Роль микролегирующих элементов в формировании механических свойств околошовной зоны при сварке прямошовных труб большого диаметра групп прочности Х70–Х80 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Уткин Иван Юрьевич

• Уткин Иван Юрьевич
• кандидат наук
• 2016

Оглавление диссертации кандидат наук Уткин Иван Юрьевич

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1. Основные критерии свариваемости для оценки надежности свойств металла ОШЗ

1.1.1 Тепловложение - как критерий оптимизации технологических параметров сварки

1.1.2 Термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита -критерий оценки микроструктурного состояния металла ОШЗ

1.1.3 Хладостойкость металла ОШЗ - критерий свариваемости по стойкости металла ОШЗ против хрупкого разрушения

1.1.4 Критерий оценки склонности к разупрочнению металла ОШЗ

1.1.5 Допустимый интервал скоростей охлаждения после сварки - критерий свариваемости по заданному уровню ударной вязкости металла ОШЗ

1.1.6 Оценка трещиностойкости - критерий свариваемости по стойкости к вязким разрушениям металла ОШЗ

1.1.7 Склонность к растрескиванию - критерий свариваемости для малых тепловложений, углеродный эквивалент

1.2. Влияние легирующих и микролегирующих элементов на свойства основного металла и ОШЗ

1.3. Влияние ниобия на и свариваемость

1.4 Заключение по анализу литературного обзора

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Методы исследований

2.2 Материалы исследований

ГЛАВА 3. РАСЧЕТ ТЕРМИЧЕСКИХ ЦИКЛОВ И ОПРЕДЕЛЕНИЕ СКОРОСТЕЙ ОХЛАЖДЕНИЯ ДЛЯ ДВУХ И МНОГОПРОХОДНОГО СПОСОБОВ СВАРКИ

Выводы по Главе

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ АУСТЕНИТА И СОПРОТИВЛЕНИЯ ПРОТИВ ХРУПКОГО РАЗРУШЕНИЯ МЕТАЛЛА ОШЗ ОТЕЧЕСТВЕННЫХ И ЗАРУБЕЖНЫХ ПРОИЗВОДИТЕЛЕЙ ПРОКАТА И ТРУБ ГРУПП ПРОЧНОСТИ Х70-Х80

4.1. Исследование кинетики фазовых превращений аустенита в металле ОШЗ

4.2. Влияние карбидных фаз на размер зерна аустенита и микроструктурных составляющих в результате сварочного воздействия на металл

4.3 Исследование сопротивления против хрупкого разрушения и хладостойкости металла ОШЗ

4.4 Влияние микролегирующих элементов на охрупчивание металла ОШЗ

Выводы по Главе

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ СОДЕРЖАНИЯ УГЛЕРОДА И НИОБИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ОСНОВНОГО МЕТАЛЛА ППРОКАТА, КИНЕТИКУ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ АУСТЕНИТА И ХЛАДОСТОЙКОСТЬ МЕТАЛЛА ОШЗ, ОПТИМИЗАЦИЯ КОМПОЗИЦИИ ЛЕГИРОВАНИЯ ХРОМСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ

5.1. Исследование влияния содержания углерода и ниобия на механические свойства металла проката

5.2. Исследование кинетики фазовых превращений аустенита в металле ОШЗ

5.3 Анализ изменения твердости с оценкой склонности к образованию холодных

трещин в зависимости от скорости охлаждения металла ОШЗ

5.4. Исследование сопротивления против хрупкого разрушения и оценка

хладостойкости металла ОШЗ

Выводы по Главе

ГЛАВА 6. ИЗГОТОВЛЕНИЕ ОПЫТНО-ПРОМЫШЛЕННЫХ ПАРТИЙ

ПРЯМОШОВНЫХ ТРУБ

Выводы по Главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

ЛИТЕРАТУРА

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Роль микролегирующих элементов в формировании механических свойств околошовной зоны при сварке прямошовных труб большого диаметра групп прочности Х70–Х80»

ВВЕДЕНИЕ

Для наземных участков магистральных трубопроводов применяют электросварные трубы диаметрами от 508 до 1422 мм с толщиной стенки до 36 мм, а для морских участков до 41 мм.

Применение высокопрочных трубных сталей нового поколения категорий прочности Х70, Х80, Х90 при строительстве трубопроводов позволило уменьшить их металлоемкость при повышении рабочего давления в трубопроводе [1, 2]. Увеличение толщины стенки вызывает необходимость применения дополнительных легирующих добавок для обеспечения повышенной прочности труб. Высокая прочность трубных сталей достигается за счет микролегирующих добавок и применения технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением из аустенитной области выше критической точки Агэ.

Международными стандартами API Spec 5L (API) [3], ISO 3183 (ISO) [4] и DNV-OS-F101 (DNV) [5] сформулированы требования по механическим свойствам и хладостойкости не только к основному металлу, но и к сварному соединению, включая зону термического влияния (ОШЗ).

Обеспечение свойств металла ОШЗ является актуальной проблемой уже в течение многих лет. Металл ОШЗ характеризуется микроструктурной неоднородностью из-за градиента температурных полей. Наиболее проблематичной, с толчки зрения обеспечения комплекса свойств, является зона «грубого зерна», которая образуется в результате сварочно-теплового воздействия на основной металл. Под влиянием высоких температур образуется нежелательное микроструктурное состояние, которое вызывает пониженную хладостойкость и охрупчивание метала вблизи линии сплавления.

Микроструктура и свойства металла ОШЗ зависят от следующих технологических факторов: величины сварочного тока, напряжения и скорости сварки (погонная энергии определяется по формуле - E=UxI/v), а также от химического состава основного металла. Теория тепловых процессов при сварке, разработана академиком Н.Н. Рыкалиным [6], и применена в исследовании тепловых процессов для режимов сварки прямошовных труб и стыков газопроводов. «Количество» вводимого тепла предопределяет последующую скорость охлаждения металла ОШЗ и зависит от толщины стенки свариваемых труб.

Поведение основного металла при сварке необходимо рассматривать с позиции влияния легирующих элементов и микролегирующих добавок на свойства металла ОШЗ. Несмотря на малые добавки ванадия, ниобия и молибдена эти элементы оказывают существенный вклад в формирование микроструктуры и свойств, как листового проката, так и поведения металла при сварке.

