Особенности структуры и свойства зоны термического влияния сварных соединений сталей класса прочности К56 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Шекшеев, Максим Александрович

• Шекшеев, Максим Александрович
• кандидат технических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат технических наук Шекшеев, Максим Александрович

Содержание

Введение

1. Аналитический обзор современного состояния металловедения сварки трубных сталей. Постановка цели и задач исследования

1.1. Требования к сталям и прокату для магистральных трубопроводов

1.2. Развитие трубных сталей

1.2.1. Технология производства низколегированных трубных сталей

1.2.2. Механизм дисперсионного упрочнения трубных сталей

1.3. Производство сварных соединений трубопроводов

1.4. Формирование структуры сварных соединений

1.4.1. Структура участков зоны термического влияния

1.4.2. Превращения в зоне термического влияния сварных соединений трубных сталей

1.4.2.1 Ферритное превращение

1.4.2.2 Бейнитное превращение

1.4.2.3 Мартенситное превращение

1.5. Влияние химического состава стали на структуру и свойства свар-

25

ных соединений

1.5.1. Влияние легирующих элементов

1.5.2. Влияние микролегирующих элементов

1.6. Свариваемость трубных сталей

1.7. Цель и задачи работы

2. Объект и методы исследования

2.1. Выбор материала исследований

2.2. Методы и оборудование для экспериментальных исследований

2.2.1. Сварочное оборудование и материалы

2.2.2. Исследование влияния технологических параметров сварки на

39

2.2.3.1. Проверка адекватности регрессионной модели

2.2.4. Анализ микроструктуры и рентгенофазовый анализ

2.2.5. Оценка механических свойств

2.3. Определение температурно-временных параметров металла

47

при воздействии сварки

2.3.1. Расчет параметров термического цикла сварки

2.3.2. Исследование температурного состояния многослойных сварных соединений

3. Исследование воздействия дуговой сварки на структуру и свойства

52

проката класса прочности К56

3.1. Влияние химического состава стали на склонность к образованию

52

трещин при воздействии сварки

3.2. Исследование влияния технологических параметров дуговой сварки на структуру и свойства металла околошовного участка прока- 53 та класса прочности К56

3.2.1. Влияние параметров ручной дуговой сварки

3.2.2. Влияние параметров механизированной сварки

3.2.3. Влияние параметров автоматической сварки

3.2.4. Исследование свойств металла околошовного участка в зави-

64

симости от параметров режима сварки

3.3 Исследование влияния скоростей охлаждения на структуру и свой-

68

ства металла околошовного участка

3.4. Исследование структуры и свойств металла околошовного участ-

73

ка в зависимости от уровня погонной энергии сварки

4. Исследование влияния режимов сварки на структуру и свойства многослойных сварных соединений проката класса прочности К56

81

4.2. Послойное изучение изменения структуры многослойных свар-

ных соединений проката класса прочности К56

4.3. Исследование влияния режимов сварки на механические свойства

97

многослойных сварных соединений проката класса прочности К56

4.4. Исследование влияния углеродного эквивалента на трещиностой-

102

кость проката класса прочности К56 при сварке

4.5. Внедрение результатов диссертационной работы

Общие выводы

Список литературы

Приложение А

Приложение Б

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности структуры и свойства зоны термического влияния сварных соединений сталей класса прочности К56»

Введение

Начало XXI века для России охарактеризовалось реализацией крупных инженерно-технических проектов по строительству магистральных нефте- и газопроводов нового поколения, прокладываемых в сложных природно-климатических и сейсмогеологических условиях.

К 2006 году трубная промышленность оценивала потребность в 1 млн. т. в год качественного листового проката. На тот момент, по мнению российских производителей труб, отечественная металлургия была не способна производить металлопрокат для выпуска труб большого диаметра, необходимых для реализации крупных проектов в нефтегазовой отрасли. Для удовлетворения потребностей «Транснефти» и «Газпрома» подходил лист, производимый на металлургических предприятиях Украины, Польши, Кореи.

В 2009 году на ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат (ММК)» был пущен в строй реверсивный широкополосный стан горячей прокатки, стан «5000». Основу выпускаемого сортамента составили труб-ный-штрипсовый толстолистовой прокат, поставляемый по различным классам прочности. Основными потребителями продукции стана стали предприятия трубной промышленности - «Челябинский трубопрокатный завод» и «Выксунский металлургический завод».

Тенденции к повышению производительности перекачки нефти и газа определили необходимость перехода на более высокий уровень давления в трубопроводе (номинальное рабочее давление свыше 9,8 МПа), а также использования труб с наибольшими разрешенными для магистральных трубопроводов диаметрами: 1420 мм для газопроводов и 1220 мм для нефтепроводов. Данные обстоятельства обусловили применение для производства трубопроводов высокопрочного низколегированного проката классов прочности К56, К60, К65, К70, так как использование сталей с меньшими прочностными свойствами приводило бы к чрезмерно высоким расчетным значениям толщины стенки трубы.

Низкая себестоимость обусловила широкое применение способов дуговой сварки при производстве труб и монтаже трубопроводов. Однако, неоднородность структуры и свойств, характерных для сварных соединений приводят к разрушению и определяют продолжительность безаварийной эксплуатации трубопроводов.

Целью настоящей работы является обеспечение формирования требуемых структуры и свойств сварных соединений проката класса прочности К56 при различной технологии дуговой сварки, которая была успешно решена в ниже приводимой диссертационной работе.

1. Аналитический обзор современного состояния металловедения сварки трубных сталей. Постановка цели и задач исследования

1.1. Требования к сталям и прокату для магистральных трубопроводов

Трубопровод это сложное сооружение высокого уровня безопасности и надежности [1, 2].

Для снижения металлоемкости магистральных трубопроводов в России и за рубежом ведется разработка трубных сталей высокой прочности, обладающих комплексом свойств, необходимых для эксплуатации в тяжелых природных условиях.

В целях предупреждения разрушений к трубам предъявляются высокие требования в отношении механических свойств. В частности, эти требования сводятся к тому, что основной металл должен иметь высокую прочность, обладать хорошей вязкостью и способностью сопротивляться хрупкому разрушению при температурах строительства и эксплуатации, а также иметь хорошую пластичность и свариваемость [3-5].

В настоящее время требования к ударной вязкости для нефтепроводов из труб диаметром 1220 мм нормируются на уровне 50 - 80 Дж/см2. Для газопроводов нормируемый показатель ударной вязкости достигает 150 Дж/см2 [6, 7].

Высокие требования к ударной вязкости сталей для газопроводов объясняются необходимостью охлаждения газа при транспортировке. При транспортировке нефти таких проблем не возникает, так как в северных районах ее подогревают, и основная задача сводится к принятию мер предотвращающих образование дефектов сварки в процессе строительства трубопровода [8].

При сварке технологических стыков в заводских условиях и кольцевых неповоротных стыков при монтаже трубопроводов ключевым показателем трубных сталей является свариваемость. Под свариваемостью пони-

мается свойство металла образовывать при установленной технологии сварки надежное соединение, отвечающее требованиям нормативно-технической документации. Другой характеристикой свариваемости является способность металла сварного соединения сопротивляться образованию трещин [9].

