автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Обеспечение комплекса механических свойств зоны термического влияния сварных соединений труб классов прочности Х80, Х90 на основе исследования фазовых превращений и структуры

4

Иванов Александр Юрьевич

ОБЕСПЕЧЕНИЕ КОМПЛЕКСА МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЗОНЫ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ТРУБ КЛАССОВ ПРОЧНОСТИ Х80, Х90 НА ОСНОВЕ ИССЛЕДОВАНИЯ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ И СТРУКТУРЫ

Специальности:

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов» 05.02.10 - «Сварка, родственные процессы и технологии»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

2 5 АВГ 2011

Санкт-Петербург

2011

4852370

Работа выполнена в Федеральном государственном унитарном предприятии «Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов «Прометей».

Научный руководитель: доктор технических наук, доцент

Хлусова Елена Игоревна

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, Титова Татьяна Ивановна

профессор

кандидат технических наук, Григорьев Борис Леонидович

старший научный сотрудник

Ведущее предприятие: Санкт-Петербургский государственный морской технический университет.

Защита диссертации состоится " ¿/¿Л 2011 г. в II00 часов на

заседании диссертационного совета Д4 ll.006.01 при Федеральном государственном унитарном предприятии «Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов «Прометей». По адресу: 191015, г. Санкт-Петербург, ул. Шпалерная, д.49

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей».

" С7/" а^Ц/С/пД, 2011 г.

Автореферат разослан Ученый секретарь

диссертационного совета Д411.006.01 Заслуженный деятель науки РФ доктор технических наук, профессор Малышевский В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Углеводородные виды топлива в настоящее время являются и в перспективе будут являться важнейшими источниками энергообеспечения в мире. Обладая крупнейшими в мире запасами природного газа и нефти, Россия выступает важнейшим внешним поставщиком для стран Европы. Её значимые конкурентные преимущества, обусловлены, прежде всего, такими факторами, как обширная ресурсная база, сложившаяся производственная и транспортная инфраструктура. Растущие экономики стран Азиатско-Тихоокеанского региона также являются потенциальными потребителями российского сырья, для чего потребуется сооружение крупных систем трубопроводов.

При относительно развитой сети магистральных трубопроводов, соединяющих Россию и ее партнеров в Европе, не более 10 % российского экспорта газа осуществляется напрямую, в то время как основная его доля поставляется транзитом через территории третьих стран, что создаёт высокую степень уязвимости поставок от геополитических факторов. К тому же, существующая система транспортировки углеводородов внутри страны, призванная обеспечить доставку энергоресурсов от месторождений к потребителям, была построена несколько десятилетий назад и для обеспечения выполнения контрактных обязательств требует значительного ремонта и замены.

В то же время, в связи с истощением разрабатываемых в настоящее время месторождений происходит вовлечение в промышленную разработку новых, как правило, расположенных в отдаленных регионах - на арктическом шельфе, в Сибири и на дальнем Востоке. Это требует прокладки протяжённых систем транспортировки нефти и газа. К крупнейшим проектам, реализуемым в России, относятся магистральные трубопроводы «Бованенково-Ухта», «Северный поток», «Сахалин-Хабаровск», «Восточная Сибирь-Тихий океан», к ожидаемым - «Южный поток», освоение Штокмановского месторождения и другие.

В связи с освоением все более отдаленных месторождений газа и нефти, расположенных в крайне неблагоприятных климатических зонах с суровым климатом, и увеличением мощности магистральных трубопроводов нефтегазовая отрасль выдвигает постоянно возрастающие требования к трубам в отношении прочности, ударной вязкости, сопротивлению хрупкому разрушению и свариваемости. Эти требования определяются условиями эксплуатации, которые характеризуются низкими среднегодовыми температурами, ледовым и сейсмическим воздействием, коррозионной активностью окружающей среды.

Основными тенденциями в проектировании трубопроводов являются повышение эффективности и экологической безопасности транспортировки, а также увеличение срока службы трубопроводов. До настоящего времени для строительства газопроводов широко применялись трубы классов прочности К52 - К60, производство которых было освоено в полной мере. Планируемое повышение давления прокачиваемого природного газа до 25 МПа в недалеком будущем и до 11.8 МПа в настоящее время требует использования труб классов прочности Х80 - Х90, а в перспективе и XI00. Это позволит увеличить пропускную способность трубопроводов без существенного увеличения толщины стенки труб.