Принцип легирования сталей предназначенных для магистральных трубопроводов (группы прочности X70 и Х80) по стандарту API основан на снижении содержания углерода (менее 0,12%), присутствии марганца (до 1,85%), использовании микролегирующих добавок до 0,15%, а также никеля и хрома с суммарным содержанием не более 1,5%.

Как у отечественных, так и у зарубежных производителей используются схемы легирования высокопрочных трубных сталей, которые являются наиболее распространенными у производителей листового проката, с различными вариациями по содержанию элементов:

- C-Mn-Si-Nb-V-Mo;

- C-Mn-Si-Nb-V;

- C-Mn-Si-Nb -Cr или Ni.

Вместе с тем, комбинированное влияние легирующих элементов на свойства металла ОШЗ еще недостаточно изучено и сохраняются вопросы по их воздействию на охрупчивание при сварке. Требуется поиск путей совершенствования композиций легирования, получения свойств проката в сочетании с оптимизацией технологических параметров при сварке труб.

Теоретические основы металловедения сварки, разработанные М.Х. Шоршоровым [7], базируются на изучении физико-механических свойств металла ОШЗ и особенностей кинетики фазовых превращений переохлажденного аустенита. Представленный научный подход принят как фундаментальный. Исследования особенностей фазовых превращений переохлажденного аустенита продолжены и расширены в ЦНИИчермет им. И.П.Бардина с научным обоснованием критериев свариваемости, которые основываются на кинетике роста зерна и гомогенности аустенита, химической и микроструктурной неоднородности в объеме зерна.

Разработанные критерии (по допустимым значениям параметров термических циклов) позволяют вести расчеты режимов двух и многопроходной сварки. Эти представления дают возможность в настоящее время дать физическую трактовку процессам, определяющих свойства металла ОШЗ на основе анализа фазовых превращений.

Микроструктура металла ОШЗ определяется временем охлаждения в интервале температур фазового превращения аустенита. В зависимости от химического состава стали и условий охлаждения структура изменяется от мартенсита через промежуточное бейнитное превращение различной морфологии до феррито-перлитной смеси. При сварке прямошовных труб большого диаметра скорость охлаждения составляет от 5 до 10 оС/с. В данном интервале происходит образование ферритных и бейнитных структурных составляющих. При сварке труб в «полевых» условиях, где тепловложения низкие (менее 2,0 кДж/мм), а скорости охлаждения высокие (до 60-80 оС/с при сварке корневого шва) превращение происходит по промежуточному и сдвиговому механизмам с образованием бейнито-мартенситной микроструктуры.

Уровень твердости, установленный стандартом DNV для С-Mn марок сталей, не должен превышать 325 HV. Такие показатели достижимы при правильном подборе композиции легирования. Работа удара также чувствительна к изменению микроструктурных составляющих. Техническими условиями к проектам и стандартом DNV установлены минимальные требования. Важными характеристиками при анализе разрушения металла являются пороги хладостойкости (верхний, средний, нижний).

На основании этих требований в работе обоснованы критерии оценки надежности металла ОШЗ высокопрочных трубных сталей:

- тепловложение;

- термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита;

- хладостойкость;

- допустимый интервал скоростей охлаждения;

- склонность к образованию холодных трещин методом определения максимального уровня твердости.

Описанные критерии являются основополагающими в работе диссертации по изучению поведения металла ОШЗ при сварке в заводских и «полевых» условиях.

Целью работы являлась разработка оптимального микролегирования высокопрочных трубных сталей группы прочности Х80 для обеспечения свойств металла ОШЗ и порогов хладостойкости в области отрицательных температур и уровней ударной вязкости превышающих требования стандартов DNV и API.

Для достижения поставленной цели определены задачи исследования:

1. Провести эксперименты с имитацией сварочных термических циклов и обосновать теоретические основы критериев свариваемости и поведение металла при сварке. Интерпретировать основополагающие механизмы фазовых превращений аустенита, исследовать влияние различных композиций легирования сталей на кинетику превращения аустенита в металле ОШЗ с построением термокинетических диаграмм (ТКД).

2. Отработать методики расчета тепловых полей и построить диаграммы послесварочного охлаждения при сварке труб.

3. Оценить влияние различного микролегирования сталей на свойства металла ОШЗ в зависимости от скорости охлаждения при различных способах сварки, склонность к образованию холодных трещин применительно к стыковой сварке путем оценки твердости металла.

4. Определить оптимальное соотношение содержания углерода и ниобия, их влияние на механические свойства основного металла проката и ключевые параметры свариваемости труб.

5. Разработать рекомендации по оптимизации химического состава листового проката и провести их опробование при изготовлении опытно-промышленных партий труб с последующими квалификационными испытаниями на соответствие требованиям стандарта DNV.

Научная новизна:

1. Показано, что при сварке с тепловложением 5 кДж/мм композиции низколегированных трубных сталей с ниобием и хромом (ЫЪ-Сг), ниобием и никелем (№-№) с феррито-бейнитной микроструктурой обеспечивают более высокую ударную вязкость в металле околошовной зоны (ОШЗ) чем стали с комплексным легированием ванадием, молибденом и ниобием (У-Мо-ЫЪ) с бейнитной микроструктурой. При неизбежном росте зерна аустенита в результате высокотемпературного воздействия сварки хладостойкость металла ОШЗ реализуется за счет внутризеренного измельчения микроструктурных составляющих бейнита.

2. Выявлены особенности кинетики фазовых превращений аустенита с формированием бейнитно-мартенситной микроструктуры в металле ОШЗ в результате высокотемпературного воздействия сварки с тепловложением менее 2 кДж/мм в сталях композиций легирования V-Mo-Nb; №-№; №-Сг.

Стали микролегированные №-№ и №-Сг имеют меньшую склонность к закалке металла ОШЗ из-за более низкой устойчивости аустенита по сравнению со сталями микролегированными V-Mo-Nb. Установлены критические скорости охлаждения по критерию стойкости к образованию холодных трещин при сварке монтажных стыковых швов для сталей:

- У-Мо-№ - 30-40 оС/с;

- №-№ - 50-60 оС/с;

- №-Сг -70-80 оС/с.

