesc de celelalte categorii de oțeluri. Totodată, caracteristicile mecanice ale celor trei familii principale: martensitice, feritice și austenice sunt puternic diferențiate.

În tabelul de mai jos se prezintă pentru mărcile de oțel inoxidabil caracteristicile mecanice la temperatura mediului ambiant:

R=recoacere

I=îmbunătățire

C=călire

Oțel refractar

Asemănător oțelurilor carbon și slab aliate, oțelurile martensitice pot fi tratate termic, cu rezultate pozitive asupra caracteristicilor mecanice și tehnologice. O observație importantă este că rezistența lor la coroziune este maximă în stare călită (sau călită și detonsionată la temperaturi joase) și este bună după îmbunătățire (cu revenire la temperaturi sub 600oC).

În figura de mai jos este redată pentru două mărci de oțel inoxidabil martenistice variația caracteristicilor mecanice: limita de curgere, rezistența la rupere, alungirea și gâtuirea în funcție de temperatura de revenire. Se remarcă stabilitatea limitei de curgere și rezistenței la rupere pentru temperaturi de revenire până la cca. 500oC și scăderea rapidă a acestor caracteristici pentru reveniri la temperaturi superioare.

Deformarea la rece a oțelurilor inoxidabile feritice și austenice provoacă o durificare a acestora cese manifestă printr-o creștere a proprietăților de rezistență (RP0,2 și Rm) și, respectiv, o diminuare a celor de ductilitate.

Rezistența la tracțiune în funcție de gradul de deformare prin tragere pentru oțelul inoxidabil 10TiMoNiCr175.

Rm(N/mm2) pentru un grad de deformare de:

Prin grad de deformare prin tragere se înțelege raportul *100, unde

S0 – secțiunea inițială și S – secțiunea după tragere la rece.

Se observă că oțelurile austenitice au o susceptibilitate foarte mare la ecruisare.

3.2.2. Caracteristici mecanice la temperaturi ridicate

în cazul utilizării la temperaturi ridicate pentru calculul de dimensionare este necesar să se utilizeze fie valorile limitei de curgere la cald, fie, la temperatura unde devine important fluajul, caracteristicile de rezistență de durată la cald.

În tabelul de mai jos sunt prezentate valorile limitei de curgere la cald pentru mărcile de oțel inoxidabil (RP0,2 și RP1,0), la temperaturi ridicate:

I=îmbunătățire

C=călire

Cunoașterea caracteristicilor de fluaj al oțelurilor inoxidabile prezintă o deosebită importanță în special în cazul utilizării lor în industria chimică și petrochimică, aeronautică, termoenergetică.

De obicei, caracteristicile de fluaj sunt stabilite pentru durate de funcționare de 10000 și 100000 de ore. Pentru astfel de durate, determinarea caracteristicilor de fluaj se face folosindu-se tehnicile de exploatare a datelor experimentale obținute prin încercări de durate mai scurte.

Valori ale caracteristicilor de fluaj ale oțelului refractar 12NiCr250:

C=călire

Pentru calculul de dimensionare este necesară cunoașterea variației cu temperatura modulului de elasticitate și a coeficientului Poisson.

Modulul de elasticitate longitudinal (103N/mm2)

Modulul de elasticitate transversal (103N/mm2)

Coeficientul Poisson

O problemă deosebită o reprezintă caracteristicile de tenacitate și mai ales variația acestora după o utilizare îndelungată la temperaturi ridicate. Fragilizarea materialului în cursul solicitării de durată la temperaturi ridicate are drept cauză separarea fazei în cazul oțelurilor de tip 25%Cr-20%Ni sau, în cazul oțelurilor refractare complexe, precipitarea accentuată a altor faze intermetalice. Influența acestor procese asupra tenacității este pusă în evidență prin variația rezilienței în funcție de durata de menținere la temperatură ridicată. În figura de mai jos, se prezintă variația rezilienței IZOD în funcție de temperatura și durata de menținere în cazul oțelului 12NiCr250.

3.2.3. Comportarea oțelurilor inoxidabile și refractare la temperaturi

scăzute

la temperaturi scăzute, majoritatea oțelurilor prezintă o creștere a rezistenței la rupere, limitei de curgere și durității corelat cu o mișcare a alungirii și rezilienței. La unele oțeluri, ultimele două caracteristici scad brusc, provocând astfel ruperea fragilă a materialelor respective. Dacă în cazul oțelurilor martensitice temperatura de tranziție se situează în apropierea valorii de 00C, oțelurile austenitice, în general, au o tenacitate apreciabilă chiar la temperaturi foarte joase.

Caracteristicile mecanice la temperaturi joase ale oțelurilor inoxidabile și refractare austenitice.

3.2.4. Proprietăți fizice ale oțelurilor inoxidabile și refractare

Utilizarea în condiții foarte variate de mediu și temperatură impune cunoașterea proprietăților fizice ale oțelurilor inoxidabile și refractare în mai mare măsură decât în cazul oțelurilor obișnuite. Principalele caracteristici fizice ale oțelurilor inoxidabile și refractare: coeficient de dilatare, conductibilitatea termică, modulul de elasticitate, căldura specifică etc.

Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile

Principala caracteristică de utilizare a oțelurilor inoxidabile este rezistența lor la coroziunea față de diferite medii. Toate procesele de coroziune sunt de natură electrochimică, adică sunt legate de prezența unor soluții conducătoare de electricitate. Rezultă că fenomenele de coroziune pot fi influențate prin aplicarea unei tensiuni electrice și că se pot utiliza și metode electrice de măsurare pentru a obține date privind rezistența la coroziune în medii lichide a acestor oțeluri.

În principiu, în cursul procesului de coroziune ca urmare a naturii acestuia se desfășoară 2 reacții parțiale și anume:

dizolvarea anodică a metalului (oxidare);

procesul catodic de reducere.

Funcție de metal și electrolit, în acest proces de oxidare-reducere se instalează un anumit potențial electric care poate fi măsurat apelând la un sistem de referință. Dacă prin aplicarea exterioară a unei tensiuni se modifică forțat potențialul propriu sistemului, atunci se forțează vitezele de oxidare și reducere, deci și viteza de coroziune a metalului. În acest mod se determină curbe “densitate de curent-potențial” specifice diferitelor combinații metal-electrolit, cu ajutorul cărora se pot face aprecieri intensitatea proceselor de coroziune în mediu caracterizate prin diferite pH-uri sau conținuturi de oxigen.

În figura de mai jos se prezintă schematic o astfel de curbă caracteristică pentru oțelurilor inoxidabile.

Diagrama schematică “densitate de curent-potențial” în cazul materialelor capabile să se pasiveze în mediul respectiv

Domeniul de potențial foarte scăzut, corespunzător porțiunii CD care înseamnă în același timp și o viteză de coroziune foarte redusă este numit domeniu pasiv. Cu alte cuvinte, începând din punctul C întreaga suprafață este acoperită cu o peliculă de oxid, instalându-se deplin starea pasivă. Aliura curbelor “densitate de curent-potențial” depinde de marca de oțel și mediul de atac.

Se disting mai multe tipuri de coroziune în funcție de modul în care mediul acționează asupra metalului și anume:

Coroziunea generală. Procesul de coroziune progresează uniform, în adâncime, pe întreaga suprafață în contact cu mediul respectiv.