Трубы большого диаметра (ТБД), применяемые при строительстве магистральных трубопроводов, производятся с применением дуговой сварки под флюсом. В монтажных и ремонтных работах широкое применение нашли способы ручной дуговой сварки покрытым электродом и сварки плавящимся электродом в среде защитных газов. Процесс сварки характеризуется интенсивным нагревом и охлаждением кромок свариваемого металла. При этом происходит образование зоны термического влияния (ЗТВ), в которой возможно появление неблагоприятных структур, из-за чего может произойти снижение вязкости металла и его охрупчивание [10].

Таким образом, обеспечение свариваемости и работоспособности сварного соединения являются одними из основных вопросов при разработке технологии производства высокопрочных труб.

1.2. Развитие трубных сталей

В первоначальный период развития трубопроводного транспорта в СССР в начале 1950-х годов для изготовления труб магистральных трубопроводов применяли горячекатаные стали, прочностные свойства которых обеспечивались за счет твердорастворного, преимущественно, механизма посредством повышения в стали содержания углерода и марганца или хрома. Стали соответствовали зарубежным стандартам категориям Х42 - Х46 и обладали невысокой ударной вязкостью. Для экспандированных труб диаметром до 1020мм применяли сталь 19Г, для горячекатаных труб - 14ХГС. Указанные стали имели повышенную склонность к хрупкому разрушению, известны случаи протяженных разрушений газопроводов [11].

В середине 1960-х годов для газонефтепроводных труб диаметром до 1220 мм на давление 5,5 МПа были созданы низколегированные кремний-марганцевые (Si-Mn) стали также на основе твердорастворного упрочнения (горячекатаные и нормализованные) с пределом прочности сгв <510 Н/мм2 (17ГС, 17Г1С), которые позже были усовершенствованы (нормализованная сталь марки 17Г1С-У с содержанием < 0,02% S).

В дальнейшем накопленный опыт применения низколегированных Si-Mn сталей для газопроводных труб показал, что последующее повышение их прочности за счет увеличения содержания углерода и элементов, входящих в твердый а-раствор, не представляется возможным, ввиду ухудшения вязкости и свариваемости. Поэтому развитие сталей вели путем использования дисперсионного упрочнения и измельчения зерна феррита за счет микролегирования ванадием в сочетании с повышенным содержанием азота (до 0,025%).

Низколегированные стали третьего поколения (с конца 1960-х годов) скарбонитридным упрочнением (нормализованные стали 14Г2САФ, 16Г2САФ, 17Г2АФ, 14Г2АФ-У) имели ав= 550 - 590 Н/мм2, что соответствовало категориям прочности Х56 - Х60 по стандарту API (American Petroleum Institute) [12].

Указанные стали по комплексу свойств (прочность, ударная вязкость, пластичность) существенно превосходили Si-Mn стали. Высокие вязкие свойства таких сталей достигались в результате снижения содержания серы (до 0,008% в стали 14Г2АФ-У). Однако нормализованные стали не соответствовали предъявляемым требованиям по предотвращению возможности лавинных разрушений вследствие невысоких характеристик сопротивления хрупкому разрушению.

Параллельно с целью повышения сопротивления хрупкому разрушению и свариваемости металла для труб с сгв = 510 — 540 Н/мм2 была создана группа экономнолегированных сталей 13ГС, 13Г1С-У, подвергаемых термомеханической прокатке, которые характеризовались пониженным содержа- 8 -

нием углерода, повышенной чистотой по сере (до 0,007%) и микролегирующей добавкой титана [13].

Трубные стали четвертого поколения - малоперлитные с добавками карбонитридообразующих элементов, подвергаемые термомеханической (контролируемой) прокатке, с переделом прочности ств= 550 - 590 Н/мм2, например - 05Г1Б, 09Г2ФБ, 10Г2ФБ. Температура эксплуатации труб из этих сталей -15 - -20°С. В связи уникальным влиянием ниобия на процесс структурообразования при горячей деформации (рекристаллизация, рост зерна, дисперсионное твердение) его используют для легирования практически всех сталей четвертого поколения.

Дальнейшее развитие сталей сосредотачивалось в направлении создания низколегированных сталей, например 03Г2БТР, 08Г2МФ, 08Г2ФБТ и др., с иными типами структур (игольчатого феррита, феррито-бейнитной) подвергаемых термомеханической прокатке с временным сопротивлением до 640 Н/мм2 [5].

1.2.1. Технология производства низколегированных трубных сталей

Современные трубные стали производятся посредством их термомеханической прокатки. Термомеханическая прокатка (контролируемая прокатка) определяется как процесс, позволяющий получить свойства материала, недостижимые при проведении только термической обработки.

Наиболее эффективным способом улучшения, как прочности, так и вязкости конструкционных сталей является измельчение зерна [11]. Процесс термомеханической прокатки направлен на достижение этой цели путем объединения пластической деформации и управления процессами формирования микроструктуры - ускоренным охлаждением и наличием мелкодисперсных включений карбонитридов преимущественно ванадия и ниобия.

Основные этапы процесса: нагрев заготовки, черновая (предварительная) прокатка, чистовая (окончательная) прокатка, последеформацион-ное охлаждение.

Для облегчения процесса горячей деформации традиционно применяли довольно высокие температуры под прокатку. Однако процесс термомеханической прокатки в отличие от обычной горячей прокатки начинается с контроля величины зерна при нагреве перед деформацией. Чем меньше аус-тенитное зерно перед деформацией, тем ниже температура прокатки и выше степень деформации при каждом пропуске, тем мельче будет рекристалли-зованное зерно.

1.2.2. Механизм дисперсионного упрочнения трубных сталей

Основными упрочняющими дисперсными фазами в сталях являются карбиды, нитриды и комплексные соединения на их основе. Карбиды и нитриды переходных металлов относятся к фазам внедрения и в большинстве случаев образуют кристаллическую решетку типа ЫаС1, в которой атомы С и N заполняют октаэдрические междоузлия. Элементы IV и V групп Периодической системы элементов Д.И. Менделеева, к числу которых относятся ниобий, ванадий и титан, являются сильными карбидо- и нитридообразующими элементами. Кинетика выделения карбонитридных фаз из твердого раствора определяется условиями образования зародышей, диффузионной подвижностью элементов, степенью переохлаждения и уровнем внутренних напряжений [11].

Дисперсионное упрочнение является результатом торможения дислокаций выделениями. Упрочнение стали определяется механизмами взаимодействия дислокаций с частицами: торможение упругими полями напряжений, перерезание или огибание частиц. Реализация механизмов упрочнения зависит от природы и морфологии фаз.

Эффект дисперсионного упрочнения в первую очередь определяется объемной долей и размером частиц (рис. 1.1). Очень эффективны для дисперсионного твердения частицы размером примерно от 1 до 2 нм. Такие дисперсные выделения когерентны с матрицей, они обычно формируются в процессе или после у-а-превращения в феррите.