3. Установлено, что содержание углерода менее 0,03% приводит к понижению на 20-30% ударной вязкости металла ОШЗ по сравнению со сталями с содержанием углерода 0,06% при скоростях охлаждения характерных для сварки под слоем флюса, что связано с высокой степенью гомогенизации, более крупным зерном аустенита в результате высокотемпературного воздействия сварки и как следствие особенностью образования феррита, отсутствием области перлитного превращения.

4. Определено влияние микролегирующих добавок на кинетику полиморфных превращений аустенита в металле ОШЗ с образованием феррита, перлита, бейнита, мартенсита

и соотношение микроструктурных составляющих в широком диапазоне скоростей охлаждения для различных способов сварки труб в интервале содержания углерода от 0,03 до 0,10%, ниобия от 0,055 до 0,13%.

Практическая ценность и реализация работы в промышленности

После сотрудничества с компанией Companhia Brasileira de Metalurgia e Minera^o (CBMM - Бразилия) на основе экспериментов и результатов исследований определено позитивное влияния ниобия с добавкой хрома на свойства металла ОШЗ. Стали таких композиции легирования нашли широкое применение у отечественных (Выксунский металлургический завод, Волжский трубный завод) и зарубежных производителей (завод Napa - США, VoestAlpine - Европа, BaoSteel - Китай) проката и труб с толщиной стенки 16,4 -27,7 мм.

По результатам квалификационных испытаний сварных труб диаметрами 863,6 и 1016 мм с толщиной стенок 23,3 и 25,4 мм соответственно, трубы производства Волжского трубного завода соответствуют требованиям стандарта DNV-OS-F-101.

Основные положения, выносимые на защиты

1. Ударная вязкость металла околошовной зоны (ОШЗ) в низколегированных трубных сталях после сварки с тепловложением 5 кДж/мм.

2. Кинетика фазовых превращений аустенита в металле ОШЗ в результате высокотемпературного воздействия сварки с тепловложением менее 2 кДж/мм. Критические скорости охлаждения по критерию стойкости к образованию холодных трещин по величине твердости при сварке стыковых швов.

3. Ударная вязкость металла ОШЗ в сталях с содержанием углерода менее 0,03%, по сравнению со сталями с содержанием углерода 0,06%.

4. Кинетика полиморфных превращений аустенита в металле ОШЗ в широком диапазоне скоростей охлаждения для различных способов сварки труб в интервале содержания углерода от 0,03 до 0,10%, ниобия от 0,055 до 0,13%.

Достоверность результатов исследования.

Достоверность результатов обеспечивается использованием аттестационного испытательного оборудования, применением современной исследовательской техники и положительными результатами опробования рекомендованных композиций легирования сталей.

Личный вклад автора. Автор лично выполнял лабораторные и промышленные эксперименты результаты которых изложены в диссертации. Проводил механические испытания, исследования структурного состояния металла и свариваемости, обрабатывал результаты экспериментов. Основные положения диссертационной работы изложены автором лично.

Апробация работы. Результаты работы были доложены на:

- июньской выездной сессии-симпозиуме 2012 г. Московской межотраслевой Ассоциации главных сварщиков, Москва;

- конференциях молодых специалистов ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» 14-15 декабря 2011 г., 5-6 декабря 2012 г., 21-22 апреля 2014 г., 25-26 февраля 2015 г., Москва;

- отраслевом совещании «Состояние и основные направления развития сварочного производства ОАО «Газпром», 13-16 ноября 2012 г., пос. Развилка, Московская область;

- международной конференции «Микролегированные трубные стали для нефтегазовой отрасли» в апреле 2013 г., Москва.

Получен диплом лауреата конкурса «Молодые ученые» 21 -й Международной промышленной выставки «Металл-Экспо 2015», 10-13 ноября 2015 г., Москва.

Получена награда American Welding Society and W.H. Hobart Memorial Award, 9-12 November 2015, Chicago, Illinois.

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано пять печатных работ, в том числе три в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов, списка литературы из 104 наименований. Работа изложена на 117 страницах машинописного текста, содержит 99 рисунков и 29 таблиц.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Основные критерии свариваемости для оценки надежности свойств металла

ОШЗ

Уже в течение многих лет сварка остается ведущим технологическим процессом современной промышленности и строительства. Сварка в значительной мере определяет конечное качество сооружения, его эксплуатационную надежность и безопасность. При сооружении магистральных трубопроводов выполняются огромные объемы сварочных работ [8].

В настоящее время нет практической альтернативы промышленным методам заводской сварки продольных швов под флюсом четырьмя или пятью сварочными проволоками. Сварка производится в два прохода - внутреннего и наружного швов. Современный уровень сварочного производства обеспечивает свойства металла шва, но в металле ОШЗ затруднительно достигать уровня свойств идентичных параметрам основного металла.

При освоении производства толстостенных труб из высокопрочных сталей необходима разработка критериев оценки свариваемости трубных сталей. Эти критерии созданы на основе имитации сварочных термических циклов и тестовых испытаний сварных соединений. Моделирование термических циклов сварки производится на образцах по режимам, предназначенных для имитации металла ОШЗ, а также с моделированием тепловых полей в интервале температур от 1300 до 650 оС.

Методы, отражающие критерии оценки свариваемости, основанные на имитации тепловых сварочных процессов в металле ОШЗ трубных сталей расширены в ЦНИИчермете им. И.П.Бардина. [9, 10].

Всего выделяют ряд основных критериев свариваемости конструкционных и трубных сталей относительно металла ОШЗ:

- тепловложение - критерий оптимизации технологических параметров сварки;

- термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита - критерий оценки изменений микроструктурных состояний;

- хладостойкость - критерий свариваемости по стойкости против хрупкого разрушения;

- критерий оценки склонности к разупрочнению при сварке;

- допустимый интервал скоростей охлаждения после сварки - критерий свариваемости по заданному уровню ударной вязкости;

- оценка трещиностойкости - критерий свариваемости по стойкости к вязким разрушениям металла ОШЗ;

- склонность к образованию холодных трещин - критерий свариваемости для малых тепловложений, углеродный эквивалент.