В частности, при строительстве магистрального газопровода «Бованенково - Ухта» планировалось использовать трубы класса прочности К65 (или Х80 в соответствии с международной классификацией) диаметром 1420 мм с толщиной стенки от 23 до 33 мм. Ранее такие трубы ни в России, ни за рубежом не производились.

Важным элементом обеспечения надёжности и долговечности электросварных труб является качество продольного сварного шва, которое подразумевает отсутствие дефектов, удовлетворительное сопротивление хрупкому разрушению и отсутствие разупрочнения в зоне термического влияния (ЗТВ) сварного соединения.

Разработка научных подходов к созданию технологии сварки высокопрочных труб представляет большой научный и практический интерес и основывается на изучении фазовых превращений и структуры ЗТВ сварных соединений. Большой вклад в исследование фазовых превращений, а также влияния термодеформационного цикла сварки на структуру и свойства свариваемого металла внесли Шоршоров М.Х., Лившиц JI.C., Грабин В.Ф., Гривняк И., Ардентов В.В., Бхадешиа Г., Мацуда Ф., Зайфарт П. и др.

В 2006 г. был введён в эксплуатацию «Ижорский трубный завод», производящий трубы диаметром до 1420 мм, длиной до 18000 мм. На ЗАО «Ижорский трубный завод» в 2007-2010 гг. осваивалось производство толстостенных труб классов прочности Х80 (К65) и Х90 (К70) из штрипса, изготавливаемого на ЧерМК ОАО «Северсталь» по технологии, разработанной совместно с ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» и ФГУП ЦНИИчермет им. И.П.Бардина в рамках проекта «Магистраль».

Трубы большого диаметра производятся с помощью многодуговой сварки под флюсом, характеризующейся высокой погонной энергией. В связи с этим при производстве толстостенных труб возникает ряд проблем, связанных как с

получением удовлетворительной ударной вязкости металла зоны термического влияния (ЗТВ) при низких температурах, так и с обеспечением равнопрочности основному металлу отдельных участков ЗТВ.

Целью работы являлось усовершенствование технологического процесса сварки труб большого диаметра на ЗАО "Ижорский трубный завод" на основе изучения закономерностей формирования структуры и свойств в зоне термического влияния трубных сталей класса прочности Х80 (К65), Х90.

Задачи исследования.

1. Комплексные экспериментальные исследования, включающие изучение закономерностей формирования структуры сварного соединения, кинетику фазовых превращений в результате действия термического цикла сварки, выявление взаимосвязей морфологических особенностей структуры со свойствами.

2. Изучение фазовых превращений аустенита стали Х80 (К65), Х90 различного легирования путем построения термокинетических диаграмм, имитирующих термический цикл сварки.

3. Исследование структуры в зоне термического влияния сварного соединения в зависимости от уровня легирования и технологии сварки.

4. Исследование взаимосвязи структуры в зоне термического влияния сварного соединения с механическими свойствами и сопротивляемостью сварного соединения хрупким разрушениям.

5. Оценка характеристик работоспособности сварных соединений труб из стали К65, Х90 изготовленной партии.

6. Внедрение результатов работы в промышленное производство на ЗАО «Ижорский трубный завод».

Методы исследования.

В работе использованы следующие методы исследования структуры и свойств: дилатометрический метод для имитации цикла сварки с построением термокинетических диаграмм превращения аустенита, оптическая металлография, просвечивающая и растровая электронная микроскопия для оценки структурно-фазового состава металла сварных соединений, расчётно-экспериментальное моделирование термических циклов сварки, измерение микротвердости, определения механических свойств и трещиностойкости сварных соединений.