Coroziunea intercristalină, este un tip de coroziune care afectează în principal oțelurile inoxidabile austenitice și apare numai în cazul în care 3 factori favorizanți sunt prezenți simultan: conținutul de carbon de peste 0,03%; oțelul a fost sensibilizat printr-o menținere suficient de lungă la 500-800oC (zonele de influență termică ale sudurii); atac cu un mediu acid care produce op coroziune generală slabă și o putere oxidantă cuprinsă în limite strânse. Fenomenul constă dintr-o distrugere a limitelor grăunților unde de obicei sunt precipitate carburi de Cr și astfel se produce o decoroziune a acestora. De obicei, producătorii furnizează oțeluri care au fost tratate termic pentru a se obține o insensibilizare față de această coroziune dar, în urma procesului de punere în operă, deseori se creează condiții ca cei trei factori să fie prezenți la utilizarea produsului din oțel inoxidabil. Un caz particular îl constituie coroziunea în lamă de cuțit.

Coroziunea punctiformă. În anumite medii pasivizarea este anulată pe o suprafață foarte mică și aceasta devine anodică. Coroziunea se va dezvolta în adâncime în aceste zone sub formă de găuri de diferite dimensiuni care, în final, provoacă perforarea materialului.

Coroziunea cavernoasă. Apare în zonele în care sunt depozite de material solid (oxizi, incluziuni exogene, etc.) sau în prezența particulelor rezultate în urma unei finisări necorespunzătoare a suprafeței metalului . În aceste zone, metalul din interiorul “cavernei” devine anodic și se dizolvă, ceea ce determină formarea de goluri în masa oțelului. O situație deosebită o prezintă cazurile în acre peste acțiunea mediului coroziv se suprapun tensiunile statice (coroziune sub tensiune), tensiunile variabile (oboseală în mediu coroziv) sau apare un potențial electric datorat prezenței a două metale diferite, care constituie un element galvanic.

Atunci când mediul de lucru conține un amestec de substanțe, este necesar să se analizeze rezistența la coroziune față de fiecare component al mediului sau, dacă se dispune de date pentru acea combinație de medii, diagrama de coroziune specifică. De exemplu, în figura de mai jos se prezintă rezistența la coroziune a mărcii de oțel 10TiMoCrNi175 în amestec de acid sulfuric și azotic la două temperaturi (100oC și la temperatura de fierbere).

O situație aparte o reprezintă coroziunea datorată acțiunii gazelor calde. În funcție de compoziția gazelor se pot distinge atmosfere oxidante, atmosfere oxidante sulfuroase, atmosfere reducătoare pe bază de hidrogen, atmosfere alternativ oxidante și reducătoare.

În zonele hașurate, vitezaa de coroziune este superioară valorii de 0.1

În zonele nehașurate, viteza de coroziune este sub cea indicată

Proprietățile tehnologice ale oțelurilor inoxidabile

Comportarea la deformarea plastică la temperaturi ridicate este deosebit de importantă pentru realizarea de echipamente grele destinate în special industriei chimice. Oțelurile inoxidabile austenitice prezintă o rezistență la deformare foarte ridicată în comparație cu oțelurile carbon. Din acest motiv utilajele folosite la forjare trebuie să posede rezerve de forță și putere capabile să asigure deformarea plastică în timp scurt deoarece scăderea temperaturii sub 1000oC conduce la creșterea puternică a rezistenței la deformare și scăderea capacității de deformare plastică.

Comportarea la deformare plastică la cald a oțelurilor austenitice este dependentă de conținutul de ferită determinat în principal de compoziția chimică dar și de condițiile tehnologice de elaborare, turnare și deformare plastică.

Cercetările efectuate în această direcție au pus în evidență mărirea rezistenței la deformare, prin măsurarea momentului de torsiune la încercarea de răsucire la cald și a capacității de deformare până la rupere.

Se poate constata că oțelurile austenito-feritice prezintă o capacitate de deformare plastică la cald sensibil mai mică față de cea a oțelurilor austenitice, iar procesul de deformare plastică trebuie realizat într-un interval restrâns de temperatură pentru a nu se produce fisuri în material.

Oțel austenitic tip 18-10

10 20 30 40 50 60 70

Oțel cu C scăzut

De obicei, după deformarea plastică la cald sau deformări puternice la rece este necesară refacerea structurii metalului prin aplicarea de tratamente termice de tipul celor indicate în tabelul de mai jos:

Oțeluri inoxidabile

Oțeluri refractare

c-cuptor; a-apă;u-ulei; A-aer

Sudarea este unul din procedeele de bază folosite la asamblarea componentelor utilajelor realizate din oțeluri inoxidabile. Spre deosebire de restul oțelurilor, la care prin sudare se urmărește obținerea unei îmbinări care să prezinte caracteristici mecanice la nivelul metalului de bază, în cazul oțelurilor inoxidabile intervine ca cerință suplimentară, esențială, necesitatea asigurării unei rezistențe la coroziune corespunzătoare. Structura oțelurilor inoxidabile și nivelul tensiunilor (proprii sau datorate sarcinilor exterioare ) influențează în măsură însemnată rezistența acestora la coroziune în anumite medii. Procesul de sudare, prin specificul său, influențează, pe o zonă mai mare sau mai mică în funcție de o mulțime de parametrii, tocmai aceste caracteristici ale metalului din zona îmbinării sudate. În figura de mai jos se prezintă schematic interacțiunea între caracteristicile sudurii și susceptibilitatea la diferite tipuri de coroziune.

Influența dintre caracteristicile sudurii și susceptibilitatea la diferite tipuri de coroziune

(*)ZIT – zona influențată termic

Rezultă că, alegerea mărcii de oțel pentru un caz dat, proiectantul tehnic să aibă în vedere:

Structura în cordonul de sudură;

Structura în zona influențată termic;

Procedeul de sudare aplicabil;

– Tratamentul termic după sudare.

Structura în cordonul de sudură depinde în măsură importantă de compoziția chimică a materialului de adaos și de intensitatea procesului de diluție între acesta și metalul de bază. Un caz particular îl reprezintă oțelurile austenitice laa care structura metalului depus conține, după răcire de la temperatura de fuziune, o cantitate de ferită. Prezența feritei în cordon este favorabilă din punct de vedere al reducerii pericolului fisurării la cald dar, în cantități prea mari, determină o oarecare diminuare a rezistenței la coroziune în medii puternic oxidante și în anumite condiții, favorizează precipitarea fazei .

Informații privind structura rezultată în cordonul de sudură în funcție de compoziția chimică a acestuia se obțin din diagramele Schaeffler. Diagrama este construită în coordonate “nichel echivalent-crom echivalent”, adică având în vedere influența ponderată a elementelor gamagene și alfagene. fiecare compoziție chimică se reprezintă pe diagramă, ca un punct din a cărui poziție rezultă natura și proporția constituenților structurali.

Diagrama Schaeffler

Structura în zona influențată termic depinde de compoziția chimică și tratamentul termic aplicat la livrarea produsului siderurgic. În funcție de nivelul de afectare a structurii materialului în timpul sudării și marca de oțel, rezultă tipul de tratament termic recomandat a se aplica după sudare. O privire de ansamblu referitoare la posibilitățile de îmbinare prin sudare și tratamentul termic după sudare al oțelurilor inoxidabile și refractare se prezintă în tabelul de mai jos.

Alegerea procedeului de sudare pentru un caz concret trebuie să aibă în vedere, în afară de indicațiile din tabel, dotările uzinei constructoare, forma și dimensiunile construcției sudate etc.

Mărcile de oțel 90VmoCr180 și 90Cr180 nu sunt recomandate pentru construcții sudate.

ALEGEREA OȚELURILOR INOXIDABILE ȘI REFRACTARE

Dezvoltarea rapidă a producției de oțeluri inoxidabile și refractare este urmare a pătrunderii acestora în majoritatea sectoarelor industriei. Ținând seama de particularitățile condițiilor de utilizare au fost puse la punct mărci de oțel care satisfac în mod economic necesitățile concrete ale fiecărui caz specific.