1.1.1 Тепловложение - как критерий оптимизации технологических параметров сварки

Одним из главных технологических параметров, влияющих на свариваемость, является тепловложение, регулирование, которого позволяет формировать надежное проплавление и требуемое геометрическое формирование металла шва.

Скорость охлаждения в металле ОШЗ определяется тепловложением при сварке и толщиной стенки трубы [11]. Эффективная тепловая мощность сварочного источника, а именно количество теплоты, вводимой при сварке, определяется по формуле:

д= пх1хи (1.1)

где I - сварочный ток, А;

и - напряжение на дуге, Вт;

П=0,95 - коэффициент на дуге при сварке под слоем флюса.

Погонная энергия сварки, то есть количество теплоты вводимой на единицу длины шва, определяется выражением:

Е = ц/у (1.2)

где V - скорость сварки, мм/с.

При сварке продольных швов труб большого диаметра (ТБД) в заводских условиях используется многодуговая сварка под слоем флюса. Этот процесс характеризуется определенным уровнем погонной энергии (от 3,5 до 8,5 кДж/мм) для конкретной толщины стенки, в результате чего образуется широкая зона термического влияния [12-14].

Чем выше тепловложение - тем ниже скорость охлаждения, что может привести к понижению ударной вязкости в металле ОШЗ [15]. В общем ударная вязкость уменьшается, а переходная температура смещается в сторону более высоких температур с увеличением пребывания в интервале 800-500 оС [16,17].

При монтаже и ремонте трубопроводов отрицательное влияние сварки определяется низким уровнем тепловложений (от 0,5 до 2,0 кДж/мм) (ручная дуговая сварка, сварка в среде защитных газов) [18] и соответственно высокой скоростью охлаждения металла ОШЗ. Это приводит к повышению риска образования холодных трещин. Критичным является корневой

проход, где реализуются условия способствующие формированию большого количества мартенсита.

1.1.2 Термокинетический анализ полиморфных превращений аустенита - критерий оценки микроструктурного состояния металла ОШЗ

В одном из первых отечественных справочников по диаграммам распада переохлажденного аустенита, составленным А.А.Поповым и Л.Е.Поповой в 1961 г. [19], было отмечено, что «внешний вид диаграмм в большей степени зависит от метода их построения и индивидуального подхода различных исследований к толкованию полученных экспериментальных данных». Наиболее надежным является дилатометрический метод исследования.

За рубежом единый подход к изучению превращений переохлажденного аустенита в низколегированных сталях и оформлению соответствующих термокинетических диаграмм отражен в стандарте АБТМ А 1033 [20].

Оценка свариваемости на реальных сварных соединениях трудоемка и ненадежна, особенно на стадии разработки состава стали. В связи с этим значительное распространение получил метод имитации термических циклов в металле ОШЗ при сварке. Метод позволяет дать заключение о свариваемости по результатам исследований фазовых превращений при непрерывном охлаждении [21]. Данный анализ относится к металловедческой методике оценки свариваемости сталей с построением ТКД превращения аустенита в металле ОШЗ. Превращение аустенита в металле ОШЗ, нагреваемой выше температуры начала интенсивного роста зерна, оценивают после скоростного нагрева дилатометрических образцов до температуры 1300-1320 оС [22, 23].

Известно, что наиболее неудовлетворительный уровень механических свойств в сварных соединениях наблюдается в металле ОШЗ на участке перегрева, который представляет собой прослойку основного металла нагретого до температур выше 1300 оС [24].

В зависимости от величины переохлаждения различают следующие температурные области полиморфных превращений [25]: ферритную и перлитную, проходящим по диффузионному механизму; промежуточную, по диффузионно-сдвиговому; мартенситную, исключительно без образования продуктов диффузионных превращений.

Температурные интервалы этих областей, в том числе для низколегированных трубных сталей, характеризуются непрерывным переходом от одного механизма превращения к другому и сильно зависят от содержания легирующих элементов в составе композиций легирования, в особенности от содержания углерода. Также есть температурно-временные условия протекания

полиморфных превращений. Путем повышения скорости охлаждения практически в любой стали, можно сделать так, чтобы образование ферритно-перлитных продуктов превращения становилось уже невозможным.

В случае превращения по диффузионному механизму, при низких скоростях охлаждения образуется механическая смесь пластинок феррита и карбидов. В доэвтектоидных сталях превращение при медленном охлаждении начинается с образованием феррита по границам аустенитных зерен. Дефекты строения кристаллической решетки по границам зерен при этом играют роль центров кристаллизации. Углерод оттесняется вовнутрь кристаллита и по мере выделения феррита в центральных объемах зерна достигается концентрация, необходимая для образования перлита.

Превращение в перлитной области характеризуется одновременным образованием смеси феррита и карбидов в зависимости от содержания углерода. Рост перлитных островков зависит в основном от скорости диффузии атомов углерода и железа. Рост происходит не только путем образования новых пластинок, но также и в результате дальнейшего роста старых в свободном направлении.

Если диффузия железа и легирующих элементов сильно замедляется, то при соответствующей величине переохлаждения превращение начинается по другому механизму, отвечающему промежуточной области. Образование феррита в промежуточной области приводит к появлению характерного рельефа на полированной поверхности совершенно аналогично рельефу мартенсита.

Как уже указывалось в предшествующих разделах, превращение аустенита в перлитной и промежуточной областях в значительной степени связаны с диффузионными процессами, в соответствии с чем, эти процессы зависят от времени. Если скорость охлаждения увеличить до определенной величины, то наряду с продуктами превращения в перлитной и промежуточной областях в структуре появится новая составляющая - мартенсит. В мартенситной области превращение протекает за счет одних только сдвигов в кристаллической решетке. Углерод при этом остается растворенным в решетке пересыщенного а-железа, делая ее тетрагональной.

Одним из ключевых моментов, определяющим эффективность действия легирующих элементов, правильность подобранной композиции следует считать регламентированную устойчивость переохлажденного аустенита. Ее наиболее сильно повышают углерод и бор [26]. При малом содержании углерода в многофазных трубных сталях необходимая устойчивость обеспечивается марганцем, молибденом, ванадием, хромом и никелем.

