Микроструктурные превращения и процессы карбидообразования в зоне термического влияния в супермартенситных коррозионностойких сталях тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.00.00, кандидат технических наук Ладанова, Елена Владимировна

• Ладанова, Елена Владимировна
• кандидат технических наук
• 2003

Оглавление диссертации кандидат технических наук Ладанова, Елена Владимировна

Введение

1 Литературный обзор б

1.1 Современное состояние разработок супермартенситных коррозионностойких сталей

1.2 Диаграммы состояния 9 1.2.1 Влияние легирующих элементов д

1.2.1.1 Влияние хрома и никеля Ю

1.2.1.2 Влияние углерода

1.2.1.3 Влияние молибдена

1.2.1.4 Влияние других элементов

1.3 уоа превращения в супермартенситных сталях

1.3.1 Мартенсиное превращение

1.3.2 Обратное а—* у превращение

1.4 Механические свойства супермартенситных коррозионностойких сталей

1.5 Образование третьей фазы в мартенситных коррозионностойких сталях

1.6 Цель и структура настоящей работы

2 Экспериментальные работы по выявлению закономерностей формирования аустенита в высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали

2.1 Введение

2.2 Материал и эксперименты

2.3 Результаты и обсуждение

2.4 Выводы

3 Исследование механических свойств высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали в моделированной зоне термического влияния до и после термической обработки

3.1 Введение

3.2 Материал и эксперименты

3.3 Результаты

3.3.1 Измерение твердости

3.3.2 Измерения ударной вязкости 4g

3.3.3 Исследование микроструктуры

3.3.4 Дислокационная субструктура

3.4 Обсуждение результатов

3.5 Выводы

4 Изучение процессов выделения карбидной фазы в ЗТВ многопроходных сварных швов в титансодержащей и безтитановой супермартенситных коррозионностойких сталях

4.1 Введение

4.2 Материалы и экперименты

4.3 Результаты 68 4.3.1 Исследование микроструктуры

4.3.1.1 Сталь «В»

4.3.1.2 Сталь «А»

4.3.2 Просвечивающая электронная микроскопия углеродных реплик

4.3.2.1 Сталь «В»

4.3.2.2 Сталь «А»

4.3.3 Просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг из стали «В»

4.3.3.1 Распределение хрома в состоянии после сварки

4.3.3.2 Распределение хрома в состоянии после ГГГО

4.4 Обсуждение результатов

4.4.1 Механизм образования карбидов типа М23С6 в стали «В», не легированной титаном

4.4.2 Исследование зон, обедненных хромом, встали «В», состояние после сварки

4.4.3 Механизм образования карбидов МСв стали «А», легированной титаном

4.4.4 Коррозионная стойкость металла ЗТВ в состоянии после сварки и после ПТО

4.5 Выводы

5 Исследование механизма карбидообразования в ЗТВ супермартенситных коррозионностойких сталей

5.1 Введение

5.2 Материалы и эксперименты

5.3 Результаты

5.3.1 Сталь «А»

5.3.1.1 Оптическая микроскопия

5.3.1.2 Просвечивающая электронная микроскопия Ю

5.3.2 Сталь «В» ЮЗ

5.3.2.1 Оптическая микроскопия ЮЗ

5.3.2.2 Просвечивающая электронная микроскопия Цб

5.4 Обсуждение результатов

5.4.1 Формирование 5-феррита в сталях «А» и «В»

5.4.2 Образование карбидов в исследуемых сталях

5.4.3 Формирование в стали «В» зоны, обедненной хромом

5.4.4 Причины межкристаллитной коррозии в супермартенситных коррозионностойких сталях

5.5 Выводы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Микроструктурные превращения и процессы карбидообразования в зоне термического влияния в супермартенситных коррозионностойких сталях»

Данная рукопись является переводом с английского языка диссертации на тему «Microstructural Transformations and Carbide Precipitation in the HAZ of Supermartensitic Stainless Steels», Выполненной и защищенной в Норвежском Университете Науки и Технологии (NTNU), г. Трондхейм, 2003 г.