Содержание ниобия. %

Рис. 1.1. Эффект дисперсионного твердения частицами фазы МэС в зависимости от объемной доли и размера частиц [11]

1.3. Производство сварных соединений трубопроводов

Производство трубопровода состоит из двух основных этапов - производства трубных заготовок в заводских условиях и монтажных работ по соединению этих заготовок в единую нить трубопровода.

Производство труб с продольным сварным швом включает в себя формовку трубной заготовки из листа и последующую сварку. По способу формовки листа различают формовку прессовую и на вальцах [14].

Для соединения кромок листов используется автоматическая сварка под флюсом (АФ), что обусловлено высокой производительностью этого способа сварки и малыми экономическими затратами.

Сварка под флюсом представляет процесс, при котором плавление и соединение металлов происходит под действием тепла дуги, которая горит

между концом подаваемой электродной проволоки и изделием под слоем флюса [15, 16].

Электродная проволока с катушки подается в зону дуги. Из бункера, перед сварочной головкой, на изделие подается флюс. Расплавленная и затвердевшая часть флюса образует на шве толстую шлаковую корку. Флюс насыпается слоем толщиной 40 - 80 мм и шириной 40 - 100 мм, дуга погружена в массу флюса и горит в жидкой среде расплавленного флюса, в газовом пузыре, образуемом газами и парами, создаваемыми дугой (рис. 1.2). Не использованный при сварке остаток флюса отсасывается для дальнейшего использования.

На результат процесса сварки оказывают влияние ряд контролируемых параметров, к которым относятся: сила тока, напряжение, скорость сварки, диаметр электрода, вылет электрода, угол наклона электрода, состав флюса, ширина и глубина слоя флюса [17].

Производство монтажных стыков трубопроводов происходит с применением ручной дуговой сварки покрытыми электродами (РДС) и механизированной сварки плавящимся электродом в среде защитных газов (МП). Особенностью производства неповоротных кольцевых швов является необходимость ведения сварки во всех пространственных положениях, в связи, с чем происходит вынужденная регулировка параметров сварки.

Дуговая сварка в среде защитных газов менее эффективна, чем сварка под слоем флюса [18]. Однако сварка в среде защитного газа не имеет ограничений по месту и положению сварного шва и позволяет получать соединения, обладающие хорошими механическими свойствами. При МП применяют проволочные электроды, как и при АФ, но в качестве защиты, в зону сварки, подается струя активного или инертного газа, или их смеси. Чаще всего в качестве защиты, при МП, используют углекислый газ или его смеси с аргоном, в различных пропорциях.

Рис. 1.2. Схема сварки под флюсом [19]: 1 - токопровод к изделию; 2 - токопровод к электроду; 3 - подающие ролики; 4 - электродная проволока; 5 - парогазовый пузырь; 6 - флюс; 7 -расплавленный флюс; 8 - шлаковая корка; 9 - основной металл; 10 - сварной шов; 11 - сварочная ванна; 12 - сварочная дуга

При производстве трубопроводов РДС получила самое широкое распространение, как наиболее универсальный способ сварки. Однако ее применение связано с сильным влиянием человеческого фактора, так как качество сварных соединений выполненных РДС, в значительной степени зависит от условий работы и производственных навыков сварщиков [19].

Ручная дуговая сварка представляет собой процесс, при котором дуга горит между концом штучного электрода и свариваемым изделием (рис. 1.3).

В процессе сварки электрод перемещают по направлению к изделию по мере плавления электрода, вдоль соединения и поперек стыка для получения необходимой формы и сечения шва.

При сварке покрытым электродом происходит плавление стержня и покрытия. Расплавляющееся покрытие образует шлак и газы. Шлак обволакивает капли металла, появляющиеся при плавлении электродной проволоки. Выделяющиеся при расплавлении покрытия газы оттесняют воздух из зоны плавления и способствуют созданию лучших условий защиты. Жидкий шлак затвердевает и образует на поверхности шва твердую шлаковую корку, удаляемую после сварки.

Рис. 1.3. Схема ручной дуговой сварки [19]: 1 - изделие; 2 - сварочная ванна; 3 - дуга; 4 - электрод; 5 - стержень электрода; 6 - капля электродного металла; 7 - газовая защита; 8 -расплавленный шлак; 9 - сварной шов; 10 - шлаковая корка

Перемещение электрода вдоль линии сварки и подачу электрода в зону дуги осуществляют вручную. При этом часто изменяется длина дуги, что отражается на постоянстве основных параметров сварки - напряжения дуги и силы сварочного тока [19].

1.4. Формирование структуры сварных соединений 1.4.1. Структура участков зоны термического влияния

Процесс сварки характеризуется локальным нагревом свариваемого изделия. Тепло, выделяемое источником при сварке, посредством теплопроводности распространяется на прилегающие ко шву участки основного металла. Участки сварного соединения непосредственно возле источника тепла нагреваются до наиболее высоких температур. По мере удаления от источника температура металла снижается.

Участок основного металла, подвергшийся в процессе сварки нагреву до температуры, при которой происходят изменения структуры металла, на- 14-

зывают зоной термического влияния (ЗТВ). В ЗТВ происходят наиболее резкие изменения структуры и свойств основного металла, которые определяют качество сварных соединений - прочность, пластичность и ударную вязкость [20].

Зона термического влияния образуется при всех способах дуговой сварки. Ширина ее изменяется в зависимости от способа и режима сварки, состава и толщины основного металла. Микроструктура ЗТВ определяется скоростью охлаждения и химическим составом основного металла. Исследования структуры для сталей различных систем легирования проводили Шоршоров М.Х., Грабин В.Ф., Лившиц Л.С., Денисенко A.B., Мацуда Ф. и др.

Схема строения сварного соединения приведена на рис. 1.4. Выделяют пять основных зон сварных соединений: металл шва, участок неполного расплавления (зона сплавления), участок перегрева (околошовный участок), участок нормализации, участок неполной перекристаллизации [21].

1. Наплавленный металл

2. Участок неполного расплавления

3. Участок перегрева

4. Участок нормализации

5. Участок неполной перекристаллизации

T5Q0- * 1400. 13001200-11001000.

900 800 1W-600 500 400300. 200. 100

По сравнению с основным металлом сварной шов имеет типичную структуру литого металла, быстро затвердевшего в условиях интенсивного отвода теплоты.

Участок неполного расплавления представляет собой узкую полоску металла, в которой он в процессе сварки находится в твердожидком состоянии. На этом участке и происходит собственно сварка, т.е. формирование кристаллов шва на частично оплавленных зернах основного металла.

Участок перегрева включает в себя металл, нагретый от температуры 1100°С до температуры плавления. Металл на этом участке претерпевает полиморфное превращение. При значительном перегреве происходит рост аус-тенитного зерна. Обычно металл ОШУ обладает пониженной пластичностью и прочностью по сравнению с основным металлом. Кроме того, в ОШУ нередко проявляется разрушение металла по причине возникновения холодных трещин, обусловленных протеканием в локальных участках мартенситного превращения.

Свойства этого участка во многих случаях оказывают решающее влияние на работоспособность сварного соединения, т.е. способности сопротивляться образованию трещин и хрупкому разрушению. Выбор оптимальной технологии сварки сводится к обеспечению наименьшего ухудшения свойств именно на этом участке [20, 22].