Влияние никеля слабее чем марганца и его содержание в высокопрочных сталях желательно поддерживать в пределах 0,2-0,3% или чуть выше для создания необходимой вязкости и прокаливаемости при 0,2-0,4% Бь Увеличение содержания кремния вызывает

чрезмерное твердорастворное упрочнение и усиливает действие алюминия, «выталкивая» азот и углерод из твердого раствора.

Известно, что добавки ниобия, ванадия и титана действуют по-разному на кинетику распада переохлажденного аустенита [27]. Присутствующие в аустените нерастворенные частицы МеС ускоряют его превращение, так как они связывают часть атомов углерода, и их карбиды служат центрами для зародышей феррита.

Учитывая незначительные содержания ниобия, ванадия и титана в трубных сталях их влияние на поведение переохлажденного аустенита считается не таким значительным по сравнению с углеродом и марганцем. Полагается, что ведущая роль в устойчивости аустенита отводится марганцу и при условии уменьшения количества марганца достигается за счет увеличения содержания хрома до 0,4-0,8% [28].

1.1.3 Хладостойкость металла ОШЗ - критерий свариваемости по стойкости металла ОШЗ против хрупкого разрушения

Оценку эффекта охрупчивания металла ОШЗ после сварки проводят испытаниями на ударных образцах с острым надрезом по ГОСТ 9454-78 [29]. Для проката толщиной более 10 мм используют образцы размером 10*10*55 мм типа Шарпи с радиусом основного надреза 0,25±0,025 мм и углом раскрытия 45 о

Ударная вязкость металла по отношению к другим механическим свойствам является чувствительной к изменению микроструктурного состояния, особенно при сварочных нагревах. Данные ударных испытаний сильно зависят от незначительных изменений в структуре металла [30]. Поэтому отдельные случайные отклонения в технологии или составе оказывают резкое влияние на ударную вязкость. Снижение хладостойкости металла ОШЗ в результате влияния теплового воздействия сварки и низких скоростей охлаждения связаны взаимозависимыми факторами, отрицательно влияющими на охрупчивание металла ОШЗ при сварке.

Например, ударная вязкость резко снижается, а порог хладостойкости повышается с увеличением размера зерна и при выделении по границам зерна хрупких карбонитридных составляющих [31, 32], а также с образованием в процессе превращения аустенита «видманштетовой» микроструктуры [33].

1.1.4 Критерий оценки склонности к разупрочнению металла ОШЗ

При нагреве металла ОШЗ в области межкритических температур развиваются диффузионно-сдвиговые превращения, что приводит к разупрочнению [34]. Эффект

разупрочнения связан с изменением кинетики превращения аустенита в металле ЗТВ при сварке от 1300 до 730 оС (Асу) (рисунок 1.1).

Рисунок 1.1 Изменение кинетики превращения аустенита в температурном поле металла ОШЗ от 1300 до 730 оС и скорости охлаждения 12 оС/с

Основной металл, нагреваемый до температур 1150-1300 оС в сталях с добавками V, Мо и N1, характеризуется повышенной устойчивостью аустенита, превращение которого происходит в температурном интервале 620-520 оС с образованием бейнитной микроструктуры [35].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Уткин Иван Юрьевич, 2016 год

ЛИТЕРАТУРА

1. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Хлусова В.И., Орлов В.В., Шахпазов Е.Х., Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Матросов М.Ю. Высокопрочные стали для магистральных трубопроводов // Вопросы материаловедения. 2009, №3. С. 127-137.

2. Ефименко Л.А, Шкапенко А.А., Стеклова Е.О. Исследование изменения структуры и свойств в зоне термического влияния высокопрочных трубных сталей. Состояние и основные направления развития сварочного производства ОАО «Газпром», 14-15 ноября 2013 г. С. 132139.

3. Международный стандарт API Spec 5L сорок пятое издание, декабрь 2012 г. - 185 с.

4. Международный стандарт ISO 3183 второе издание «Нефтяная и газовая промышленность - Трубы стальные для трубопроводных транспортных систем» 2007 г., - 142 с.

5. Стандарт DET NORSKE VERITAS (DNV-OS-F101). Стандарт для работ на морском шельфе. Октябрь 2007. - 239 с.

6. Рыкалин Н.Н. Расчеты тепловых процессов при сварке, Государственное научно-техническое издательство машиностроительной литературы, 1951 г., 296 с.

7. Шоршоров М.Х. Металловедение сварки стали и сплавов титана, Издательство «Наука», 1965 г., 336 с.

8. Мазур И.И., Иванцов О.М. «Безопасность трубопроводных систем», Издательский центр «ЕЛИМА», 2004 г. - 1097 с.

9. Франтов И.И., Киреева Т.С., Столяров В.И. Проблемы свариваемости сталей с полиморфным превращением// Проблемы современной металлургии. - М: Металлургия, 1983. С. 43-45.

10. Франтов И.И., Назаров А.В. Доклад Международного института сварки. IIW Doc. IX - 1585-89.

11. Эфрон Л.И. Металловедение большой металлургии, Металлургиздат, 2012 г., - 694 с.

12. Kawabata F., Matsuyama J., Nishiyama N., Tanaka T. Progress in Productivity and Weld Quality in UOE Pipes by Four- wire sabmerged arc welding // Trans. ISIJ. 1986. No. 26. P. 395- 402.

13. Konkol P.J., Koons J.F. Optimization of parameters for two- wire AC- AC submerge arc welding // Welding Journal Research Supplement. 1978. Dec. P. 367-372.

14. Bajcer B. et al. Improvement of energy and materials efficiencies by introduce multiple -wire welding // Metallurgija. 2007. V.46, N.1. P. 47-52.

15. R. Maksuti et al., "Correlation of Microstructure and Toughness of the Welded Joint of Pipeline Steel X65", Damage and Fracture Mechanics, 2009, 315.

16. J. Wiebe et al., "Influence of Heat Input during GMAW on the Mechanical Properties of Seamless Line Pipe Steels up to X80," Proceedings of the Twenty-first (2011) International. Offshore and Polar Engineering Conference, Maui, Hawaii, USA, June 19-24, (2011), Volume 4, 187.