В настоящей работе были изучены среднелегированная и высоколегированная супермартенситные стали. Принципиальная разница в легировании состоит в том, что высоколегированная марка содержала титан, а в состав среднелегированной стали титан не входит. Для высоколегированной стали было проведено исследование механических свойств, в частности твердости, а также были исследованы процессы образования остаточного аустенита в данной стали и их влияние на механические свойства. В обеих сталях подробно были изучены процессы карбидообразования. Подробно обсуждалась проблема коррозионной стойкости и склонности к МКК в связи с процессами выделения карбидов. Поскольку данные стали представляют большой интерес для производителей трубопроводов, а, следовательно, в процессе производства будут подвергаться сварке, то как механические свойства, так и процессы карбидообразования изучались в зоне термического влияния (ЗТВ) сварного шва, причем изучался металл как реальных швов, так и после термического моделирования сварки. Кроме того, было изучено влияние послесварочной термообработки (ПТО) на свойства сталей в ЗТВ.

Вся работа разделена на 5 глав. В Главе 1 объединены теоретические основы с обзором современного состояния развития данного вопроса. Причем, на момент написания данной работы супермартенситные коррозионностойкие стали были очень мало изучены, поэтому в Главе 1 также освещены проблемы, на которые стоит обратить более пристальное внимание при изучении данных сталей. А также, в Главе 1 дано введение в те вопросы, которые были исследованы в ходе работы.

В Главе 2 изучены прямое и обратное а-у превращения в высоколегированной марке стали. С помощью дилатометрических измерений были установлены температуры начала и конца прямого и обратного превращений. В ходе работы была установлена зависимость температурного диапазона обратного превращения от скорости нагрева, а также была изучена зависимость количества остаточного аустенита от температуры отпуска. Методом просвечивающей электронной микроскопии были изучены тонкие фольги, изготовленные из образцов с моделированной ЗТВ, где был обнаружен остаточный аустенит. На фольгах были выявлены длинные и узкие аустенитные зерна, расположенные между мартенситными иглами и с высокой плотностью дислокаций.

Результаты, описанные в Главе 2, тесно связаны с Главой 3, где были изучены механические свойства высоколегированной марки стали в моделированной ЗТВ. В данной части работы изучалось влияние различных режимов послесварочной термообработки на механические свойства и дислокационные реакции, происходящие в исследуемой стали.

В Главе 4 был подробно изучен металл ЗТВ многослойных сварных швов, выполненных в среднелегированной и высоколегированной марках стали. В среднелегированной стали, не содержащей титан, в ЗТВ были выявлены и идентифицированы карбиды (Сг,Ре)2зСб, расположенные по границам первичных аустенитных зерен. В высоколегированной стали были выявлены и идентифицированы карбиды TiC, содержащие небольшое количество хрома. В данной главе была предложена модель карбидообразования в ЗТВ многослойного сварного шва. Согласно этой модели, зона термического влияния, сформированная во время первого сварочного прохода, должна быть повторно нагрета для того, чтобы в ней произошло выделение карбидов. Температура повторного нагрева должна быть в интервале температур, при которых наиболее активно происходит выделение карбидов, но при этом температура не должна быть слишком высокой, чтобы не спровоцировать полное/практически полное обратное аустенитное превращение, т.к. диффузионная скорость в аустените сильно снижается по сравнению со скоростью диффузии в мартенсите.

Часть работы, описанная в Главе 5 является продолжением исследований в зоне термического влияния многослйного сварного шва. В этой части работы было проведено термическое моделирование ЗТВ двухпроходной сварки как в средне-, так и в высоколегированной стали. При этом изучалось влияние различных параметров моделирующей программы на финальную структуру моделированной ЗТВ. В ходе этих экспериментов была доказана обоснованность модели карбидообразования, предложенной ранее, для обеих исследуемых сталей.

Другими исследователями ранее уже отмечалось, что супермартенситные коррозионностойкие стали склонны к межкристаллитной коррозии/растрескиванию в зоне термического влияния. Также отмечалось, что среднелегированные марки таких сталей, не стабилизированные титаном или ниобием, более чувствительны к МКК, чем высоколегированные марки. В данной работе подробно обсуждаются причины межкристаллитной коррозии/растрескивания в обеих исследуемых сталях. Основные предположения основывались на исследовании процессов карбидообразования. Имеются веские основания предполагать, что причиной межкристаллитной коррозии в среднелегированной марке стали является образование вдоль границ первичных аустенитных зерен зоны, обедненной хромом, вследствие выделения хромсодержащих карбидов по границам аустенитных зерен. Причины межкристаллитной коррозии/растрескивания в высоколегированной марке стали, содержащей титан, до сих пор не до конца понятны.