Участок нормализации обладает хорошими механическими свойствами. Происходящий здесь процесс перекристаллизации при нагреве и охлаждении приводит к измельчению зерен металла. Механические свойства металла этого участка обычно лучше, чем основного металла.

На участке неполной перекристаллизации происходит частичная перекристаллизация - металл нагревается от температур Ас) до Асз. Структура данного участка на малоуглеродистых и низколегированных сталях характеризуется почти неизменяющимся ферритным зерном и некоторым дроблением и сфероидизацией перлитных участков.

Структура пятого участка ЗТВ зависит от структуры исходного состояния перед сваркой. Если в исходном состоянии металл был закален или отпущен, то его нагрев между Ас] и Ас3 и последующее охлаждение приводит к конечным структурам частичной закалки.

Для многослойных соединений воздействие термического цикла каждого следующего прохода изменяет структуру и свойства металла ЗТВ. В ряде исследований [22, 23, 24] показано, что наиболее хрупкой областью ЗТВ многослойных сварных соединений является участок перегрева.

Для однопроходного соединения ухудшение вязкости в большей степени также происходит в зоне крупного зерна ЗТВ. Основной причиной понижения вязкости участка перегрева является рост первичных зерен аусте-нита в результате высокотемпературного нагрева.

При увеличении погонной энергии термический цикл сварки смещается в сторону большей продолжительности, увеличивается пребывание металла при высокой температуре, понижается скорость охлаждения. Данные факторы способствуют огрублению структуры и некоторому понижению вязкости.

Для процесса сварки характерна высокая скорость нагрева и малая выдержка при максимальных температурах, недостаточные для полной гомогенизации аустенита, в результате чего образуются структурные составляющие, обогащенные углеродом [24].

1.4.2. Превращения в зоне термического влияния сварных соединений трубных сталей

При сварке в сталях протекают сложные изменения фазового и структурного состояния металла ввиду локального и неравномерного нагрева. Высокие скорости нагрева определяют особенности протекания фазовых превращений как при нагреве, так и при охлаждении, а наличие градиента тем-

ператур и напряжений - различие в процессах фазовых и структурных превращений по участкам ЗТВ.

Образование аустенита в стали происходит на границах раздела фер-ритной и карбидной фаз за счёт флуктуаций состава по углероду, достигающих эвтектоидных концентраций, а их рост вследствие диффузии атомов углерода из начинающих растворяться участков цементита. Первые устойчивые зародыши аустенита в большом числе образуются уже при небольших степенях перенагрева выше Ас]. С увеличением скорости нагрева температура превращения возрастает.

Перенагрев, определяемый увеличением скорости нагрева, приводит к уменьшению однородности образующегося аустенита. Гомогенизация аустенита будет происходить при последующей выдержке при температуре нагрева. Гомогенизация образовавшегося аустенита требует времени, это время уменьшается с повышением температуры. Наличие в структуре избыточных фаз, таких как феррит или карбиды, растягивает период гомогенизации аустенита или для завершения этого процесса требуется дополнительный перенагрев. С увеличением скорости нагрева температура аустенитизации стали сначала возрастает, а затем по мере приближения к температуре активного увеличения скорости диффузии рост перенагрева уменьшается.

Для участков металла, в которых при сварочном нагреве и охлаждении происходят фазовые и структурные изменения и меняются свойства, скорость нагрева зависит от ряда факторов: толщины свариваемого металла, величины сварочного тока, скорости сварки, начальной температуры свариваемого изделия, количества слоев при сварке. Данные факторы оказывают влияние на гомогенизацию аустенита в ЗТВ. По ширине ЗТВ, нагреваемой выше температуры Ас3, степень гомогенизации аустенита будет убывать по направлению удаления от металла шва.

Нагрев доэвтектоидных сталей до температур Ас( - Ас3, характеризуется присутствием наряду с ферритом участков аустенита. При повышении температуры до Ас3 количество аустенита возрастает. Для нагрева в межкри-

тическом интервале температур (МКИТ) характерно изменение содержания углерода в аустените, при температуре мало превышающей Ась когда количество аустенита минимально, содержание в нём углерода наиболее высокое, при нагреве до температур, приближающихся к Ас3, когда количество феррита минимально, а почти весь объём занят аустенитом, содержание углерода в аустените близко к содержанию углерода в стали. При сварочном нагреве в межкритическом интервале температур из-за недостаточно высоких температур для протекания за короткое время диффузионных процессов сохраня-етя негомогенность аустенита.

1.4.2.1 Ферритное превращение

Превращение в металле ЗТВ протекает в условиях непрерывного изменения температуры, вследствие интенсивного теплоотвода в основной металл изделия [25, 26]. Резкий градиент температур определяет формирование различных продуктов превращения аустенита. Тип структуры и ширина участка определяется термическим циклом, т.е. режимом нагрева и охлаждения, зависящим от параметров сварки, и теплофизических свойств основного металла [27, 28]. Различают ферритный, бейнитный и мартенситный тип превращения.

В условиях медленного охлаждения протекает диффузионное превращение аустенита с образованием феррита и перлита (рис. 1.5). При диффузионном у—>а-превращении, перестройка решетки аустенита в решетку феррита включает перемещение атомов через границу раздела у/а [29, 30]. В до-эвтектоидных сталях первой фазой, образующейся при охлаждении ниже критической точки Ас3, является феррит. Образование зародышей феррита начинается на границах зерна аустенита, при несколько меньшей температуре может произойти образование на частицах включений внутри зерна.

Рис. 1.5. Морфология феррита, образующегося при диффузионном превращении: 1 - феррит, образовавшийся на включениях;

2 - полигональный феррит внутри зерна; 3 - периферийный феррит

Перлит растет из отдельных центров. Зародышем перлитной колонии может служить цементит или феррит, зарождение которых облегчено на границе аустенитных зерен. Внутри перлитной колонии пластины феррита и цементита сопрягаются гранями. Рост пластин в боковом направлении сопровождается ветвлением.

С понижением скорости охлаждения и развитием диффузионных процессов в ЗТВ высока вероятность образования феррита по границам зерен.

1.4.2.2 Бейнитное превращение

Бейнитное или промежуточное превращение происходит в диапазоне температур, когда невозможно диффузионное перемещение атомов железа, но еще возможна диффузия атомов углерода. Бейнитное превращение включает в себя процессы перераспределения углерода, у—>а-перестройки решетки, выделения карбидов.

Бейнитное превращение происходит при обогащении углеродом одних участков аустенита и обеднении других. Участки аустенита с низкой концентрацией углерода претерпевают мартенситное у—>а-превращение. В отличие от чисто мартенситного превращения при бейнитном превращении

пластинки а-фазы растут медленнее. Поскольку образуется пересыщенный а-раствор, то сразу после у—>а-превращения начинается выделение карбидов из а-раствора [30-33]. В участках аустенита, которые перед у—>а-превращением обогатились углеродом, высока вероятность выделения карбидов.