17. DIN EN 1011-2:2001-05: Welding - Recommendation for Welding of Metallic Materials - Part 2: Arc Welding of Ferritic Steels, 2001.

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

19. Попов А.А., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита: Справочник термиста. Свердловск: Машгаз, 1961, 430 с.

20. ASTM A 1033- 04. Standart Practice for Quantitative Measurement and Reporting of Hypoeutectoid Carbon and Low - Alloy Steel Phase Transformations, ASTM, 2004. 14 p.

21. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенной эксплуатационной надежностью, Металлургиздат, 2003 г., 519 с.

22. Frantov I.I.. Velichko A.A.. Bortsov A.N.. Utkin I.Y. Weldability of Niobium - Containing High - Strength Steel For Pipeline // Welding Journal, January 2014, p. 23-29.

23. Степанов П.П., Зикеев В.Н., Эфрон Л.И., Франтов И.И., Морозов Ю.Д. Улучшение свариваемости для толстостенных газопроводных труб большого диаметра путем оптимизации химического состава // Металлург. 2010. № 11, С. 62-67.

24. Емелюшин Е.Н., Сычков А.Б., Шекшеев М.А. Исследование формирования структуры и свойств металла зоны термического влияния низколегированной трубной стали при различных режимах дуговой сварки // Черметинформация. 2013. № 9. С. 50-52.

25. Гудремон Э. Специальные стали, Научно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии. 1959 г. - 952 с.

26. Фербер В.М. Превращение переохлажденного аустенита// ФММ. 1993. Т. 76. Вып. 2. С. 40-55.

27. Гольдштейн М.И., Фербер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: Металлургия. 1979.- 208 с.

28. Белый А.П., Матросов Ю.И., Ганошенко И.В. и др. Толстолистовая сталь для газопроводных труб категории прочности Х80 // Сталь. 2004. № 3. С. 51-55.

29. ГОСТ 9454-78. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатных и повышенных температурах (С изменениями № 1, 2). 1979 г.

30. Гуляев А.П. Металловедение. Государственное издательство оборонной промышленности. 1951 г. - 484 с.

31. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка. Издательство Металлургия. 1964 г. 471 с.

32. Троцан А.И., Позняк Л.А., Ершов Е.С., Бродецкий А.И., Иценко А.И. Упрочняющее и охрупчивающее действия малых добавок тугоплавких элементов в низкоуглеродистой конструкционной стали // Металл и литье Украины, 1-2, 2001. С.12-16.

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

34. Франтов И.И., Столяров В.И., Назаров А.В.. Терентьев А.В. Разупрочнение зоны термического влияния сталей массового назначения: Сб. «Оптимизация легирования и термической обработки качественных сталей».- М.: Металлургия, 1978. С. 52-56.

35. Пермяков И.Л., Франтов И.И., Борцов А.Н., Ментюков К.Ю. Улучшение свариваемости и критерии надежности околошовной зоны высокопрочных трубных сталей // Металлург. 2011 г. № 12. С. 74-81.

36. Арабей А.Б., Франтов И.И., Столяров В.И., Пермяков И.Л. Свариваемость и обеспечение качества сварных соединений при изготовлении высокопрочных газопроводных труб // Наука и техника в газовой промышленности. 2009. № 4. С. 4-19.

37. Франтов И.И., Борцов А.Н., Арабей А.Б., Столяров В.И. Обеспечение свойств сварных соединений при изготовлении высокопрочных газопроводных труб: Сб. «Состояние и основные направления развития сварочного производства (мат. отрасл. совещания)» - М.: ООО «Газпром экспо». 2011. С. 37-47.

38. Горицкий В.М. Диагностика металлов. Металлургиздат. 2004 г. - 402 с.

39. Денофонти Дж., Маннучи Дж., Ди Бьяджо М., Фонзо А. Оценка остановки распространения разрушения в стальных трубах Х100, полученных по технологии ТМКП, для газопроводов высокого давления. Современные стали для нефтегазопроводных труб , проблемы и перспективы: сб. докладов междун. семинар. - М: ЗАО «Металлургиздат», 2006. С. 22-45.

40. Денис Р.И. Требования по вязкости и механическим свойствам при растяжении для определения допустимых дефектов при проектировании трубопроводов на основе деформации // Современные стали для нефтегазопроводных труб, проблемы и перспективы: сб. докладов междун. семинар. - М: ЗАО «Металлургиздат», 2006. С. 60-80.

41. Ивакин А.В., Головин С.В., Болотов А.С. и др. Специальные требования на трубы для нефтепровода «Восточная Сибирь-Тихий Океан» // Современные стали для нефтегазопроводных труб , проблемы и перспективы: сб. докладов междун. семинар. - М: ЗАО «Металлургиздат», 2006. С. 81-91.

42. Стандарт BS 7448-1 Великобритания. Fracture Mechanics Tests - Part 1: Method for determination of KIC, critical CTOD and critical J values of metallic materials.

43. Лившиц Л.С. Металловедение для сварщиков. М.: Машиностроение, 1979. 253 с.

44. Шабалов И.П. О необходимых и достаточных технических требованиях на стальные электросварные трубы большого диаметра // Металлург. 2010. № 10. С. 6-12.

45. Ito Y. and Bessio K.: «Weldability Formula of High Strength Steels related to Heat-Affected- Zone Cracking», Jour. JWS, 37 (1968) No. 9, 983-991.

46. Yurioka N., Ohshita S. and Tamehiro H.: «Study on Carbon Equivalents to Access Cold Cracking Tendency and Hardness in Steel Welding», AWRA Symp. «Pipe line welding in the 80s», Mar. 1981, paper 1 c.

47. Sazuki H.: «A New Formula for Estimating HAZ Maximum Hardness in Welded Steels», IIW Doc. IX- 1351-85, 1985.

48. Terasaki T., Nomura T. and Kitada T: « Proposal of predictive Equation for Maximum Hardness in the Heat Affected Zone», Quat. J. JWS. Vol. 6, 1988, 139-143.

49. Касаткин Б.С., Мусияченко В.Ф. Низколегированные стали высокой прочности для сварных конструкций.- Киев: Техника, 1970. - 188 с.