В конце работы приводятся общие выводы, сделанные на основании всех приведенных исследований.

Заключение диссертации по теме «Технические науки», Ладанова, Елена Владимировна

Общие выводы

1. Были установлены температуры начала и конца мартенситного (Мн и Мк) и обратного аустенитного (Ari и Агз) превращений для высоколегированной супермартенситной стали.

2. Была изучена зависимость температур Агх и Аг3 от скорости нагрева. Установлено, что при скоростях нагрева до 12°С/с температуры превращения растут с увеличением скорости нагрева, обратное аустенитное превращение происходит по диффузионному механизму; при скоростях нагрева свыше 12°С/с температуры АГ1,з остаются постоянными с ростом скорости нагрева, обратное аустенитное превращение происходит по бездиффузионному механизму.

3. Было показано, что в высоколегированной стали стабильный (остаточный) аустенит образуется после аустенитизации во время отпуска при температурах 600 - 650°С, при этом количество остаточного аустенита в структуре уменьшается с увеличением температуры отпуска.

4. Показано, что формирование остаточного аустенита является одним из факторов, ведущих к улучшению вязких свойств, которое, в свою очередь, сопровождается снижением твердости. Экспериментально было определено, что на снижение твердости при различных режимах отпуска влияют несколько процессов: аннигиляция дислокаций, выделение и рост карбидов, а также формирование остаточного аустенита.

5. Было установлено, что в металле ЗТВ многослойных швов, выполненных в средне- и высоколегированной супермартенситных сталях, выделяются карбиды:

- TiC (в высоколегированной стали, содержащей титан),

- (Cr,Fe)23C6 (в среднелегированной стали).

Выявлено, что карбиды выделяются в основном по границам первичных аустенитных зерен, в наибольшей степени процесс идет в ЗТВ корня шва.

6. Была предложена модель процесса карбидообразования в металле ЗТВ, согласно которой для образования карбидов необходим повторный нагрев металла ЗТВ в температурном интервале, наиболее благоприятном для выделения карбидов.

7. Было выявлено, что Карбиды (Cr,Fe)23C6 в среднелегированной стали приводят к формированию зон, обедненных хромом. Данные зоны были измерены; установлено, что зоны узкие (10 - 15 пм) и располагаются вдоль границ первичных аустенитных зерен. Наличие таких зон ведет к снижению стойкости металла ЗТВ против МКК.

8. Был разработан и опробован режим термического моделирования зоны термического влияния двухпроходного сварного шва. При этом была доказана правомерность предложенной модели карбидообразования.

9. Установлено, что краткосрочная послесварочная термообработка приводит к улучшению коррозионных свойств металла ЗТВ.

Заключение.

Две супермартенситные коррозионностойкие стали , средне- и высоколегированная, были исследованы в данной работе с целью изучить их свойства в зоне термического влияния после сварки. Было проведено исследование механических свойств высоколегированной стали и их зависимость от различных режимов послесварочной термообработки, а также изучены процессы образования остаточного аустенита в металле ЗТВ во время ПТО. В ходе работы была предложена и проверена модель образования карбидов в металле ЗТВ обеих исследуемых сталей. Для проверки предложенной модели использовалось моделирование термического состояния ЗТВ двухпроходной сварки. По результатам проделанной работы могут быть сделаны следующие выводы:

Для высоколегированной стали были установлены температуры начала и конца аоу превращений: Аг1 и Аг3 для обратного аустенитного превращения и Мн, Мк для мартенситного превращения. Было установлено, что температуры АГ|;з зависят от скорости нагрева; при увеличении скорости нагрева до 12°С/с температуры растут, а при дальнейшем увеличении скорости нагрева - остаются постоянными. При этом обратное аустенитное превращение проходит по различным механизмам. При медленном нагреве аустенитное превращение происходит по диффузионному механизму, при высоких скоростях нагрева аустенитное превращение происходит по бездиффузионному сдвиговому механизму.