Бейнит разделяют на «верхний» и «нижний», в зависимости от того в какой части промежуточного интервала температур он образуется. Различаются они распределением карбидной фазы. В верхнем бейните внутри реек феррита нет карбидов, а их образование и рост происходит в областях обогащенного углеродом аустенита, расположенных между рейками феррита. В нижнем бейните из-за малой подвижности углерода в этом диапазоне температур выделение карбидов происходит внутри самих реек [34, 35].

При воздействии сварочных термических циклов в металле ЗТВ происходит непрерывное охлаждение, что обусловливает превращение аустенита с образованием структур, имеющих признаки бейнитного превращения, но отличных от «верхнего» и «нижнего» бейнита [31].

Классификация Международного Института Сварки (1^) идентифицирует весь спектр структур, присутствующих в углеродистых и низкоуглеродистых сталях. В ней рассматриваются механизм образования -сдвиговый или диффузионный и место зарождения структур - внутризеренное или зер-нограничное.

Внутризеренное зарождение связано с зарождением на различных включениях - карбидах, нитридах, оксидах, сульфидах, распределенных в теле зерна. Зарождение на границах аустенитных зерен возможно либо непосредственно на границах, либо на прослойках зернограничного доэвтек-тоидного феррита, выделившегося на начальных стадиях превращения аустенита.

Классификация структур Японского Института Стали и Сплавов (18П) в низкоуглеродистых низколегированных сталях выделяет: видманштетто-вый феррит, квазиполигональный феррит, игольчатый бейнитный феррит (низкоуглеродистый бейнит) и гранулярный бейнитный феррит.

Видманштеттов феррит характеризуется реечной морфологией феррита (рис. 1.6). В феррите имеется минимальная или вообще отсутствует дислокационная субструктура. Видманштеттовым ферритом называют структуру, представляющую две или более параллельных реек феррита с большим коэффициентом пропорциональности (более 4:1) [29]. Образование видманштет-това феррита происходит в результате диффузии агомов углерода и сдвигового превращения обедненных углеродом участков аустенита, но при меньшем переохлаждении, чем для бейнита [36, 37]. Возможны случаи одновременного образования сетки феррита по границам зерен и видманштеттова феррита, причем по мере увеличения содержания углерода и уменьшения размера зерна доля последнего уменьшается [32].

Квазиполигональный феррит характеризуется изрезанными границами зерен в отличие от полигонального феррита, а также выявляемой субструктурой [38].

Игольчатый бейнитный феррит является пакетной структурой, состоящей из бескарбидных ферритных реек. Кристаллы феррита параллельны, имеют практически одинаковое кристаллографическое направление и малоугловые границы [39]. Отличительной чертой структуры является присутствие упорядоченных, вытянутых островков остаточного аустенита или мартенсита.

Гранулярный бейнитный феррит образуется в температурном интервале, близком к температуре формирования игольчатого феррита, однако при меньшей скорости охлаждения. Микроструктура состоит из беспорядочно распределенных гранулярных островков аустенита или мартенсита в матрице а-фазы, сохраняющей границы бывшего зерна аустенита [40, 41].

1.4.2.3 Мартенситное превращение

В условиях интенсивного охлаждения, в сталях, могут сформироваться условия для образования структуры мартенситного типа. Образование участков мартенсита также может произойти при протекании промежуточного превращения в результате обогащения отдельных объемов аустенита углеродом.

Сдвиговый механизм превращения характеризуется упорядоченным, кооперативным характером перемещений атомов на расстояния меньше межатомных без обмена атомов местами.

При низком содержании углерода мартенсит имеет реечную, пакетную морфологию. Когда содержание углерода в аустените превышает 0,4 %, морфология мартенсита изменяется на пластинчатую. Пластинчатый мартенсит характеризуется низкой температурой образования (ниже 200 °С).

Тип мартенсита определяет его механические (рис. 1.7) и технологические свойства. Пластинчатый мартенсит в ЗТВ более склонен к образованию холодных трещин, чем пакетный. Это связано с тем, что у вершины двойниковой пластины создается высокая плотность дислокаций и уровень микронапряжений [42, 43].

НУ няс

697 -60 -

392 - ио - /

238 • го , 1 1. 1 1 1.1 1__I_____ ......1 ,

о о,г 0,6 с,8 с,%

Рис. 1.7. Твердость мартенсита в зависимости от содержания углерода в

стали [32]

Характерной особенностью превращения является отсутствие диффузионного перераспределения компонентов. Превращение аустенита в мартенсит не идет до конца, в структуре всегда существует остаточный аустенит. С увеличением содержания углерода содержание остаточного аустенита по-вышается [44, 45].

Выбор технологии сварки при контроле за структурой в ЗТВ основан на исключении или ограничении количества мартенсита. При этом учитывается, что свойства мартенсита в основном зависят от содержания углерода в стали. Рекомендовано (рис. 3.1) ориентироваться на следующие соотношения допустимого количества мартенсита в ЗТВ в зависимости от содержания углерода [19].

40

30

20

10

0

0.1 0,2 0.3 С. %

Рис. 1.8. Допустимое содержание мартенсита Мдоп в структуре ЗТВ в зависимости от содержания углерода в стали и заданной твердости [19]

В условиях сварки, при непрерывном охлаждении часто ни один вид превращения аустенита не успевает завершиться полностью, а по мере снижения температуры виды превращений сменяют друг друга, что сказывается на свойствах сварных соединений. В связи с этим требуется дополнительное изучение процессов структурообразования в низкоуглеродистых, низколегированных трубных сталях при воздействии сварочных термических циклов.

1.5. Влияние химического состава стали на структуру и свойства

сварных соединений

1.5.1. Влияние легирующих элементов

Содержание химических элементов трубных сталей нормируется технической документацией. Общее правило состоит в том, что сталь легируют элементами, которые обеспечивают минимальное повышение критической температуры хрупкости на единицу возрастания предела текучести. Особен-

ность данных сталей такова, что повышая их прочность, необходимо одновременно повышать и вязкость.

Недопустимый дефект сварных соединений - холодные трещины, образование которых связано с закалкой металла, повышением твердости при воздействии термического цикла сварки и насыщением металла сварного соединения диффузионным водородом [46, 47]. Холодные трещины возникают на участках ЗТВ с наибольшей твердостью. Принято считать, что для возникновения холодных трещин необходимо наличие трех факторов: 1) уровень твердости металла, 2) критическая концентрация диффузионного водорода, 3) критический уровень макронапряжений [39, 48, 49].

Основным элементом, повышающим прочность стали, является углерод, однако увеличение его концентрации приводит к повышению склонности стали к закалке и вероятности хрупкого разрушения. Чтобы компенсировать снижение прочности из-за понижения содержания углерода в сталь вводят марганец и кремний. Марганец, являясь одним из основных легирующих элементов в низколегированных трубных сталях, положительно влияет на повышение прочности и вязкости сталей.

Кинетика процессов фазовых превращений при охлаждении во многом зависит от степени гомогенизации аустенита по содержанию углерода и легирующих элементов перед превращением, которая в условиях сварочного нагрева понижается. Марганец, кремний, хром, молибден, алюминий, ванна-дий уменьшают скорость диффузии углерода в растворе [50 - 52].

1.5.2. Влияние микролегирующих элементов

Основные микролегирующие элементы трубных сталей это ванадий, титан и ниобий.