Научная новизна. В работе получены следующие результаты, обладающие научной новизной:

1. Научно обоснованы принципы разработки технологических процессов сварки высокопрочных сталей классов прочности Х80 (К65), Х90 для магистральных трубопроводов, заключающиеся в управлении процессами структурообразования в зоне термического влияния за счёт оптимизации параметров режима сварки (погонной энергии) на основе варьирования скоростей охлаждения в диапазоне 5-25 °С/с, характерном для сварки под флюсом, с целью обеспечения получения дисперсной структуры и комплекса механических свойств в зоне термического влияния.

2. Установлено, что при повышении скорости охлаждения более 25 °С/с для стали Х80 (К65) и 15 °С/с для стали Х90 на участке крупного зерна зоны термического влияния происходит рост твёрдости выше нормативных значений (280 НУ для стали Х80, 300 НУ для стали Х90) за счёт образования мартенсита. Обеспечение максимальной скорости охлаждения ЗТВ исследуемых сталей менее указанных значений позволяет уменьшить долю мартенситной составляющей и снизить твёрдость до 260 - 280 НУ.

3. Установлено, что на участке полной перекристаллизации (нагреваемом выше критической точки АСз, но ниже температуры начала роста зерна) при скоростях охлаждения менее 10 "С/с для стали Х80 (К65) и 10 °С/с для Х90 происходит формирование преимущественно ферритной структуры, в связи с чем на данном участке возможно разупрочнение на 5 - 7 % по сравнению с основным металлом.

4. При имитации структуры участков частичной перекристаллизации и отпуска (нагреваемых ниже критической точки Асз) установлено, что в зоне термического влияния трубных сталей классов прочности Х80 (К65), Х90 происходит увеличение твёрдости на 5 - 15 % до 290 НУ за счет превращения участков аустенита в мартенсит на участке частичной перекристаллизации и процессов карбидообразования на участке отпуска.

5. Показано, что снижение работы удара на участке крупного зерна зоны термического влияния при сварке с повышенной погонной энергией (>57 кДж/см) связано с образованием грубой структуры реечного бейнита с размером исходного зерна аустенита до 60 мкм и превращением участков аустенита по

границам бейнптшлх кристаллов с образованием мартенсита или феррито-карбидной смеси в зависимости от скорости охлаждения.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Установленные закономерности влияния погонной энергии и химического состава стали на формирование структуры ЗТВ продольных швов

труб большого диаметра.

2. Результаты исследования взаимосвязи структуры и свойств сварного

соединения продольных швов труб классов прочности Х80 (К65), Х90.

3. Разработанные рекомендации по режимам сварки продольных швов труб классов прочности Х80 (К65), Х90, реализованные на ЗАО «Ижорский трубный завод».

4. Результаты изготовления и аттестации опытной партии труб стали класса прочности К65 для строительства газопровода «Бованенково-Ухта» и опытной партии труб класса прочности Х90.

Практическая ценность.

1. Установлены оптимальные структуры, образующиеся при тепловом воздействии на основной металл по режимам цикла многодуговой сварки, обеспечивающие получение гарантированных значений механических свойств. При этом выявлены закономерности их формирования, на основании которых возможно управление процессами структурообразования посредством контроля скорости охлаждения в ЗТВ трубных сталей классов прочности Х80 (К65), Х90.

2. На основе металловедческого исследования были предложены рекомендации по выбору параметров процесса сварки продольных швов труб, которые были внесены в технологические инструкции на изготовление труб диаметром до 1420 мм из стали классов прочности Х80 (К65), Х90. Это позволило обеспечить условия оптимизации структуры в зоне термического влияния продольных швов труб из стали Кб5 для строительства магистрального газопровода «Бованенково-Ухта» и опытно-промышленных партий труб из стали Х90 и К70 в рамках проекта «Магистраль».

Конкретное личное участие автора в получении научных результатов, изложенных в диссертации, заключается:

- в исследовании фазовых превращений и построении термокинетических диаграмм превращения аустенита новых высокопрочных трубных сталей на различных участках зоны термического влияния и установлении зависимости

структуры и свойств ЗТВ высокопрочных трубных сталей от температуры аустенитизации и скорости охлаждения;

- в установлении закономерностей изменения структуры различных участков ЗТВ продольных швов труб, получаемых при сварке с различными уровнями погонной энергии;

- в определении микроструктурных факторов, обусловливающих снижение вязкости в ЗТВ продольных швов труб большого диаметра;

- в научном обосновании выбора параметров сварки продольных швов труб (погонной энергии и скорости сварки);

- в участии в аттестационных испытаниях опытных партий труб на соответствие требованиям к материалам для магистрального газопровода «Бованенково-Ухта» и проекта «Магистраль».