Во время отпуска после аустенитизации может формироваться как стабильный, так и настабильный аустенит. Стабильный аустенит остается в структуре после охлаждения, а нестабильный при охлаждении трансформируется в мартенсит. Экспериментально было показано, что в высоколегированной стали стабильный (остаточный) аустенит образуется во время отпуска при температурах 600 - 650°С, при этом количество остаточного аустенита в структуре уменьшается с увеличением температуры отпуска. Обнаруженные зерна остаточного аустенита имели узкую вытянутую форму, а в субструктуре - высокую плотность дислокаций. В образцах, отпущенных при температуре 680°С и выше остаточного аустенита обнаружено не было. В этих образцах обратное а—>у превращение прошло с высокой степенью полноты.

Остаточный аустенит заметно улучшает вязкие свойства металла ЗТВ моделированной и реальной сварки. Было показано, что, в основном, увеличение вязкости сопровождается снижением твердости в высоколегированной стали. Экспериментально было установлено, что на снижение твердости при различных режимах отпуска влияют несколько процессов: аннигиляция дислокаций, выделение и рост карбидов, а также формирование остаточного аустенита.

При изучении металла ЗТВ многослойных швов, выполненных в средне- и высоколегированной супермартенситных сталях, была проведена идентификация карбидов, образующихся в этих сталях. В высоколегированной стали, содержащей титан, выделяются карбиды титана TiC, а в среднелегированной стали, несодержащей титан, выделяются карбиды хрома (Сг,Ре)2зСб. Оба типа карбидов выделяются в основном по границам первичных аустенитных зерен. В наибольшей степени процесс карбидообразования прошел в ЗТВ корня шва. При этом, в металле ЗТВ от последних проходов многослойных сварных швов карбидов обнаружено не было.

Базируясь на вышеописанных наблюдениях была предложена модель выделения карбидов в металле ЗТВ в супермартенситных сталях. Согласно этой модели для выделения карбидов требуется по крайней мере два сварочных прохода. Во время первого сварочного прохода металл ЗТВ нагревается до высоких температур, при которых происходит полное или практически полное растворение всех присутствующих в стали карбидов, т.е. осуществляется процесс аустенитизации стали. После охлаждения ствуктура в металле ЗТВ полностью состоит из неотпущенного мартенсита. Во время следующего сварочного прохода металл ЗТВ от первого прохода вновь нагревается, но до более низких температур, в интервале которых и происходит выделение карбидов. Металл ЗТВ во время повторного нагрева остается в мартенситном состоянии, поэтому скорости диффузии высоки, что позволяет карбидам выделиться за короткое время повторного нагрева за счет следующего сварочного прохода. Данная модель позволяет объяснить, почему в металле ЗТВ от последнего сварочного прохода, т.е. там, где не было повторного нагрева металла, не выделяются карбиды.

Карбиды (Cr,Fe)23C6 в среднелегированной стали приводят к формированию зон, обедненных хромом, поскольку сами карбиды содержат большое количество хрома. Обнаруженные зоны узкие (10 - 15 пм) и располагаются вдоль границ первичных аустенитных зерен. Однако, не все проведенные измерения были успешными и наличие обедненных зон не было установлено вдоль каждой обнаруженной границы, содержащей карбид.

В ходе работы была предпринята попытка смоделировать термическое состояние металла ЗТВ двухпроходной сварки. В ходе эксперимента было изучено влияние на структуру и процессы карбидообразования таких факторов, как температура первого и повторного нагрева, температура интервала между нагревами и время выдержки при повторном нагреве. При этом была доказана правомерность предложенной модели карбидообразования.

Большое количество измерений распределения хрома на пересечении с границами зерен было сделано в образцах от моделированной ЗТВ в среднелегированной стали. В ходе данных измерений было показано, что карбиды хрома (Сг,Ре)2зСб действительно приводят к обеднению хромом близлежащих областей. Измеренные зоны обеднения хромом соизмеримы с зонами, выявленными в металле ЗТВ реального многопроходного шва. Таким образом, тот факт, что не все измерения, проведенные в металле ЗТВ реального шва, были успешными, свидетельствует скорее о том, что измерить обедненную зону сложно, чем о том, что зона не всегда формируется.