В сталях с добавлением ванадия, при относительно низкой погонной энергии сварки, повышение вязкости в состоянии после сварки является результатом образования микроструктуры, состоящей из феррита, образовав-

шегося по внутризеренному механизму зарождения. Улучшение вязкости при испытаниях на трещиностойкость связано с отпуском находящихся в матрице мартенситных участков. Добавки ванадия также вызывают эффект дисперсионного твердения, который проявляется при повторном нагреве от следующего прохода или послесварочной термообработке [53, 54].

Образование карбонитридов микролегирующих элементов в процессе полиморфного превращения вносит вклад в повышение прочности. Из-за проявления эффекта дисперсионного твердения происходит повышение твердости металла ЗТВ. Ванадий и ниобий увеличивают твердость ЗТВ как в состоянии после сварки, так и при послесварочной термической обработке (рис. 1.9). При введении в равных количествах ниобий влияет на твердость в большей степени, чем ванадий.

В работе [55] показано, что повышение содержания азота с 0,007 до 0,017 % в ванадиевой стали повышает твердость на 20 - 25 НУ в состоянии после сварки и термической обработки.

Действие ниобия на вязкость ЗТВ является результатом комбинации дисперсионного упрочнения и образования охрупчивающих низкотемпературных продуктов превращения аустенита. Наилучшие свойства в сталях с ниобием достигаются при условии низкого содержания углерода, обеспечивающего меньшее количество крупных хрупких карбидов или мартенситных участков, а также подавления образования дисперсных частиц.

Ниобий/ванадий, масс.%

Рис. 1.9. Влияние Мэ и V на твердость металла ЗТВ * ■• - после сварки; фпо - послесварочная термообработка [55]

В работах [53, 56] показано, что при низкой погонной энергии сварки (до 20 кДж/см) в стали состава 0,08 % С - 1,5 % Мп и феррито-перлитной структурой увеличение содержания ниобия до 0,08 % приводит к незначительному снижению вязкости ЗТВ. Малое влияние ниобия на вязкость при низкой погонной энергии объясняется небольшим влиянием ниобия на формирование мартенситных участков. Снижение содержания углерода до 0,03 % уменьшает влияние ниобия (0,01 - 0,05% М>) на уровень вязкости стали (рис. 1.10). На рис. 1.11 представлена микроструктура стали 05Г1Б [57], на которой наблюдаются определенные по морфологическим признакам карбо-нитриды ниобия, обладающие нано размерами - не более 20 нм (0,020 мкм).

0-

о

та

о. >>

ra

CL

а> с

1 -20

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Шекшеев, Максим Александрович

Общие выводы

Проведены комплексные исследования взаимосвязи структуры и механических свойств металла зоны термического влияния сварных соединений трубной проката класса прочности К56, выполненных дуговыми способами сварки (ручная дуговая покрытым электродом, механизированная плавящимся электродом в среде защитного газа, автоматическая под слоем флюса) при варьировании параметров режима и погонной энергии, позволившие установить ряд закономерностей и обеспечить выбор рациональных параметров сварки.

1. По методу валиковой пробы установлены закономерности изменения структуры и механических свойств металла околошовного участка ЗТВ высокопрочной низколегированной стали класса прочности К56:

- В диапазоне скоростей охлаждения со6/5 = 1,9 - 87°С/с металл ОШУ имеет структуру низкоуглеродистого бейнита пластинчатой морфологии, толщина пластин изменяется от 4 до 0,5 мкм, а твердость металла изменяется диапазоне 151 - 239 НУ.

- Характер изменения твердости (151 - 239 НУ) и микротвердости (1398 -2192 МПа) металла околошовного участка при различных способах и режимах дуговой сварки (53,5 - 1,3 кДж/см) говорит о том, что исследуемая сталь не склонна к образованию мартенситных структур и холодных трещин.

- Получены регрессионные уравнения, адекватно описывающие зависимость механических свойств (твердости, ударной вязкости) металла околошовного участка от управляемых параметров режима сварки (сварочный ток, скорость сварки). Применение разработанных уравнений позволяет выбирать режимы сварки без учета фактора напряжения. Выражения могут быть использованы для выбора параметров однопроходной сварки, при ремонтных работах или сварке корневого слоя. На основе полученных уравнений была создана программа для ЭВМ

2. Установлены закономерности изменения структуры и механических свойств металла околошовного участка ЗТВ многослойных сварных соединений высокопрочного проката класса прочности К56 из низколегированной стали:

- При суммарной погонной энергии сварки (15,2-33,6 кДж/см) металл сварных соединений характеризуется наличием структурной неоднородности по высоте соединений. Металл околошовного участка верхней части соединений характеризуется наличием видманштеттового феррита по границам зерен и пластинчатых структур внутри зерна. Вследствие эффекта автотермообработки структура металла околошовного участка нижней части характеризуется нормализованной ферритной структурой (номер зерна 5 - 6 по ГОСТ 5639).

- Снижение уровня суммарной погонной энергии (менее 20 кДж/см) способствует уменьшению размера околошовного участка и приводит к понижению максимальной твердости на 19 НУ, с 161 до 142 НУ за счет меньшего перегрева металла, что обеспечивает более высокую стабильность механических свойств сварного соединения.

3. Для более адекватного определения склонности высокопрочного проката класса прочности К56 из низколегированной стали к образованию мар-тенситных структур и холодных трещин при воздействии термических циклов сварки по значению углеродного эквивалента предложены модифицированные параметрические уравнения с измененным коэффициентом эквивалентности марганца.

4. Предложены рациональные режимы дуговой сварки, обеспечивающие наименьшее ухудшение структуры и свойств металла околошовного участка сварных соединений проката класса прочности К56. Режимы опробованы в условиях производственной площадки и рекомендованы к использованию.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Шекшеев, Максим Александрович, 2013 год

Список литературы

1. Collberg L., Moshagen H. New International pipeline codes - did they meet the expectations? // Proceedings of The Thirteenth (2003) International Offshore and Polar Engineering Conference Honolulu. Hawaii. USA. May 25 - 30. 2003.

2. Corbetl K.T., Bowen R.R., Peterson C.W. High strength pipeline economics// Proceedings of The Thirteenth (2003) International Offshore and Polar Engineering Conference Honolulu. Hawaii. USA. May 25 - 30. 2003.

3. Malcolm Gray J. Niobium bearing steels in pipeline projects// Niobium science and technology, Proc. Int. Symposium on Niobium, Orlando, Florida, Dec. 2-5,2001.

4. Стали для газопроводных труб и фитингов. Труды конференций. Пер. с англ./ Под. ред. А.В. Рудченко. М.: Металлургия, 1985. 480 с.

5. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных трубопроводов//М.Металлургия, 1989, 288 с.

6. СТО Газпром 2-2.2-136-2007 «Инструкция по технологиям сварки при строительстве и ремонте промысловых и магистральных газопроводов. Часть I»

7. Хоменко В.И. и др. Пути повышения качества газонефтепроводных труб нового поколения// Потенциал, №4, 2007, с.24.