Din acest motiv, gama de mărci oferită este largă și o alegere rațională se poate face numai având în vedere un ansamblu de criterii și anume:

rezistența la coroziune;

caracteristicile de rezistență mecanică;

particularitățile concepției constructive și ale procedeului de realizare a construcțiilor;

– eficiența economică.

Ponderea în care fiecare din criteriile de mai sus determină alegerea mărcii de oțel este dependentă de domeniul de utilizare.

industria chimică și electrochimică

Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile a determinat promovarea continuă a acestora în industria chimică și petrochimică. Mediile deseori foarte agresive prezente în fluxurile tehnologice au făcut ca opririle și accidentele tehnice datorate coroziunii să conducă la pagube materiale mult mai importante decât cele care au avut drept cauze defecțiuni mecanice.

Statistic, tipurile de coroziune cel mai frecvent întâlnite sunt: coroziunea generală (33%) și coroziunea sub tensiune (25%). La acestea se adaugă oboseala în condiții de coroziune și coroziunea punctiformă.

În industria chimică principalul criteriu de alegere îl constituie rezistența la coroziune. Nivelul de rezistență la coroziune cerut depinde de tipul și destinația echipamentului realizat. Rezistența la coroziune determină în această ramură în multe cazuri și concepția constructivă a utilajului. Procesele care se desfășoară la presiuni mari și /sau temperaturi nu prea ridicate impun folosirea de grosimi mari de perete deoarece oțelurile inoxidabile austenitice prezintă caracteristici de rezistență mecanică relativ mici, comparabile cu ale oțelurilor carbon obișnuite.

Realizarea utilajelor folosind produse siderurgice masive din oțel inoxidabil este de cele mai multe ori neeconomică, și aceasta este domeniul în care se pot promova cu curaj oțelurile placate. Modurile de realizare a construcției din materiale placate sunt foarte variate și în această privință este necesară consultarea literaturii de specialitate.

Caracteristicile mecanice la temperaturi joase sunt determinate la alegerea oțelurilor inoxidabile folosite în criogenie unde practic se pot utiliza numai mărci de oțel austenitic datorită tenacității lor ridicate chiar sub –200oC.

Capitolul IV

OȚELURI CU REZISTENȚĂ SPORITĂ ÎN ANUMITE MEDII

COROZIVE (subclasa 2.4)

În această subclasă de oțeluri de scule sunt incluse unele mărci de oțeluri inoxidabile martensitice, cu călibilitate ridicată, cu rezistență bună la coroziune atmosferică și la unele produse chimice și plastice, precum și o rezistență la oxidare la temperaturi peste 600oC.

4.1. Mărci de oțel și domenii de utilizare

Oțel rezistent la uzură în medii corozive utilizat în industria petrolieră:

4.2. Proprietăți de utilizare

Proprietăți de utilizare ale oțelului 90VmoCr180:

Ad (adânc) – adâncime mare de pătrundere a călirii

Proprietăți tehnologice ale oțelului 90VmoCr180

R-sensibilitate redusă

P-sensibilitate puternică

Capitolul V

Comportamentul austenitei la recristalizarea dinamică a oțelurilor slab

aliate și a oțelurilor inoxidabile

Compoziția chimică a oțelurilor folosite 0,10%C-1,50% Mn sunt afișate în tabelul 5.1. Conținutul de Nb crește până la 0,12%. Un oțel ce conține puțin Ti a fost preparat pentru a studia efectul mărimii de grăunte inițiale la recristalizarea dinamică, precipitatele TiN producând o rafinare a grăunților austenitici la temperaturi de preîncălzire ridicate. Oțelurile inoxidabile 18-8 au fost incluse în categoria materialelor reprezentative austenitice care permit observarea substructurii dezvoltate în timpul procesului de restaurare dinamică. Oțelurile au fost topite într-un cuptor cu inducție de preîncălzire cu o capacitate de 150Kg. Lingourile au fost laminate la cald la o grosime de 12mm și probele comprimate au fost pregătite din plăci. Probele au fost preîncălzite la 1250oC timp de 10 min și răcite în timp de 30S la intervalul de temperatură de deformare 900-1200oC. după menținerea timp de 1min la temperatura de deformare, deformația a variat între 5,010-4 și 10,39-1. Urmând extincția în gaz, probele deformate au fost înjumătățite (împărțite)

Prin secționarea paralelă în direcția de încărcare și limitele de grăunți austenitici pe secțiunile polizate ale oțelurilor HSLA și ale oțelurilor inoxidabile au fost distruse prin atacarea cu o soluție apoasă de acid fosforic și prin atacarea electrolitică cu acid azotic.

Curba tensiune-deformație (S-S) a fost cercetată pentru combinații variate ale regimurilor de temperatură și deformație. fIgura 5.1 arată exemplu de curbă S-S de la oțelul Și-Mn și cu conținut de Nb. Când proba a fost deformată la deformații

de 0,70, se observă două tipuri de curbe S-S, depinzând de regimul de temperatură și deformație. Prima arată doar continua ecruisare și a doua este caracterizată de tensiunea maximă (’p) și de tensiunea de curgere staționară (uniformă) (S). recristalizarea dinamică are loc în timpul deformării la temperaturi de peste 1000oC cu intervalul de deformație mai mic decât 10-1S-1. Nb crește tensiunea de curgere în proporție de a se include în ambele tipuri de curbe S-S.

Variația tensiunii maxime (p) și deformația la aceste variații (p) cu un conținut de Nb, precum și temperatura sunt reprezentate în figura 5.2. Creșterea procentului de Nb crește ambele pși p. acest efect al Nb nu e influențat semnificativ de regimul de deformație și de temperatura de deformare. Scăderea temperaturii de deformare duc la creșterea lui p și p, similar cu efectul creșterii procentului de Nb.

Curbele S-S ale oțelurilor inoxidabile 18-8 sunt date în figura 5.3 (comparate cu oțelurile HSLA). Aceste oțeluri arată o tensiune de curgere relativ mare cât și un regim de călire ridicat sub condițiile de deformare ale acestui regim sau temperaturi mai scăzute. Curba S-S deformată de recristalizarea dinamică a fost observată în timpul deformării la temperaturi înalte și un regim de deformare scăzut. În aceste cazuri diferența mare de deformație (S-P) este o indicație în

dezvoltarea recristalizării dinamice și înaltalierea cu Ni și Cr în aceste oțeluri duce la încetinirea dezvoltării recristalizării. O tendință asemănătoare de încetinire se observă în oțelul cu conținut ridicat de Nb așa cum arată fig.5.1.

Dependența tensiunii de curgere de temperatură și de regimul de deformație sugerează că procesul de deformare la cald este controlat de un proces de activare termică și relația dintre parametrii este exprimată de următoarele ecuații:

exp (-Q/RT) (5.1)

exp (-Q/RT) (5.2)

unde A1, A’, , m și n – constante independente

Q – energia de activare

R – constanta gazelor

T – temperatura absolută

Din ecuația (5.1), Q este dată de

Q=-R (5.3)

Valorile lui Q obținute la valori constante ale tensiunii maxime pentru fiecare oțel sunt prezentate în tabelul 5.2. Un interval mic de valori în jur de 94~97 Kcal/mol a fost obținut pentru toate oțelurile.

Tabelul 5.2. Activitatea energiei Q și coeficienții de oboseală m și n

Parametrul Zener-Hollomon, în care regimul de deformație e echilibrat de temperatură, este exprimat astfel:

Z=exp(Q/RT) = Am (5.4)

sau

Z=exp(Q/RT) = A’{sinh()}n (5.5)

Relația lui Z și p bazată pe ecuațiile anterioare este reprezentată grafic în figura 5.4.