На базе лаборатории SINTEF были проведены эксперименты по изучению склонности к межкристаллитной коррозии сварных швов с V-образной разделкой, выполненных в среднелегированной супермартенситной стали, [70]. В ходе эксперимента было установлено, что металл ЗТВ таких швов имеет низкую устойчивость к МКК, однако после проведения короткострочной послесварочной термообработки устойчивость значительно повышалась. Позже теми же исследователями была установленна чувствительность к МКК металла ЗТВ сварных швов с V-образной разделкой, выполненных в высоколегированной супермартенситной стали, [71]. При этом, короткострочная послесварочная термообработка привела к улучшению коррозионных свойств металла ЗТВ. Следует отметить, что чувствительность к МКК в случае высоколегированной стали была значительно ниже, чем в среднелегированной стали. В настоящей работе были высказаны и обсуждены возможные причины межкристаллитной коррозии в исследуемых сталях. При этом была предложена теория зон обеднения, которая говорит о том, что обеднение хромом, формирующееся вдоль границ первичных аустенитных зерен, может привести к снижению коррозионной стойкости данных областей. Данная теория хорошо согласуется с результатами, полученными при изучении металла ЗТВ в среднелегированной стали, где вдоль границ зерен выделяются насыщенные хромом карбиды (Сг,Ре)2зСб, которые ведут к образованию зон, обедненных хромом. Во время короткой послесварочной термообработки зоны обеднения восстанавливаются за счет диффузии хрома из остального металла, поэтому металл более не склонен к МКК. Однако, причины межкристаллитной коррозии, выявленной в металле ЗТВ в высоколегированной стали, где по границам зерен не формируются карбиды хрома, еще не понятны до конца. Карбиды титана, выделяющиеся по границам зерен в высоколегированной стали, содержат некоторое количество хрома, но соотношение между количеством атомов металла и углерода в карбидах МС гораздо более низкое, чем в карбидах М2зСб, а, следовательно, никакого «опасного» обеднения хромом не может сформироваться в данной стали. Однако, тот факт, что послесварочная термообработка улучшает коррозионную стойкость высоколегированной стали также, как и среднелегированной стали, может означать, что причины возникновения склонности к МКК в обеих сталях одинаковы.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Ладанова, Елена Владимировна, 2003 год

1. L. Smith, М. Celant, "Martensitic Stainless Steels in Context", SMSS 2002, paper No 017.

2. STF24 F01211, SINTEF Internal Report, 2001.

3. E. Folkhard, "Welding Metallurgy of Stainless Steels", New York, 1988.

4. O. Kubaschewski, "Iron-Binary Phase Diagrams", Berlin-Heidelbeg-New York: Springer, Dusseldorf: Verlag Stahleisen m.b. H. 1982.

5. K. Bungardt, E. Kunze, E. Horn, "Untersuchungen uber den Aufbau des Systems Eisen-Chrom-Kohlenstoff', Arch. Eisenhuttenwes, vol. 29, pp. 193203, 1958.

6. E. Kunze, "Uber einen besonderen Legierungsbereich im Vierstoffsystem Eisen-KohlenstofF-Chrom-Nickel", Thyssen Edelstahl Techn. Ber. Vol.2, pp. 70-74, 1976.

7. M. Hansen, K. Anderko, "Constitution of Binary Alloys", New York-Toronto-London, 1958.

8. H.J. Edstrom, L. Ljunberg, "Rost- und saurebestandige Chrom-Nickel-Stahle mit max. 0,030% Kohlestoff als Konstruktionsmaterial fur die chemische Industrie", Werkst. U. Korrosion, vol. 15, pp. 743 753, 1964.

9. C.J. Bechtoldt, H.C. Vacher, "Phase Diagram Study of Alloys in the Iron-Chromium-Molybdenum-Nickel System, J.Res. Nat. Bur. Stand., vol. 58, pp. 7-19, 1957.

10. G.H. Eichelmann, F.C. Hull, "The Effect of Composition of Spontaneous Transformation of Austenite to Martensite in 18-8 Type Stainless Steel", Trans. A.S.M., vol. 45, pp. 77 104, 1953.