8. Shin S.Y., Hwang В., Lee S., Kang K.B. Effects of Notch Shape and Specimen Thickness on Drop-Weight Tear Test Properties of API X70 and X80 Line-Pipe Steels// Metall. Mater. Trans.A, 2007, vol.38A, pp.537 - 551.

9. Макаров Э.Л. Сварка и свариваемые материалы Т.1 // М.: Металлургия, 1991, 528с.

10. Liessem A., Erdelen-Peppler М. A critical view on the significance of HAZ toughness testing// Proceedings of IPC2004 International pipeline conference. Calgary. Alberta. Canada. October 4-8, 2004.

11. Ниобийсодержащие низколегированные стали. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И., Столяров В.И., Чевская О.Н. - М.: «СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ», 1999 - 94 с.

12. Столяров В.И., Морозов Ю.Д., Матросов Ю.И., Эфрон Л.И. // Потенциал. 1998. № 2. С. 58-61.

13. Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Донец Р.И. и др. // Сталь. 1985. № 10. С. 66-68.

14. Hillenbrand H.-G., Gras М., Kalwa С. Development and production of high strength pipeline steels // Niobium science and technology, Proc. Int. Symposium on Niobium, Orlando, Florida, Dec. 2-5, 2001.

15. Хренов K.K. Сварка, резка и пайка металлов // М.:Машгиз, 1952,

380с.

16. Патон Б.Е. Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением//М.: Машиностроение, 1974, 768с.

17. Renwick B.G., Patchett В.М. Operating characteristics of the submerged arc process// Welding journal, Welding research supplement, March 1976, pp.69 -76.

18. Тамура X., Ямадзаки Я., Коно К. Сварка сталей используемых при низких температурах: Пер. C.J1. Масленникова. - М.: Машиностроение, 1978. - 161 е., ил.

19. Сварка. Резка. Контроль: Справочник. В 2-х томах / Под общ. Ред. Н.П.Алешина, Г.Г.Чернышова. - М.: Машиностроение, 2004. Т.1/ Н.П. Алешин, Г.Г.Чернышов, Э.А.Гладков и др. - 624 е.: ил.

20. Грабин В.Ф., Денисенко А.В. Металловедение сварки низко- и среднелегированных сталей. К., «Наукова Думка», 1978. 276 с.

21. Акулов А.И., Алехин В.П., Ермаков С.И. Технология и оборудование сварки плавлением и термической резки. - Изд. 2-е, изд., испр. и доп. - М.: Машиностроение, 2003. - 560с. ил.

22. Matsuda F., Fukada Y., Okada H., C.Shiga Review of mechanical and metallurgical investigations of martensite-austenite constituent in welded joints in Japan, Welding in the World, No.3, Vol.37, 1996, 134 - 154.

23. Harrison P.L., Hart P.H.M. HAZ microstructure and its role in the fracture of microalloyed steels welds, 2nd Griffith Conference on micromechanisms of

fracture and their structural significance, Sheffield, UK, 13-15 September 1995, 57-68.

24. Hamada M. Control of strength and toughness at the heat affected zone, welding international, No. 17(4), 2003, 265 - 270.

25. Шоршоров M.X. Металловедение сварки стали и сплавов титана// М.: Наука, 1965.-336 с.

26. Seyffarth P., Meyer В., Scharff А. Großer Atlas scweiß-ZTU-Schaubilaer. - Dusseldorf: Deutscher Verlagfur Schweißtechnik, DVS-Verl., 1992. - 176 S.

27. Easterling K. Introduction to the physical metallurgy of welding. 2nd edition// Butterworth-Heinemann Ltd., 1992 - 280 p.

28. Kirkaldy J.S., Tomson B.A., Baganis E.A. Hardenability concepts with applications to steel. - Warrendale, PA: AIME, 1978. - 82 p.

29. Тодоров Р.П., Христов Xp. Г. О видманштеттовых структурах углеродистых сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. №2. С. 3 - 7.

30. Kirkaldy J.S., Venugopolan D. Phase transformations in ferrous alloys / Eds A.R. Marder, J. I. Goldstein. - AIEM, Warrendale, PA: AIME, 1984. - 125 p.

31. Bramfit B.L., Speer J.G. A perspective on the morphology of bainite, Metall. Trans. A, 1990, vol. 21 A, 817 - 829.

32. Zener C. Kinetics of the decomposition of austenite // Trans. AIME. -1946.- 167.-P. 550-555.

33. Энтин Р.И. Превращения аустенита в стали // М.: Металлургиздат, 1960, 252с.

34. Hillter М. Thermodynamics and kinetics isothermal transformation in steel // Jerkont. ann. - 1957. - 141. - P. 758 - 767.

35. Bhadeshia H.K.D.H. Bainite in steels - Transformation, Microstructure and Properties. 2nd edition, IOM Communications, London, 2002, 450.

36. Kirkaldy J.S. Diffusion-controlled phase transformation in steel. Theory and applications // Scand. J. Met. - 1991. - 20. - P. 51 - 61.

37. Krauss G., Thompson S.W. Ferritic microstructures in continuously cooled low- and ultralow-carbon steels, ISIJ Int., 35 (1995), No.8, 937 - 945.

38. Kirkaldy J.S. Advances in phase transformation. - Oxford: Pergamon press, 1988.-238 p.

39. Теория сварочных процессов: Учеб. для вузов по спец. «Оборуд. и технология сварочн. пр-ва»/ В.Н. Волченко, В.М. Ямпольский, В.А. Винокуров и др.; Под ред. В.В. Фролова. - М.: Высш. шк., 1988. 559 е.: ил.

40. Bhadeshia H.K.D.H. Developments in martensitic and bainetic steels: role of the shape deformation // Metal Sci. - 1981. - 15. - P. 175.

41. Kaplan D., Lambert-Perlade A. Influence des composMs «marlensite-austenite residuelle» sur la tenacite des zones affectees par la chaleur lors du soudage des aciers C-Mn, La Revue de Metallurgie-CIT, Octobre 2001, 889 - 898.

42. Bhadeshia H.K.D.H. A thermodynamic analysis of isothermal transformation diagrams // Ibid. - 1982. - 16. - P. 159- 165.

43. Thompson S.W., Col vin D.J., Krauss G. Austenite decomposition during continuous cooling of an HSLA-80 plate steel, Metall. Trans. A, 1996, vol. 27A, 1557- 1571.

44. Thompson S.W., Colvin D.J., Krauss G. Continuous cooling transformations and microstructures in a low-carbon, high-strength low-alloy plate steel// Metall. Trans. A, 1990, vol. 21 A, pp.1493 - 1507.

45. Lee J.-L., Bhadeshia H.K.D.H. Computer simulation of microstructural evolution in thermomechanical processing of steel plate // Mater. Sci. Eng. A. -1993.- 171.-P. 223.

46. Гривняк И., Мацуда Ф. Металлографическое исследование мартенстно-аустенитной составляющей (MAC) металла ЗТВ высокопрочных низколегированных сталей, Автоматическая сварка, 1994, №.3 (492), 22-30.

47. Макаров Э.Л. Холодные трещины при сварке легированных сталей // М.: Машиностроение, 1981, 247с.