În timp ce datele experimentale deviază de la acordul cu ecuația (5.4) la tensiunile maxime peste 7Kgf/mm2, acordul cu ecuația (5.5) a fost mai extins. Comparat cu oțelurile Si-Mn, oțelul cu conținut de Nb are o tensiune mai mare pentru aceeași valoare Z. valorile lui m și n obținute din aceste figuri împreună cu acelea pentru oțelurile inoxidabile 18-8 sunt date în tabelul 5.2. S-a relatat că pentru metalele în care procesul de restabilire dinamică este acela de regenerare dinamică sau recristalizare dinamică, valorile lui n sunt în jur de 4~5 sau peste 6. Astfel, oțelurile HSLA austenitice pot fi clasificate ca niște metale cu recristalizări dinamice. Deși oțelurile inoxidabile au arătat o valoare m relativ scăzută, s-a confirmat din observațiile microstructurale că, de asemenea, ele aparțin clasei de recristalizare dinamică.

Mărimea inițială a grăuntelui austenitic influențează puternic recristalizarea statică după deformarea la cald, o mărime inițială de grăunte austenitic crescând regimul recristalizării statice și dând o valoare mai mare grăunților recristalizați fini. Efectul mărimii inițiale de grăunte la restaurarea dinamică a fost cercetat pe oțeluri HSLA, incluzând oțelurile 0,03%Nb – 0,02%Ti. Mărimea inițială de grăunte a variat prin variația temperaturii de preîncălzire între 1250oC și 1000oC. pentru oțelurile Nb-Ti o mărime de grăunte cu adevărat fină de 67m s-a obținut la temperatura de preîncălzire de 1250oC. figura 5.5 arată efectul mărimii inițiale de grăunte pe curba S-S în oțelurile Si-Mn. Rafinarea grăunților inițiali crește tensiunea de curgere în special la un regim de deformație mai ridicat și reduce p la regim de deformație mai scăzut.

Relația dintre mărimea inițială de grăunte și mărimea de grăunte recristalizat este dată de figura 5.6 și 5.7. Figura 5.6 arată că mărimea de grăunte recristalizat depinde mai mult de tensiunea de curgere staționară, nu de mărimea inițială de grăunte.

Fig.5.7 ne face să înțelegem că mărimea de grăunte recristalizat este în principal controlată de combinarea regimurilor de temperatură și deformație. Așadar, condițiile de deformare corespund valorilor mari ale lui Z și prin urmare tensiunile mari duc la creșterea grăunților recristalizați fini. În figura 5.7, curbele S-S asociate cu recristalizarea dinamică se clasifică ca un tip de curgere staționară sau ca un tip de oscilație. Câteva explicații au fost propuse pentru ambele tipuri de curbe, una dintre aceste explicații fiind aceea că curba de tip oscilant S-S se produce când mărimea grăunților recristalizați este mai mare decât mărimea inițială de grăunte. Oricum, rezultatul figurii 5.7 nu acceptă această explicație. Rezultatele prezentate arată că variația curbei S-S de la tipul de curgere staționară la tipul oscilant este relatată de condițiile de deformare însoțite de o reducere a valorii lui Z sub mărimea inițială de grăunte dată sau de rafinarea mărimii inițiale de grăunte sub condițiile de deformare date. Rafinarea mărimii inițiale de grăunte crește foarte ușor suprafață de regenerare pentru recristalizarea dinamică. Aceasta poate duce la o scădere mult mai accentuată a tensiunii, mai mică decât nivelul tensiunii de curgere staționară, apoi poate avea loc o perioadă de răcire secundară datorită unei anumite tensiuni ca acestea. Aceasta ar trebui repetată până când microstructura de echilibru determinată de condițiile de deformare este ajunsă (atinsă).

Capitolul 6

Influența carbonului în ductilitatea la cald a oțelurilor

Oțelurile simple C-Mn cu aceeași compoziție de bază (1,4%Mn; 0,2%Si), dar cu conținut de C în intervalul 0,04-0,65%, au fost turnate la 50Kg de topitură în vid în laborator și laminate sub formă de plăci de 37mm, sfârșitul laminării fiind la 1050oC. compoziția chimică e dată în tabelul 6.1. epruvetele de tracțiune (întindere) longitudinale de 165mm lungime și 6,35mm diametru, au fost prelucrate din toate oțelurile și încercările la ductilitatea la cald au fost efectuate cu ajutorul mașinii Glleble.

Tabelul 6.1 Compoziția oțelurilor examinate, wt-%

Probele (epruvetele) au fost încălzite cu rezistențe electrice în atmosferă de Ar. Epruvetele au fost supuse unui tratament de omogenizare timp de 5 min la 1330oC înainte de răcirea la 60K/min la o temperatură de încercare de 550-950oC și au fost alungite până la rupere la 310-3S-1. Timpul luat pentru acest fenomen de rupere, la răcirea de la 850 la 400oC a fost de 40S. oțelul cu 0,65%C a fost testat într-un mod similar, dar probele au fost încălzite folosind un inductor și alungirea la rupere folosind un inductor și alungirea la rupere folosind un tensometru Hounsfield. Valoarea gâtuirii folosind această tehnică s-a comparat cu alte valori obținute prin folosirea mașinii Gleeble. Din nefericire, testul Hounsfield nu mai poate continua de la 650oC, maximul atins fiind această temperatură.

Mărimea de grăunte a austenitei înainte de testare a fost stabilită prin încălzirea epruvetelor la 1330oC timp de 5min și apoi răcirea la un anumit interval, urmând limitele grăunților de austenită, deci peliculele de . Mărimile grăunților de austenită au fost apoi determinate folosind metoda segmentelor liniare. Modelul de extracție a C a fost luat închis pe suprafața de rupere (<1mm) a oțelului testat în intervalul de temperatură 700-8500C și incluziunile prezente au fost analizate. Secțiunea longitudinală ce include ruptura a fost luată de la epruvetele supuse fenomenului respectiv și pregătite pentru studiul metalografic. Grosimea stratului de ferită din jurul limitelor de grăunți austenitici a fost măsurată pe această secțiune pregătită. Așadar, răcirea după rupere a fost rapidă, dar această răcire nu este întotdeauna îndeajuns de rapidă pentru a preveni transformarea ulterioară efectuată în timpul răcirii la temperatura camerei. Oricum, ferita formată după rupere poate fi ușor distinsă din această prezentare, ca formă arătată în partea de structură a plăcii. Numai ferita prezentată înainte de răcire a fost examinată. Studiul rupturilor a fost efectuat folosind un microscop electronic de analiză a imaginii T100JEOL.

Temperaturile Ar3 și Ar1 după încălzirea la 1330oC, timp de 5min și răcirea la 60K/min au fost obținute pentru toate oțelurile folosind un dilatometru Theta. Temperatura Ae a fost calculată folosind formula lui Andrews.

Temperaturile Ar3 și Ar1 împreună cu calculul temperaturii Ae sunt date în tabelul 6.2. Când deformația crește temperatura de transformare, ducând-o mai aproape de echilibru, temperaturile Ar3 și Ar1 date în tabel nu vor corespunde temperaturii de transformare actuale, deci ar trebui încă aplicat schimbul relativ cu conținut de C.

Tabelul 6.2 Date transformate

Se poate observa că creșterea conținutului de C de la 0,04% la 0,65% duce la scăderea temperaturii de transformare. Oțelul cu 0,65%C este aproape de compoziția eutectoidă.