11. Sumitomo, Development of Supermartensitic Stainless Steel, 1998.

12. M. Kimura, Y. Miyata, T. Toyooka, Y. Kitahaba, "Effect of Retained Austenite on Corrosion Performance for Modified 13% Cr Steel Pipe", Corrosion 2000, paper No 00137.

13. A.G. Haynes, "Some Factors Governing the Metallurgy and Weldability of 13%Cr and Newer Cr-Ni Martensitic Stainless Steels", Supermartensitic Stainless Steels'99, paper No 3.

14. Grong, "Metallurgical Modelling of Welding", The Institute of Materials, 1994, p. 501.

15. C.A. Apple, G. Krauss, " The Effect of Heating Rate on the Martensite to Austenite Transformation in Fe-Ni-C Alloys", Acta Metallurgica, vol. 20, pp. 849 856, 1972.

16. T.G. Gooch, P. Woollin, A.G. Haynes, "Welding Metallurgy of Low Carbon 13% Chromium Martensitic Steels", Supermartensitic Stainless Steels'99, paper. No 22.

17. P.D. Balmers, M. Solari, C.L. Llorente, "Characteristics and Effects of Austenite Resulting from Tempering of 13Cr-NiMo Martensitic Steel Weld Metals", Materials Characterization, vol. 46, pp. 285 296, 2001.

18. P.W. Hochanadel, C.V. Robino, G.R. Edwards, M.J. Cieslak, "Heat Treatment of Investment Cast PH 13-8 Mo Stainless Steel: Part I. Mechanical Properties and Microstructure", Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 25A, pp. 789 797, April 1994.

19. H. Asahi, T. Muraki, Т. Нага, H. Tamehiro, "High Chromium Martensitic Stainless Steel for Line Pipe", NACE Corrosion'95, paper No 79, 1995.

20. M. Suga, M. Nagee, M. Katahira, Sh. Endo, T. Arakawa, M. Itoh, "13% Cr Stainless Steel Pipe Manufactured by UOE Process", NKK Technical Review No 81, pp. 37 44, 1991.

21. K. Ogawa, H. Hitara, K. Kondo, H. Amaya, M. Ueda, H. Takabe, Y. Miyazaki, Y. Komizo, "Weldability of Super 13Cr Martensitic Stainless Steel Development of Super 13Cr Steel for Line Pipe (2)", Supermartensitic Stainless Steels'99, paper No 25.

22. E. Deleu, A. Dhooge, J.-J. Dufrane, "Weldability and Hot Deformability of Different Supermartensitic Stainless Grades by Weld Simulation Testing", Supermartensitic Stainless Steels'99, paper No 27.

23. G. Rabensteiner, E. Perteneder, J. Tosch, "Optimierung von weichmartensitischen Chrom-Nickel-Scweibgutegierungen fur den Einsatz im Kernreaktorbau", DVS -Bericht, vol. 75, pp. 261 265, 1982.

24. A. Bjarbo, "Austenitizing, Hardening and Tempering of a Modified 12% Chromium Steel", Scandinavian Journal of Metallurgy, vol. 23, pp. 103-112, 1994.

25. K.P. Balan, A. Venugopal Reddy, D.S. Sarma, Effect of Single and Double Austenitization Treatments on the Microstructure and Mechanical Properties of 16Cr-2Ni Steel", JMEPEG, Vol. 8(3), pp. 385 393, June 1999.

26. P.T. Lovejoy, "Structure and Constitution of Wrought Martensitic Stainless Steels", Handbook of Stainless Steels, ed. by D. Pechner and I.M. Bernstein, pub. by McGraw-Hill Book Company, New York, 1977,6.1-6.23.

27. M.D. Perkas, V.M. Kardonskyi, "High Strength Martensitic Steels", Metallurgy, Moscow, 1970.

28. M. Tvrdy, V. Vodarek, G. Roznovska, A. KorsaK, j. Seliga, J. Barta, P. Tkacik, "Production Development and Industrial Application of 12Cr-6Ni-2,5Mo Steels", Supermartensitics 2002, paper No 004.