50. Скороходов В.Н., Одесский П.Д., Рудченко А.В. // Строительная сталь. Металлургиздат. 2002. - 622 с.

51. J. Malcolm Gray and Mauro Pontremoli, Metallurgical Options for API Grade X-70 and X-80 Linepipe", Paper presented at the International Conference "Pipe Technology", Rome, Italy 17-19 November, 1987.

52. J. M. Gray and W. G. Wilson, "Effect of Processing Variables on the Properties of a Low-Carbon Columbium Steel Proposed for Arctic Pipelines", 14th Mechanical Working and Steel Processing Conference, Proceedings Volume X, January 29, 1972, Chicago, Illinois.

53. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И. и др. Ниобийсодержащие низколегированные стали. Интермет Инжиниринг. 1999. - 94 с.

54. Calcagnotto M., Ponge D., Adachi Y., Raade D. Effect of Grain Refinement on Strength and Ductility in Dual -Phase Steels // Proceedings of the 2nd International Symposium on Steel ScienceA Kyoto, Japen: The Iron and Steel Institute of Japan, 2009.- P. 1-4.

55. Leinonen J.I. Superior Properties of Ultra- fine- grains Steels// Acta Polytechnica. - 2004.-V 44, № 3. - P. 37-40.

56. Salvatory I. Ultrafine Grained Steels by Advanced Thernomechanical Processes and Severe Plastic Deformation// La Metallurgia Italiana. - 2006- V.5. - P. 41-47.

57. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Изд-во МИСиС, 2005. - 432 с.

58. Коджаспиров Г.Е., Рудской А.И., Рыбин В.В. Физические основы и ресурсосберегающие технологии изготовления изделий пластическим деформированием. Сб.: Наука, 2006. - 349 с.

59. Fernandez A. I., Uranga P., Lopez B., Rodriguez- Ibabe J.M. Dynamic recristallization behavior covering a wide austenite grain size range in Nb and Nb- Ti microalloed steels// Materials Science and Engineering. - 2003. - N361. - P. 367-376.

60. Хлусова Е.И., Голосиенко С.А., Мотовилина Г.Д., Пазилова У.А. Влияние легирования на структуру и свойства высокопрочной хладостойкой стали после термической и термомеханической обработки. // Вопросы материаловедения. - 2001.- (№1) 49.

61. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов. Металлургия. 1989 г. 289 с.

62. Галактионов А.Т., Денисов Ю.А, Копытов Г.Т., Маслов Ю.А. и др. Справочник рабочего сварщика. Государственное научно - техническое издательство машиностроительной литературы, 1960 г., 640 с.

63. Davis C.L., King J.E. Cleaver initiation in the intercritically rehated coarce - grained heat-affected zone: Part 1, Fractografic evidence // Metall. Trans. A. 1994 Vol. 25A P. 563-573.

64. R.C. Cochrane. HAZ microstructure and properties of pipeline steels. Proceeding of the International Seminar on Welding of High Strength Pipeline Steels. Held in Araxa, MG, Brasil, 27-30 November 2011.

65. J.G.Speer, C.M.Enloe, K.O.Findley, C.J. Van Tyne and E.J.Pavlina. Solubility and precipitation of carbides containing niobium and molibdenium in low alloy steels. Proceeding of the Second International Symposium on Fundamental and Application of Mo and Nb Alloing in High Performance Steels. Held in Jeju Island. South Korea. 24-26 April 2013.

66. Banerjee K, Militzer M, Perez M, Wang X. Metall Mater Trans A 2010; 41A: 3161-72.

67. Zhixiong Zhu, Jian Han, Huijun Li, Cheng Lu. High temperature processed high Nb X80 steel with excellent heat-affected zone toughness, Materials Letters 163 (2015), P. 171-174.

68. M. Maalekiana, R. Radis, M. Militzer, A. Moreau, W.J. Poole. In situ measurement and modelling of austenite grain growth in a Ti/Nb microalloyed steel. Acta Materialia 60 (2012), 10151026.

69. Грабин В.Ф., Денисенко А.В. Металловедение и сварка низко и среднелегированных сталей. - Киев: Наукова думка, 1978. - 276 с.

70. Гривняк И. Свариваемость сталей. М.: Машиностроение. 1984. 215 с.

71. Ардентов В.В., Малышевский В.А., Семичева Т.Г. и др. Структура и свойства зоны термического влияния высокопрочной конструкционной стали // Физика и химия обработки металлов. 1985.№ 5. С. 119-125.

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

73. Рыбин В.В., Малышевский В.А., Хлусова Е.И. Структура и свойства хладостойких сталей для конструкций северного исполнения // Вопросы материаловедения. - 2006.- № 1(45).-С. 24-44.

74. Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Арабей А.Б. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной микроструктурой // Металлург.- 2008. - № 8. С. 39-42.

75. Aimin Guo, R.D.K. Misra, Jibin Liu b, Ling Chen, Xinlai He, S.J. Jansto. An analysis of the microstructure of the heat-affected zone of an ultra-low carbon and niobium-bearing acicular ferrite steel using EBSD and its relationship to mechanical properties. Materials Science and Engineering A 527 (2010)6440-6448.

76. Y.T. Chen, A.M. Guo, L.X. Wu, J. Zeng and P.H. Li. microstructure and mechanical property development in the simulated heat affected zone of V treated HSLA steels. Acta Metall. Sin. (Engl. Lett.) Vol. 19 No. 1 pp 57-67 Feb. 2006.

77. Y. Li, D.N. Crowther, M.J.W. Green, P S. Mitchell and T.N. Baker, ISIJ Int. 41(1) (2001)

46.

78. Jun Hu, Lin-Xiu Du, Jian-Jun Wang, Hui Xie, Cai-Ru Gao, R.D.K. Misra. High toughness in the intercritically reheated coarse-grained (ICRCG) heat-affected zone (HAZ) of low carbon microalloyed steel. Materials Science & Engineering A 590 (2014). P. 323-328.

79. C. Stallybrass, J.Konrad and H. Meuser. The effect low levels of molybdenum in high strength linepipe steels. Proceeding of the Second International Symposium on Fundamental and Application of Mo and Nb Alloing in High Performance Steels. Held in Jeju Island. South Korea. 2426 April 2013.