Curba gâtuirii în funcție de testul temperaturii este arătată în fig.6.1.

Toate oțelurile cu începutul ductibilității marcate arată o gâtuire de 90 până la 30%. Adâncimea minimului este constantă dar poziția și lărgimea curbei variază în funcție de conținutul de C. ductilitatea oțelului cu cel mai scăzut C începe să scadă la aproape 900oC și atinge un minim la temperatura 750-820oC.

Ductilitatea este complet stabilită când se adaugă o temperatură celei de 700oC. așa cum conținutul de C crește de la 0,04 la 0,28% există o mișcare treptată a minimului ductilității la temperaturi mai scăzute. La nivelul de 0,28%C, minimul ductilității a fost deplasat la temperaturii mai scăzute, în jur de 90K. aceste schimbări sunt consistente cu transformarea, controlând poziția și minimul. O variație în conținutul de C de la 0,04 la 0,28% a fost arătată de rezultate dilatometrice (tabelul 6.2) ce corespund unei reduceri la 120K pentru temperatura Ar3 și 90K pentru temperatura Ar1.

Este de notat faptul că, presupunând că temperatura la care ductilitatea începe să scadă, corespunde începutului transformării, această temperatură poate fi peste 100K mai înaltă decât temperatura Ar3 dată în tab.6.2.

Bernard a arătat că temperatura de transformare determinată metalografic din tensiunea de călire, de rupere a epruvetelor C-Mn-Nb-Al a fost cu aproximativ 50K mai mare decât cea determinată prin dilatometrie, pentru același interval de răcire. Oricum, Roberts și Kozasu, simulând laminarea la cald, au găsit că după deformarea la cald, temperatura Ar3 va crește aproape de 100K. Deci, pentru oțeluri cu mai puțin de 0,28%C comportamentul ductilității la cald este coerent cu transformarea, acesta nefiind cazul oțelurilor cu C ridicat, adică 0,35 și 0,65%C (fig.6.1). Începutul ductilității deplasându-se chiar la temperaturi scăzute, și din rezultatele dilatometrice (tab.6.2) o deplasare de ~50K ar fi așteptată și o deplasare de ~140K în sens ascendent. Minimul (începutul) ductilității va crește acum peste un interval de temperatură foarte larg de aproximativ 250K și nu va exista nici o diferență între curba ductilității la cald a oțelului cu 0,35 și 0,65%C. Deci, pentru oțelurile cu 0,35 și 0,65%C, așa cum ductilitatea începe să scadă la temperaturi peste Al3, fragile, fisurile intergranulare trebuie să se realizeze în austenită înainte de începutul transformării .

Câteva probe au fost făcute pentru a măsura grosimea peliculei de ferită ca o funcție de testul temperaturii și aceste măsurători sunt reprezentate în fig.6.2, pentru oțelurile cu 0,10;0,19 și 0,28%C.

Pentru comparație se presupune că curba ductilității la cald se va reprezenta pe această figură.

Aceste observații sunt din nou coerente cu minimul, corespunzând începutului transformării, când filmul subțire de ferită înconjoară grăunții de austenită, permițând să se realizeze o concentrare de deformație. Deci, acesta este adevărul pentru care minimul (începutul) însuși pentru partea curbei în care ductilitatea începe prima dată să scadă pentru oțeluri cu 0,19 și0,28%C (fig.6.2, b,c), nu permite observarea feritei pe marginile austenitei așa cum se aștepta de când intervalul de temperatură corespunzător era peste Al3.

O îmbunătățire a ductilității la cald la temperaturi mai scăzute se realizează prin creșterea grosimii feritei și/sau posibilă prin stabilitatea (rezistența) austenitei și feritei, aproximându-le pe fiecare, așa cum s-a indicat în lucrarea lui Wray.

Este de notat faptul că la temperatura care corespunde minimului intervalului de ductilitate la cald, actuala cantitate de ferită este foarte mică (aprox.10%). Doar o peliculă foarte subțire este necesară pentru a se forma în oțelurile cu grăunți mari fisuri intergranulare, și aceste pelicule subțiri, când deformarea e provocată, se îngroașă imediat ce temperatura Ar3 e atinsă. Într-adevăr temperatura la care ductilitatea începe prima dată să se restabilească corespunde aproximativ Ar3. În apropierea echilibrului, adâncimea ar trebui să fie restrânsă, și aceasta ar confirma lucrarea recentă. În prezent, deformația este mare și se pare că ea poate scădea temperatura de transformare Ar3 în apropierea valorii de echilibru.

Pentru epruvete rupte din oțeluri cu carbon ridicat în intervalul 650-1000oC, ferita marginală nu se observă, așa cum la oțelurile cu carbon scăzut, toate fisurile au fost asociate cu limitele de grăunți austenitici. Oțelul cu 0,65%C este în apropierea compoziției de la euctectoid, conținând peste 5% ferită. Fisurile în formă de pană, formate din puncte triple la 45o față de axele tensiunilor (alungirilor), sunt tipice fisurilor produse de alunecarea limitelor de grăunți.

Două tipuri de fisuri intergranulare au fost observate în epruvetele rupte în intervalul de temperatură dat, dând minimul ductilității. Pentru oțelurile ce au conținut de C0,28%, suprafața grăunților este în general acoperită cu încrețiturile ductile cauzate de incluziunile mici de MnS.

În oțelurile cu C ridicat (0,35 și 0,65%C) suprafața de rupere a fost în general mai netedă. Incluziunile mici de MnS apar din nou, dar nu sunt asociate cu goluri ductile.

Apariția rupturilor la oțelurile cu C scăzut când ductilitatea începe prima dată cu scăderea, oricum, a fost amestecată, rezultând pe ambele arii ductile suprafețe plate.

CAPITOLUL VII

METODOLOGIA CERCETĂRILOR EXPERIMENTALE

Creșterea rezistenței mecanice dar și a tenacității oțelurilor destinate construcțiilor sudate puternic solicitate, utilizate la transportul produselor petroliere, este preocuparea de bază pe plan mondial, aceasta fiind amplificată considerabil în cazul fabricației de table groase respectiv conducte de mare diametru, sudate longitudinal sau elicoidal.

Aprofundarea metodelor și mecanismelor prin care se poate realiza concomitent creșterea rezistenței mecanice și a tenacității oțelurilor microaliate destinate fabricației conductelor de mare diametru sudate longitudinal, este realizată în prezenta lucrare, prin abordarea unui program experimental prezentat schematic în figura 7.1.

Acest program experimental poate fi utilizat după cum urmează:

experimentări de laborator efectuate cu scopul de a evidenția influența elementelor de microaliere specifice V, Nb asupra: microstructurii, substructurii și deformabilității la cald a oțelurilor aparținând clasei analizate; determinarea energiei de activare Q și a ecuațiilor constitutive pentru fiecare variantă de microaliere în parte;

realizarea unui model matematic de variație a mărimii de grăunte în timpul deformării plastice la cald, pe baza constantelor de material anterior determinate prin încercări de torsiune la cald.

7.1. Alegerea oțelurilor ce formează obiectul cercetărilor experimentale de laborator

Conținutul de carbon al oțelurilor aparținând clasei HSLA, este diferit, fiind cuprins în general între 0,02 și 0,25 cu toate că există și excepții remarcabile, ca în cazul grinzilor H unde %C =0,45%. Pentru experimentările de laborator a fost impus un conținut de carbon situat în domeniul 0,08%-0,12%. Conținuturile realizate sunt date în tab.7.1. Explicația alegerii acestui interval o constituie faptul că tendința generală în cazul acestei clase de oțeluri este reducerea puternică a conținutului de carbon concomitent cu sporirea nivelului de microaliere pentru obținerea unor rezistențe ridicate în condițiile menținerii unei bune sudabilității.