29. J.J. Dufrane, E. Franceschetti, J. Heather, H. van der Winden, "Weldable 13Cr Steel. The development of the Components for a Wet Gas Piping System", Stainless Steel World, pp. 27-33, April 1999.

30. T. Rogne, M. Svenning, SINTEF Internal Report STF24F012.

31. P.D. Bilmes, M. Solari, C.L. Llorente "Characteristics and effects of austenite resulting from tempering of 13Cr NiMo martensitic steel weld metals", Materials Characterization 46 (2001), pp 285 - 296.

32. M. Kimura, Y. Miyata, T. Toyooka, Y. Kitahaba "Effect of retained austenite on corrosion performance for modified 13% Cr steel pipe", Corrosion 2000, paper No. 00137.

33. F.G. Caballero, C. Capdevila, C. Garcia de Andres "Modelling of kinetics of austenite formation in steels with different initial microstructures", ISIJ International, Vol. 41 (2001), No. 10, pp. 1093 1102.

34. C. Garcia de Andres, F.G. Caballero, C. Capdevila, L.F. Alvarez "Application of dilatometric analysis to the study of solid-solid phase transformations in steels", Materials Characterization 48 (2002), pp. 101 -111.

35. R.L. Miller "A rapid X-ray method for the determination of retained austenite", Transactions of the ASM, vol. 57, 1964, pp. 892 899.

36. K.P. Balan, A. Venugopal Reddy, D.S. Sarma "Effect of single and double austenitization treatments on the microstructure and mechanical properties of 16 Cr 2Ni Steel", JMPEG (1999) vol. 8, pp. 385 - 393.

37. K.P. Balan, A. Venugopal Reddy, D.S. Sarma, "Austenite Precipitation during tempering in 16Cr 2Ni martensitic stainless steels", Scripta Materialia, vol. 39, No. 7, pp. 909 - 905, 1998.

38. A.G. Haynes "Some factors governing the metallurgy and weldability of 13%Cr and newer Cr- Ni martensitic stainless steels", Suprmartensitic Stainless Steels'99, conference proceedings, paper S99 3.

39. C.A. Apple, G. Krauss Acta Metall vol. 20, 1972, p. 849

40. T.G. Gooch, "Heat Treatment of Welded 13%Cr-4%Ni Martensitic Stainless Steels for Sour Service", Welding Research Supplement, July 1995, pp. 213223.

41. P.W. Hochanadel, C.V. Robino, G.R. Edwards, MJ. Cieslak, "Heat Treatment of Investment Cast PH 13-8 Mo Stainless Steel: Part I. Mechanical Properties and Microstructure", Met. And Mat. Transactions, vol. 25A, April, 1994, pp. 789 798.

42. W.M. Garrison, Jr., J.A. Brooks, "The Thermal and Mechanical Stability of Austenite in the Low Carbon Martensitic Steel PH 13-8", Materials Science and Engineering, A149, 1991, pp. 65 72.

43. L. Coudreuse, V. Ligier, Ch. Lojewski, P. Toussaint "Environmental induced cracking (SSC and SCC) in supermartensitic stainless steels", Supermartensitic Stainless Steels 2002, paper 02

44. P. Felton, M.J. Schofleld "Extending of limits of corrosion behaviour of modified 13% Cr martensitic OCTG at high temperatures", Supermartensitic Stainless Steels'99, paper 32.

45. T. Rogne, H.I. Lange, M. Svenning, S. Aldstedt, J.K. Solberg, E. Ladanova, S. Olsen, R. Howard, R. Leturno " Intergranular Corrosion/Cracking of Weldable 13% Cr Steel at Elevated Temperature", Corrosion 2002, paper 02428.

46. T. Rogne, M. Svenning " Intergranular Corrosion of Supermartensitic Stainless Steels a High Temperature Mechanism?", Supermartensitic Stainless Steels 2002, paper 024.

47. SINTEF internal report, STF24 F01284.

48. Grong "Metallurgical Modelling of Welding", The Institute of Materials, 1994.

49. E. Folkard "Welding Metallurgy of Stainless Steels" 1984, New York.

50. SINTEF internal report, STF24 F01211.

51. P. Villards, L.D. Calvert "Pearson's Handbook of Crystallographic Data for Intermetallic Phases", American Society for Metals, 1985, vol.2, pp 1509, 1510, 1513.