80. Sanghoon Kim, Yongjoon Kang, Changhee Lee. Variation in microstructures and mechanical properties in the coarse-grained heat-affected zone of low-alloy steel with boron content. Materials Science & Engineering A 559 (2013). P. 178-186.

81. Sundaresa Subramanian, Yang You, Wenjin Nie, Chengliang Miao, Chengjia Shang, Xiaobing Zhang and Laurie Collins. EBSD characterization of HAZ from single and multi-pass welding of niobium microalloyed linepipe steels. Proceeding of the International Seminar on Welding of High Strength Pipeline Steels. Held in Araxa, MG, Brasil, 27-30 November 2011.

82. FANG Fang, YONG Qi-long, YANG Cai-fu, SU Hang. Microstructure and Precipitation Behavior in Heat Affected Zone of Nitrogen-Enhanced Microalloyed Steel Containing V and Ti. Proceedings of Sino-Swedish Structural Materials Symposium 2007.

83. F J. Barbaro, Z. Zhu, L.Kuzmikova, H.Li and J.M.Gray. Steel alloy des for control of weld heat affected zone properties. Proceeding of the Second International Symposium on Fundamental and

Application of Mo and Nb Alloing in High Performance Steels. Held in Jeju Island. South Korea. 2426 April 2013.

84. S. Brauser, C. Stallybrass, W. Scheller and J. Conrad. High Strength pipeline steels with optimizes HAZ properties. . Proceeding of the Second International Symposium on Fundamental and Application of Mo and Nb Alloing in High Performance Steels. Held in Jeju Island. South Korea. 2426 April 2013.

85. A. Liessem et al., "Essential Welding Aspects for High Strength Linepipe,"Proceedings of the International Seminar on Welding of High Strength Pipeline Steels", Araxa, Brazil, (2011), CBMM/TMS 2014, 189.

86. Dr Phil Kirkwood. Niobium and heat affected zone mythology. Proceeding of the International Seminar on Welding of High Strength Pipeline Steels. Held in Araxa, MG, Brasil, 27-30 November 2011.

87. N. E. Hannerz, "Effects of Niobium on HAZ Ductility in Constructional HT Steels", Welding Journal Research Supplement, (May 1975), 162 s.

88. John R. Procario, Teresa Melfi. weld metal alloy systems for seam welding of niobium micro-alloyed pipe steels. Proceeding of the International Seminar on Welding of High Strength Pipeline Steels. Held in Araxa, MG, Brasil, 27-30 November 2011.

89. Fazackerly W.J., Manuel P A. and Crristensen L. First X80 HSLA Pipeline in the USA: Proc. Int. Symposium on Microalloyed Steels for the Oil and Gas Industry. TMS, 2007.

90. Yanlei Zhou, Tao Jia, Xiangjun Zhang, Zhenyu Liu, R.D.K. Misra. Microstructure and toughness of the CGHAZ of an offshore platform steel. Journal of Materials Processing Technology 219 (2015). P. 314-320.

91. ZHANG Ying-qiao, ZHANG Han-qian, LI Jin-fu, LIU Wei-ruing. Effect of Heat Input on Microstructure and Toughness of Coarse Grain Heat Affected Zone in Nb Microalloyed HSLA Steels. JOURNAL OF IRON AND STEEL RESEARCH. INTERNATIONAL. 2009. 16(5): P. 73-80.

92. В.И.Столяров, А.В.Терентьев, Влияние микролегирования на структуру и свойства околошовной зоны сталей контролируемой прокатки. Качественные стали и сплавы, тематический отраслевой сборник № 5. 1980. С. 26-31.

93. Назаров А.В., Якушев Е.В., Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Киреева Т.С. Сравнение свариваемости высокопрочных трубных сталей микролегированных ниобием, ниобием и ванадием. Металлург № 10. 2013. С. 56-61.

94. Франтов И.И., Киреева Т.С., Столяров В.И. и др. Влияние легирования на свойства трубных сталей и проблемы их свариваемости // Сталь. 1986. № 11. С. 68-72.

95. A.D.Batte, P.J. Boothby and A. B. Rothwell, "Understanding the Weldability of Niobium-Bearing HSLA Steels", Proceedings of the International Symposium Niobium 2001, Orlando, Florida, (December 2001), P. 931-958.

96. Борцов А.Н., Шабалов И.П., Величко А.А., Ментюков К.Ю., Уткин И.Ю. Особенности много электродной сварки под слоем флюса при производстве высокопрочных толстостенных труб. Металлург № 4. 2013. С. 69-76.

97. Алексашин А.Л. Проблемы свариваемости высокопрочных трубных сталей. Металлург № 4. 2012. С 45-51.

98. Zhao HaiHong, Jin Haicheng, Feng Bin, Huang Fuxiang. Technical research on applications of x80 linepipe girth weld for the second west-east gas pipeline project (2nd wepp). Proceeding of the International Seminar on Welding of High Strength Pipeline Steels. Held in Araxa, MG, Brasil, 27-30 November 2011.

99. Стандарт организации Газпром для магистральных газопроводов 2-2.1-249-2008.

100. Технические требования к трубам для магистрального газопровода Бованенково-Ухта. Стандарт ОАО «Газпром», М. 2008 г., - 26 c.

101. Rosentahl D. Transaction of ASME, 1946. N. 11. P. 849-865.

102. Kihara H., Suzuki H., Kanatani F., Weld Hardening of High Strength Steels and Prediction of Optimum Welding Conditions. Nrans. National Res. Inst. For Metals, 1, 1959, N. 1, P. 39-63.

103. Inagaki M., Sekiguchi H. Continuous Cooling Transformation Diagrams of Steels for Welding and their Applications, Ibid, 2, 1960. N. 2. P. 40-60.

104. Вышемирский Е.М., Капустин О.Е., Ефименко Л.А., Елагина О.Ю. Исследование структуры высокопрочных сталей Х80, Х100 и рекомендации по технологиям их сварки. Научно-технический журнал Наука и техника в газовой промышленности. 2009. № 4. С. 20-31.