Conținutul de mangan impus a fi realizat s-a situat în intervalul 1,2-1,4%.

Sistemele de microaliere investigate au fost V și V+Nb, pentru comparație fiind studiată și o șarjă de referință tip C+Mn. Toate cele trei șarje conțin Al,Si,S,P conform tab.1.

7.1.1.Elaborarea sarjelor destinate experimentărilor de laborator

Elaborarea șarjelor utilizate în cazul experimentărilor de laborator a fost făcută într-un cuptor cu inducție în aer, tip LP 67, cu o capacitate de 50Kg. Compozițiile chimice realizate pentru fiecare variantă în parte sunt prezentate în tabelul 1.

Tehnologia experimentală de elaborare și turnare pentru aceste șarje a cuprins următoarele etape tehnologice: topirea-etapă în care s-a urmărit realizarea unei băi metalice de compoziție apropiată de cea realizată înaintea evacuării dintr-un covertizor clasic pe fluxul de la Sidex SA Galați; măsurarea temperaturii băii metalice; predezoxidarea oțelului cu Si, Mn, Al; prelevarea probei P1; alierea în vederea aducerii băii metalice în limitele compoziției chimice prescrise; prelevarea probei P2 și măsurarea temperaturii; adaosul de Al și FeV; evacuarea oțelului; tratarea oțelului cu SiCa imersat; prelevarea probei P3-finală; turnarea oțelului.

După topirea și îndepărtarea zgurei primare s-au adăugat pe baia descoperită: grafit; Mn metalic-pentru Mn=0,3%; Si metalic-pentru asigurarea unui raport Mn/Si 5; Al prin imersare, urmat de prelevarea probei P1. Pe baza rezultatelor analizei probei P1 s-au efectuat corecțiile pentru C, Mn, Si.

În condițiile în care temperatura băii metalice a fost apropiată de temperatura de evacuare s-a procedat la îndepărtarea zgurei și efectuarea adaosurilor de microaliere după cum urmează: Al prin imersare, FeNb, FeV. Înainte de evacuare a fost prelevată proba P2. Evacuarea s-a făcut în oala caldă și curată . fără scoarțe.

După evacuarea în oală s-a procedat la efectuarea adaosului de SiCa prin imersare la adâncime constantă în baia metalică.

Turnarea oțelului s-a făcut direct prin intermediul unei pâlnii intermediare de lingotiere de tip CIA de 50Kg.

7.1.2. Forjarea lingourilor, tratamentul termic al barelor

Lingourile au fost forjate în bare de 20mm la un ciocan de 500kgf. Temperatura de încălzire în vederea deformării plastice la cald a fost de 1150oC.

Reducerea pe fiecare trecere a fost de 10-15%.

Temperatura de sfârșit de forjare a fost de 840-850oC.

Barele destinate prelevării probelor pentru încercarea de torsiune la cald au fost normalizate la 880oC în scopul uniformizării structurii.

Temperaturile au fost măsurate cu ajutorul unor termocuple de contact de tip Pt-Rh-Pt respectiv cu pirometre optice cu radiație, etalonate în prealabil. Eroarea de măsură a fost de 5oC.

7.2. Considerații privind alegerea oțelurilor ce formează obiectul

experimentărilor industriale

concluziile ce s-au desprins în urma experimentărilor de laborator, a studiului documentar efectuat și a rulării programului de calcul realizat, au dus la posibilitatea stabilirii unei compoziții chimice ce a fost utilizată în cursul experimentărilor industriale.

Pornind de la premisa că laminarea controlată a oțelurilor HSLA trebuie înțeleasă ca fiind un concept care implică interacțiunea factorilor de pe întreg fluxul de fabricație, s-a stabilit compoziția de bază a șarjei care va fi utilizată în cadrul experimentărilor industriale, dar concomitent și etapele tehnologice necesar a fi parcurse pentru ca să existe o eficiență maximă a tratamentului termomecanic.

Pentru reliefarea importanței parametrilor tehnologice șarja experimentală a fost comparată cu o șarjă elaborată în condiții clasice, fără prescripții deosebite, la SIDEX S.A. GALAȚI. Compozițiile chimice ale celor două șarje sunt date în tabelul 2.

Tabelul nr.2. compozițiile chimice pe oțel lichid ale șarjelor utilizate în cadrul experimentărilor industriale.

7.2.1. Elaborarea și turnarea continuă a șarjei experimentale

-diferențe semnificative față de șarja clasică-

Măsuri ce au fost luate suplimentar față de tehnologia clasică în etapele de elaborare-turnare:

utilizarea fontei lichide desulfurate %S<0,005;

tratament VAD pentru obținerea unui nivel scăzut al oxigenului;

desulfurare suplimentară în VAD;

imersare de SiCa pentru modificarea formei incluziunilor sulfidice;

turnarea continuă a fost făcută cu protecția jetului între oală și distribuitor.

7.2.2. Laminarea șarjelor în condiții industriale

Ținând cont de modelul matematic elaborat, au fost alese trei scheme de deformare plastică la cald, diferite. Aceste scheme de deformare au fost aplicate șarjelor în secția L.T.G.2 de la SIDEX S.A. GALAȚI.

În cursul experimentărilor a fost realizată achiziția automată a datelor provenite din procesul de deformare plastică la cald; au fost achiziționate datele corespunzând următorilor parametrii specifici procesului de laminare tablă groasă, tabelul 3.

Tabelul nr.3 Domeniul de variație al principalilor parametrii achiziționați

7.3. Caracterizarea oțelurilor în scopul reliefării parametrilor care duc la creșterea rezistenței mecanice și a tenacității

Determinarea influenței semnificative a elementelor de microaliere cât și a parametrilor de deformare plastică la cald a fost efectuată prin cercetări în fază de laborator, care au dus în final la o compoziție chimică pentru care a fost elaborată la SIDEX S.A. GALAȚI o șarjă industrială.

Studiile și cercetările de laborator au urmărit programul experimental, prezentat sintetic în figura 1. Metodologia cercetărilor atât în fază de laborator cât și industrial este prezentată în componentele ei esențiale în cele ce urmează.

7.3.1. Compoziția chimică pe produs

Determinările realizate pe oțel lichid au fost dublate de efectuarea unor analize chimice pe produs. În acest scop a fost prelevat șpan din barele forjate și din probe provenite din tablele groase. Analize chimice au fost efectuate pe cale umedă.

7.3.1.1. Analiza prin descompunere termică fracționată

Utilizând principiul acțiunii maselor, dozarea prin fuziune reductivă în curent de gaz purtător, a fost utilizată în cadrul experimentărilor în vederea investigării conținutului total de oxigen și azot. Probele, cu dimensiunile 55mm, au provenit din barele forjate, respectiv din tablele laminate.

Determinările au fost făcute pe un aparat TC 436 AR LECO care permite urmărirea degajării CO format în timpul reducerii oxidului metalic:

MeO+CMe+CO

Reducerea oxizilor cu carbon ste determinată de valoarea entalpiei libere de formare, G. mecanismul reducerii cu carbon în prezența fierului cuprinde trei etape: difuzia carbonului în oțel; reducerea oxizilor; difuzia CO în baia lichidă.

Datele obținute ca urmare a procesului de dizolvare sunt reprezentate grafic sub forma unor termograme.