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях: XV Международной научно-технической конференции «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов и конструкций», СПбГУНиПТ, Санкт-Петербург, октябрь 2009; VIII Конференции молодых ученых и специалистов, ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», Санкт-Петербург, июнь 2009; Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии», СПбГПУ, Санкт-Петербург, июнь 2009.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 8 печатных работ, из них 3 в журналах, рекомендуемых ВАК.

Объём и структура диссертации. Диссертация на 207 стр. состоит из введения, пяти глав, основных выводов, списка литературы из 134 наименований, приложений (акты внедрения). Работа содержит 159 рисунков, 34 таблицы.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертации, сформулированы цели и задачи исследования, приведены методы исследований, показана научная новизна и практическая значимость работы, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

Первая глава представляет собой литературный обзор, в котором проведён анализ тенденций развития магистральных трубопроводов, применяемых в настоящее время в России и за рубежом трубных сталей, требований нормативной документации к сварным соединениям труб, также

рассмотрены принципы легирования трубных сталей и влияние легирующих и микролегирующих элементов на структуру и свойства стали после сварочного нагрева. Выполнен анализ фазовых превращений и структур, образующихся при охлаждении аустенита низколегированных сталей.

Опыт производства высокопрочных трубных сталей за рубежом показал наличие ряда проблем, относящихся к свойствам сварного соединения: пониженная вязкость и разупрочнение в ЗТВ. Сделан вывод, что оптимальная структура ЗТВ высокопрочной трубной стали должна характеризоваться: 1) малым размером зерна; 2) переходом от реечной структуры бейннта к более дисперсной структуре гранулярного бейнита; 3) малой долей и размерами

аустенито- мартенситных участков.

Во второй главе дана характеристика исследуемых сталей классов прочности Х80 (К65), Х90 с пределом текучести не менее 555 МПа и 625 МПа, соответственно. Предложен комплекс исследований, позволивший выявить особенности структуры сварных соединений труб, определить их механические свойства и выполнить оценку характеристик работоспособности изготовленных труб.

Исследуемые стали являются низколегированными трубными сталями, производимыми по технологии термомеханической обработки по контролируемым режимам. Стали имеют эквивалент углерода от 0.4 до 0.5 %, содержат углерод не более 0.07 %, комплексно микролегированы ниобием,

никелем, молибденом.

В третьей главе методом имитации термического цикла сварки для различных участков ЗТВ на дилатометре были построены диаграммы фазовых превращений аустенита сталей Х80 (К65), Х90 (таблица 1).

Таблица 1

С 51 Мл Р Б Сг+Мо №+Си А1 N Т1 ыь V Сэкв'

Х80(К65), состав 1 0.06 0.20 1.78 0.005 0.002 0.30 0.30 0.03 0.005 0.020 0.06 0.020 0.44

Х80(К65),состав 2 0.06 0.24 1.82 0.005 0.002 0.23 0.50 0.03 0.007 0.018 0.05 0.025 0.45

Х90 0.06 0.23 1.98 0.006 0.001 0.35 0.60 0.04 0.007 0.015 0.05 0.005 0.50

Рассматривались следующие участки с нагревом до максимальных температур:

- участок крупного зерна - с максимальной температурой выше температуры роста зерна (Ттах=1350 °С);

1 с = с

А/л Сг + Мо+У ^ № + Си ■-+--+--

б 5 15

- участок полной перекристаллизации - с максимальной температурой выше точки Асз (Тгаах=1 ЮО °С);

- участок полной перекристаллизации - с максимальной температурой выше точки Асз (ТШах=900 °С);

- участок частичной перекристаллизации - с максимальной температурой между точками АсгАсз (Ттах=750, 800 °С);

- участок отпуска - с максимальной температурой ниже точки АС1 (Тюах=700 °С).