52. A. Baumel, Wekst. U Korrosion, vol. 26, 1975, pp 433-443.

53. SINTEF internal report, STF24 F03204: non published data.

54. J. Enerhaug et. al. "Qualification of welded super 13%Cr Martensitic Stainless Steels for the Asgard field", NACE CORROSION 1999, paper No. 587.

55. A. Dhooge, E. Deleu, A.Holy: "Weld Simulation Testing of Different Supermartensitic Stainless Steel Grades", Supermartensitics 2002 paper 030.

56. Internal SINTEF Report STF24 F01284, "Mechanisms for Intergranular Corrosion/ SCC of Supermartensitic 13Cr Weldments at Elevated Temperature"

57. H.J. Wiester, G. Pier: "Untersuchungen uber die interkristalline Korrosion austenitischer Chrom-Nickel-Stahle nach langdauernder Beanspruchung zwischen 450 und 800 °C" Arch. Eisenhuttenwes, vol. 30, pp 293-297, 1959.

58. H.Wiegand, M. Doruk: "Einflub von Kohlenstoff und Molybdan auf die Ausscheidungsvorgange, besonders auf die Bildung intermetalischer Phasen in austenitischen Chrom Nickel - Stahlen." Arch. Eisenhuttenwes, vol. 33, pp 559-566, 1962.

59. H. J. Edstrom, L. Ljundberg: "Rost- und saurebestandige Chrom Nickel -Stable mit max. 0,03 % Kohlenstoff als Konstruktionsmaterial fur die chemische Industrie." Werkst. U. Korrosion, vol. 5, pp 743-753, 1964.

60. G. Herbsleb, H. J. Schuller, P. Schwaab : "Ausscheidungs- und Korrosionsverhalten unstabiliserter und stabiliserter 18/10 Chrom - Nickel - Stahle nach kurzzeitigem sensibilisierendem Gluhen." Werkst. U. Korrosion, vol. 27, pp 560 - 568, 1976.

61. P. Villards, L.D. Calvert "Pearson's Handbook of Crystallographic Data for Intermetallic Phases", American Society for Metals, 1985, vol.2, pi583.

62. V. Cihal, "Intergranular Corrosion of Steels and Alloys" ELSEVIER, Materials Science Monographs, 18, 1984.

63. T. Rogne et al., SINTEF Internal Report STF24 F03204:non published data.

64. T. Rogne et al., SINTEF internal report, STF24 F01211.71 .T. Rogne et al., SINTEF internal report, STF24 F03204: non published data.1. Список публикаций:

65. Ladanova E.V., Solberg J.K., Rorvik G., Kvaale P.E "Post weld heat treatment response of coarse grained heat affected zone in a supermartensitic stainless steel". Supermartensitic Stainless Steels'99, Brussels 1999

66. Rogne Т., Lange H.I., Aldstedt S., Svenning M., Solberg J.K., Ladanova E.V. "Elevated temperature corrosion/cracking of large diameter weldable 13% Cr linepipe", Congresso internacional de ductos, Merida, Yucatan, nov. 2001

67. Rogne Т., Lange H.I., Aldstedt S., Svenning M., Solberg J.K., Ladanova E.V. "Elevated temperature corrosion/cracking of large diameter weldable 13% Cr linepipe", EUROCORR 2001 oct. 2001

68. Rogne Т., Lange H.I., Aldstedt S., Svenning M., Solberg J.K., Ladanova E.V., "Intergranular corrosion/cracking of weldable 13% Cr steel at elevated temperature", Corrosion 2002, paper 02428.2002

69. Ladanova E.V., Solberg J.K., Rogne T. "Transmission electron microscopy investigation of precipitation reactions in coarse-grained heat affected zone in two 13%Cr supermartensitic stainless steels", Supermartensitic Stainless Steels'02, Brussels 2002

70. Solberg J.K., Ladanova E., Rogne Т., "Investigation of the Precipitation Mechanism in HAZ of Supermartensitic Stainless Steels. Two-pass Weld Simulation" Proceedings of EUROCORR 2004 2004 pp 1-10.