Deosebit de importantă pentru identificarea și analizarea reală a incluziunilor este operația de prelevare a probelor reprezentative. Astfel, pentru analiza gazelor din semifabricatele care au constituit obiectul cercetării, probele au fost luate după ce barele forjate respectiv tablele groase au fost curățate și debitate corespunzător. Pastilele, de dimensiuni 5q5mm trebuiesc debitate la viteză de strunjire mică – 50rot/min – pentru a se evita încălzirea. Înainte de începerea analizei, pastilele sunt degresate în tetraclorură de carbon.

Rezultatele determinării de oxigen total se citesc direct pe monitorul calculatorului cu care este prevăzut aparatul. Pentru analiza fracționată, datele se introduc într-un computer pe care a fost instalat în prealabil soft-ul SEPOX. Programul afișează inițial termograma corespunzătoare probei, așa cum este dată de aparat, cu datele neprelucrate; se face stabilirea elementelor de aliere ale oțelului analizat; se selectează din termogramă un domeniu de temperaturi cuprins între temperatura de începere a reacției de reducere, corespunzătoare apariției primului pic și temperatura ultimului pic; în final termograma este decelată în componente oxidice simple sau mixte.

Au fost efectuate analize pe opt probe diferite provenite din materialele analizate.

7.3.2. Puncte critice; diagrama de transformare

Punctele critice ale șarjelor studiate au fost determinate cu ajutorul unui dilatometru diferențial. Ele au fost utilizate pentru stabilirea schemelor de tratament termomecanic aplicate șarjelor experimentale.

7.3.3. Microstructura șarjelor analizate

Microstructura șarjelor analizate a fost studiată cu ajutorul unui microscop Reichert la măriri cuprinse în domeniul 100…1000. Au fost realizate determinări privind puritatea, forma și distribuția sulfurilor, mărimea grăuntelui ereditar, mărimea grăuntelui feritic final, mărimea grăuntelui austenitic inițial din care a provenit grăuntele feritic.

Mărimea medie a grăuntelui a fost exprimată în “m” și notată cu “D”. determinările au fost realizate prin numărarea directă pe geamul mat al microscopului, a grăunților intersectați de 3 linii paralele cu lungimea de 100mm din 20 de câmpuri microscopice la măriri de 10. Diametrul mediu al gărăunților “d” a fost determinat cu relația:

d,=np L103/WM.

unde n-numărul de câmpuri studiate pe o probă, (n=20); p-numărul de linii paralele pe același câmp, (p=3); L-lungimea luată în considerare pe geamul mat al microscopului; W-numărul de grăunți secționați complet de linii paralele; M-puterea de mărire 100.

Determinarea mărimii grăuntelui ereditar- a tendinței de creștere a grăuntelui la încălzire – a fost făcută utilizându-se metoda cementării, care este specifică oțelurilro cu %C<0,25. Probele prelevate din barele forjate anterior au fost așezate într-o cutie de tablă astfel încât distanța dintre ele să fie de minim 20mm. Probele au fost acoperit cu un amestec format din 70% cărbune de lemn și 30% carbonat de sodiu. Volumul amestecului de cementare a fost de 30 de ori mai mare decât volumul probelor. După cementare, probele au fost răcite cu cuptorul cu o viteză de 50oC/h până la 600oC după care au fost scoase în aer. Probele au fost pregătite pentru examinarea metalografică microscopică prin îndepîrtarea unui strat de 2mm de pe una din fețe, după care au fost pregătite șlifurile destinate examinării. Atacul s-a făcut cu nital 2% iar examinarea la microscop a fost făcută la putere de mărire de 100.

7.3.3.1. Analiza purității

Puritatea a fost determinată conform unei metode. Această metodă se utilizează pentru probe provenite din oțeluri elaborate în condiții speciale, cu conținut foarte scăzut în incluziuni nemetalice.

7.3.4. Analiza substructurii

Clarificarea unor aspecte privind influența microalierii asupra substructurii, influența schemelor de deformare plastică la cald și a parametrilor tratamentului termomecanic asupra substructurii oțelurilor analizate, a fost realizată folosind difracția de raze X.

7.3.4.1. Difracția de raze X

Difracția de raze X a fost realizată în două etape. În prima etapă a fost efectuată analiza calitativă a probelor metalice respectiv a reziduurilor, iar în cea de-a doua analiza substructurii oțelurilor în vederea stabilirii influenței microalierii și a parametrilor tehnologice asupra dimensiunii blocurilor în mozaic, densității de dislocații și a tensiunilor de ordinul doi.

7.3.4.1.1. Analiza calitativă de fază

A fost efectuată și analiza calitativă a probelor debitate din bare forjate și a rezidurilor obținute prin metode chimice de dizolvare. Folosind metoda de defracție Debye a fost trasată diagrama de difracție. Pe această diagramă s-au măsurat unghiurile maximelor de difracție și s-au calculat valorile distanțelor interplanare după legea lui Bragg. Cu ajutorul fișelor ASIM pentru compuși cristalini, [238,239,240] s-au identificat fazele cristaline.

7.3.4.1.2. Determinări de substructură

Analiza difractometrică a urmărit determinarea influenței microalierii și a parametrilor tehnologici ai tratamentului termomecanic asupra unor elemente de substructură, de exemplu mărimea D a blocurilor în mozaic, mărimea a/a a deformaților rețelei cristaline – deformații de ordinul doi – și a tensiunilor de ordinul doi, precum și asupra densității de dislocații .

Rezolvarea acestor probleme poate fi efectuată fie prin metoda aproximației, fie prin metoda analizei armonice. În prezenta lucrare a fost utilizată metoda aproximației.

CAPITOLUL VIII

CERCETĂRI PRELIMINARE, DE LABORATOR, REZULTATE ȘI

INTERPRETAREA LOR

8.1. Compoziția chimică și puritatea oțelurilor

Conform programului de cercetări prezentat în capitolul al acestei lucrări, influența elementelor de microaliere a fost studiată pe trei șarje diferite de oțel ale căror compoziții chimice pe oțel lichid sunt prezentate în tabelul 1.(v.cap.anterior).

A fost determinată și compoziția chimică pe produs, rezultatele obținute fiind prezentate în tabelul 1.

Tabelul nr.1 Compoziția chimică pe produs a oțelurilor studiate

Marile proiecte de magistrale destinate transportului produselor petroliere ale ultimilor ani au neglijat complet specificațiile API relative la conținutul de carbon; concomitent cu scăderea conținutului de carbon și-au pierdut valabilitatea și mai vechile formule pentru calculul carbonului echivalent, de exemplu formula:

IIW: %Cech=%C+5Mn/6+(%V+%Cr+%Mo)/5+(%Ni+%Cu)/15 Ec.1

deși este cea mai răspândită, este relevantă doar pentru 0,1<%C<0,2. Din multitudinea de relații propuse de diferiți cercetători și diferite organisme internaționale se desprind două care au fost recunoscute în prezent în specificațiile pentru conducte și anume:

Ito-Besyo:

%CE I-B=%C+(%Mn+%Cr+%Cu)/20+%Mo/15+%Și/30+%V/10+5%B Ec.2

Oshita: %CEN=%C+A(c)(%Și/24)+%Mn/6+%Cu/15+%Ni/20+(%Cr+%Mo+%Nb+%V)/5+5%B Ec.3

unde A(c)=0,75+0,25tanh20(%C-0,12).

Pentru cazul oțelurilor cercetate, rezultatele obținute ca urmare a aplicării celor trei formule de calcul sunt date în tabelul 2.

Tabelul nr.2 Procentul de carbon echivalent

Se constată faptul că în toate cazurile %Cech<0,35 ; %CE I-B<0,20;%; %CEN<0,40, valori ce se încadrează în cadrul general al oțelurilor pentru conducte.

Tipurile de oxizi prezente în cele trei șarje de oțel analizate sunt date în tabelul 3 pentru proba cea mai apropiată de medie.