48. Bailey N., Сое F.E., Gooch T.G., Hart P.H.M., Jenkins N„ Pargeter R.J Welding steels without hydrogen cracking (2nd edition) // Woodhead Publishing, 1993.

49. Dueren C., Niederhoff K. Recommended procedure for girth welding of large-diameter pipes// EP/TP 01/90 en.

50. Graf M., Niederhoff K. Toughness behavior of the heat-affected zone (HAZ) in double submerged-arc welded large-diameter pipe, Pipeline Technology Conference, 1518 October 1990, Oostende, Belgium.

51. Лившиц Л.С. Металловедение для сварщиков (сварка сталей).- М.: Машиностроение, 1979, 253 с.

52. Гуляев А.П. Металловедение. Учебник для вузов. 6-е изд. - М: Металлургия, 1986, 544 с.

53. Hulka К., Aleksandrov S. Promising tube steels for gas pipelines // Metallurgist, Vol.50, № 3 - 4, 2006.

54. Hart P., Mitchell P.S. Effect of Vanadium on the Toughness of Welds in Structural and Pipeline Steels // Welding Journal research Supplement, July 1995, pp 239 - 248.

55. Mitchell P.S., Hart P.H.M., Morrison W.B. The effect of microalloying on HAZ toughness, MICROALLOING 95, Eds. M.Korchynsky et. al., T&SS, Pittsburgh, USA, 1995, 149 - 162.

56. Hulka K., Gray J.M. High temperature processing of line-pipe steels // Niobium science and technology, Proc. Int. Symposium on Niobium, Orlando, Florida, Dec. 2-5, 2001.

57. Отчет по научно-исследовательской работе «Разработка технологии производства штрипса трубной стали типа 05Г1Б для изготовления труб» ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина»

58. Mitchell P.S., Morrison W.B. The manufacture, properties and weldability of vanadium-containing steels // HSLA Steels 95, Beijing, China, 25 - 29 October, 1995.

59. Прохоров H.H. Горячие трещины при сварке. Машгиз, 1952. - 218 с.

60. Шоршоров М.Х., Ерохин A.A. и др. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов М.: Машиностроение, 1973. 224 с.

61. Хакимов А.Н. Электрошлаковая сварка с регулированием термического цикла. М.: Машиностроение, 1984. 208 с.

62. Ефименко J1.A., Елагина О.Ю., Вышемирский Е.М. Особенности подхода к оценке свариваемости низкоуглеродистых высокопрочных трубных сталей // Сварочное производство. 2010. №5. С. 5 - 11.

63. Макаров Г.И. Нормативные требования к вязкости разрушения трубных сталей // Сварочное производство. 2010. №5. С. 36 - 39.

64. Шоршоров М.Х., Белов В.В. Фазовые превращения и изменения свойств стали при сварке. Атлас. Изд-во «Наука», 1972, 1 - 219.

65. Сварочные материалы для дуговой сварки: Справочное пособие: В 2-х т. Т. 2: Сварочные проволоки и электроды/ H.H. Потапов, Д.Н. Баранов, О.С. Каковкин и др.; Под общ. ред. H.H. Потапова. - М.: Машиностроение, 1993.-768 е.: ил.

66. Шоршоров М.Х., Чернышова Т.А., Красовский А.И. Испытания металлов на свариваемость. Изд-во «Металлургия», 1972, 240 с.

67. Оншин Н.В. Основы теории планирования инженерного эксперимента: учеб. пособие. - Магнитогорск: ГОУ ВПО «МГТУ», 2009. -146 с.

68. Новик Ф.С., Арсов Я.Б. Оптимизация процессов технологии металлов методами планирования экспериментов. - М.: Машиностроение; София: Техника, 1980. - 304 с.

69. Рыкалин H.H. Расчеты тепловых процессов при сварке, Машгиз, М., 1951.

70. Королев Н.В. Расчеты тепловых процессов при сварке, наплавке и термической резке: Учеб. пособие. Екатеринбург: Изд-во УГТУ, 1996.

71. Лившиц JI.C., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая обработка сварных соединений. - 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение, 1989. - 336 е.: ил.

72. Емелюшин А.Н., Сычков А.Б., Шекшеев М.А. Исследование свариваемости высокопрочной трубной стали класса прочности К56 // Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. 2012. № 3. С. 24 - 26.

73. Ефименко Л.А., Елагина О.Ю., Капустин O.E., Вышемирский Е.М. Исследование свариваемости высокопрочных трубных сталей категории прочности Х80 // Сварочное производство. 2009. №2. С. 3 - 7.

74. Емелюшин А.Н., Беляев А.И., Шекшеев М.А. Современные методы выбора рациональных параметров режима сварки низколегированных сталей // Актуальные проблемы современной науки, техники и образования: материалы 70-ой межрегиональной научно-технической конференции. -Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. Гос. Техн. Ун-та им. Г.И. Носова, 2012. -Т.2.-368 с.-С. 163- 165.

75. Теория сварочных процессов: Учебник для вузов / Т338 A.B. Коновалов, A.C. Куркин, Э.Л. Макаров, В.М. Неровный, Б.Ф. Якушин; Под ред. В.М. Неровного. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2007.

76. Емелюшин А.Н., Сычков А.Б., Шекшеев М.А. Исследование структуры и механических свойств сварных соединений стали класса прочности К56 при различных параметрах режима сварки // Сварочное производство. 2013. № 1. С. 3 -7.

77. Программы, зарегистрированные в реестре программ для ЭВМ Российской Федерации, Per. номер 2011619499 http://www.fips.ru

78. Горынин И.В., Рыбин В.В., Малышевский В.А., Хлусова Е.И. Принципы легирования, фазовые превращения, структура и свойства хладостойких свариваемых судостроительных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. №1. С. 9 - 15.

79. Макаренко В.Д., Муравьев К.А., Калянов А.И. Особенности ручной дуговой сварки корневых швов неповоротных стыков нефтепроводов,

эксплуатируемых в условиях Западной Сибири // Сварочное производство. 2005. №12. С. 38-41.

80. Емелюшин А.Н., Шекшеев М.А., Пупейко A.A., Окулова A.A. Исследование формирования структуры многослойных сварных соединений трубной стали // Актуальные проблемы современной науки, техники и образования: материалы 70-ой межрегиональной научно-технической конференции. - Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. Гос. Техн. Ун-та им. Г.И. Носова, 2012. - Т. 1. - 360 с. - С. 242 - 246.

81. Емелюшин А.Н., Шекшеев М.А. Исследование температурного состояния многослойных сварных соединений Механическое оборудование металлургических заводов: межрегион, сб. науч. тр. / под ред. Корчунова А.Г. Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. Гос. Техн. Ун-та им. Г.И. Носова, 2012. 186 с. С. 167- 174.

82. Емелюшин А.Н., Беляев А.И., Шекшеев М.А.Современные методы выбора рациональных параметров режима сварки низколегированных сталей // Актуальные проблемы современной науки, техники и образования: материалы 70-ой межрегиональной научно-технической конференции. -Магнитогорск: изд-во Магнитогорск, гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2012. — Т.2.-С. 163- 165.

83. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М.: Металлургия, 1973. 224 с.