În corelație cu conținutul și distribuția oxigenului au fost făcute determinări de puritate ale materialului metalic.

Rezultatele obținute sunt prezentate în tabelul 4.

Tabelul nr.4 Puritatea șarjelor experimentale

Se poatre observa că există o corelație între conținutul de oxigen din probele analizate și punctajul total în privința purității materialului metalic.

8.2. Diagrame de echilibru și la răcire continuă; influența microalierii cu V și V+Nb asupra punctelor critice ale oțelurilor studiate

Cu ajutorul dilatometrului Leitz au fost determinate punctele critice pentru cele trei tipuri de oțeluri utilizate. Rezultatele obținute sunt prezentate în tabelul 5.

Tabelul 5 Puncte critice de transformare

Datele prezentate în tabelul 5 pun în evidență faptul că atât V cât și Nb în soluție întârzie transformarea . Acest fapt este datorat segregării Nb la interfața /care duce la reducerea cineticii de creștere și la coborârea punctului Ar3.

Cantitativ, relația dintre conținutul de Nb și coborârea punctului Ar3 poate fi exprimată prin aceea că 0,01%Nb duc la scăderea punctului Ar3 cu 10oC.

Desigur, nu aceasta este situația și în momentul în care niobiul nu se mai găsește în soluție ci sub formă de precipitate. Pe de o parte, carbonitrurile de niobiu pot accelera transformarea , deoarece acționează ca locuri preferențiale de germinare a noi faze, ducând astfel la o creștere a punctului Ar3. O altă consecință a precipitării este că scăderea procentului de Nb din soluție duce la accelerarea transformării .

Pe de altă parte, precipitarea care se desfășoară chiar în timpul transformării duce la încetinirea transformării datorită blocării limitelor de către precipitate.

Aceste considerente fac din determinarea experimentală a punctelor critice un pas important în stabilirea parametrilor în tratament termomecanic pentru oțelurile HSLA.

Datele din tabelul 5 cât și din diagramele TTT și TRC evidențiază și rolul răcirii accelerate și influența ei asupra transformării . Cu cât crește viteza de răcire, cu atât descrește punctul Ar3 și se mărește viteza de transformare.

Acest fapt are două motive principale și anume: scăderea temperaturii Ar3 duce la coborârea întregului domeniu de transformare, fapt ce duce la creșterea subrăcirii T =Ac3-Ar3 făcând astfel să crească viteza de germinare, dar în același timp temperatura scăzută de transformare duce la germinarea intragranulară. O altă expălicație posibilă a mecanismului ar fi aceea că la creșterea subrăcirii T=Ac3-Ar3 făcând astfel să crească viteza de germinare intragranulară. O altă explicație posibilă a mecanismului ar fi aceea că la creșterea vitezei de răcire descrește procentul de ferită care se formează în timpul transformării – din cauza micșorării vitezei de creștere a feritei – și ca o consecință imediată, timpul de transformare se micșorează.

8.3. Influența microalierii cu V și V+Nb asupra mărimii grăuntelui ereditar,

real și asupra caracteristicilor mecanice

Rezultatele obținute pentru mărimea grăuntelui sunt prezentate în tabelul 6 și respectiv 7.

Tabelul nr.6 Mărimea de grăunte ereditar

Tabelul nr.7 Mărimea de grăunte feritic real

Din diagramele din figurile ** și** se poate observa faptul că eficacitatea microalierii asupra finisării granulației este maximă în cazul sistemului V+Nb. Acest lucru se datorează mecanismului de blocare a limitelor de grăunți de către precipitatele de V (C,N) respectiv N(C,N).

Eficacitatea microalierii este probată și de caracteristicile mecanice obținute pe barele forjate , arătate în tabelul 8. Valorile energiei de rupere prin șoc sunt obținute prin epruvete prelevate din bare pe direcție longitudinală.

Rezultatele obținute confirmă faptul că microalierea în sistemul V+Nb dă rezultate maxime în ceea ce privește finisarea grăuntelui atât a celui ereditar cât și a celui real.

În strânsă corelație caracteristicile mecanice de rezistență Rm, Rt0,5, sunt maxime, condițiile de procesare rămânând aceleași.

Aceste caracteristici sunt totuși situate la un nivel scăzut față de cele obținute prin procesare termomecanică.

Natura precipitatelor

Investigațiile efectuate prin difracție de raze X au pus în evidență existența precipitatelor în oțelurile studiate. În figurile ** respectiv ** sunt prezentate difractogramele pentru probe provenite din sistemele C-Mn, C-Mn-V respectiv C-Mn-V-Nb, obținute atât prin probă solidă, dar și pe precipitatul obținut ca urmare a dizolvării probelor.

În oțelul C-Mn au fost puse în evidență următoarele tipuri de precipitate specifice:

Tabelul nr.*** Precipitate specifice probei provenite din oțelul C-Mn

În oțelul C-Mn-V au fost puse în evidență următoarele tipuri de precipitate specifice

Tabelul nr.*** Precipitate specifice probei provenite din oțelul C-Mn-V

În oțelul C-Mn-V-Nb au fost puse în evidență în plus față de acestea.

Tabelul nr.*** Precipitate specifice probei provenite din oțelul C-Mn-V-Nb

În toate aceste trei situații au fost identificate pe diagrama de difracție și:

Tabelul nr.*** Precipitate specifice tuturor probelor

Din tabele de mai sus cât și din diagramele corespunzătoare putem constata faptul că atunci când precipită V și Nnb o fac sub formă de carbonitruri. Se poate afirma acest lucru deoarece NbC și NbN ca de altfel și VC și VN sunt compuși foarte asemănători între ei, au distanțe interplanare foarte asemănătoare și de asemenea o solubilitate completă în stare solidă, astfel încât formarea carbonitrurilor este desigur o certitudine.

Influența microalierii asupra parametrilor substructurii

Parametrii caracteristici ai substructurii oțelurilor studiate sunt dați în tabelul ***

Tabelul nr.*** principalii parametrii ai substructurii oțelurilor

Variația dimensiunii blocurilor în mozaic respectiv a densității de dislocații funcție de sistemul de microaliere, este prezentată de asemenea în figura ***.

Se observă faptul că microalierea cu Nb+V duce la puternice modificări ale parametrilor substructurii, fapt demonstrat și de investigațiile efectuate cu ajutorul microscopului electronic prezentate anterior.

Concluzii ale experimentărilor de laborator efectuate

Cercetările de laborator efectuate a dus la obținerea unor informații de importanță practică în ceea ce privește oțelurilor studiate. S-a constatat faptul că microalierea cu V respectiv V+Nb duce la obținerea unei structurii ferito-perlitice fine care este foarte eficace în obținerea unor caracteristici fizico-mecanice ridicate.

A fost pus în valoare faptul că fenomenele de precipitare au un rol important în ceea ce privește creșterea rezistenței mecanice a acestor oțeluri.

Au fost determinate energiile de activare ale proceselor de deformare plastică pentru cele trei tipuri de oțel studiate astfel încât pe baza acestor determinări s-a construit un model matematic de variație a diametrului mediu al grăuntelui în timpul procesului de deformare plastică la cald.

Investigațiile efectuate au scos în evidență faptul că cel mai eficace sistem de microaliere din acest punct de vedere este cel cu V+Nb.

Ca urmare a acestui fapt, pentru evidențierea influenței parametrilor tehnologici ai tratamentului termomecanic a fost ales un oțel C-Mn-V-Nb care a fost elaborat în condiții speciale, urmărindu-se obținerea unei purități ridicate prin controlul strict al tuturor parametrilor fluxului tehnologic.