Предварительно было определено температурное поле при многодуговой сварке под флюсом и термические циклы точек зоны термического влияния продольных швов с помощью расчётных методов и проведена верификация результатов путем экспериментальных измерений цикла сварки. Для описания температурного поля в рамках работы использована расчётная методика, основанная на решении обратной задачи теплопроводности, согласно которой по замеренным характеристикам сварного соединения (форма проплавления, геометрия сварочной ванны) определялись неизвестные параметры тепловых источников и впоследствии рассчитывалось температурное поле в сварных соединениях.

В качестве источника тепла, физически адекватно описывающего процесс многоэлектродной сварки, была выбрана комбинация подвижного произвольно распределенного по толщине линейного источника и подвижного нормально кругового источника тепла. Линейный источник тепла моделирует заглубление сварочных дуг, а нормально круговой источник отвечает за нагрев поверхности изделия. Рассчитанное поле максимальных температур для трубы с толщиной стенки 27.7 мм представлено на рисунке 1. На основании проведенных расчетно-экспериментальных исследований установлено, что при сварке труб с толщиной стенки 23-33.4 мм скорость охлаждения точек ЗТВ (у8/5 - в интервале температур 800-500 °С) находится в диапазоне 5-12 °С/с, а время охлаждения ^8/5) составляет 26-58 с. Таким образом, термический цикл многодуговой сварки продольных швов труб характеризуется высокими скоростями нагрева и достаточно низкими скоростями охлаждения.

При имитации фазовых превращений в ЗТВ на дилатометре использовались полые цилиндрические образцы. Скорость нагрева составляла 250 °С/с. Охлаждение осуществлялось со скоростями у8/5=1-Ю0 °С/с, характеризующими охлаждение в интервале температур 800 - 500 °С, в области наименьшей устойчивости аустенита. Описанные режимы приближенно описывают более сложные тепловые процессы, происходящие в ЗТВ.

а) ' 0 4 8 12 16 V, мм

б) °0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 1,0

-- внутренний шов (точка 1)

-----наружный шов (точка 2)

Рис.] Распределение максимальных температур при сварке трубы диаметром

1420 мм с толщиной стенки 27.7 мм (---расчетные изотермы; 0 0 0 ° - форма

противления, определенная по макрошлифу сварного соединения) (а) и термические циклы сварки точек ЗТВ с максимальной температурой нагрева

При имитации фазовых превращений на дилатометре установлено, что на участке крупного зерна с максимальной температурой нагрева 1350 "С в интервале скоростей охлаждения у8/5=1^50 °С/с происходит образование бейнита (рис. 2, 4а, 5а). При повышении эквивалента углерода до 0.5 % для стали Х90 происходит понижение температуры начала бейнитного превращения на 30 - 40 °С по сравнению со сталью Х80 (К65) состав 1 и 2 (Сэкв=0.44% и 0.45%). Также с увеличением эквивалента углерода с 0.44 до 0.5 %, область образования мартенсита смещается в сторону более низких скоростей охлаждения. Появление реечного мартенсита происходит при охлаждении со скоростью более 15 °С/с для стали Х80 (К65) состав 1, 20 °С/с для стали Х80(К65) состав 2 и 10 "С/с для стали Х90.

На участке полной перекристаллизации с максимальной температурой нагрева 1100 "С во всём исследуемом диапазоне скоростей охлаждения происходит образование бейнитной структуры (рис.4б, 56). При скоростях охлаждения 1-25 °С/с для образцов стали Х80 (К65) состав 1 и 2 характерно преобладание гранулярного бейнита. С повышением скорости охлаждения более 25 °С/с для этих сталей и более 15 °С/с для стали Х90 увеличивается доля реечного бейнита.

Тмах=1350°С (б)

Iff Iff 10 11У Iff 1Сf 10' 10 1(f 10' Iff Iff

Время, с Время, с Время, с

а) б) в)

Рис.2 ТКД превращения аустенита участка крупного зерна после нагрева до температуры 1350 °С стали: а) Х80 (К65), состав 1,

б) Х80 (К65),состав 2, в) Х90

S- боо Р

® 400 2

200

РЧ \ АустенЩ

\\ Бе \ \ V

\ \ \ WB Л 1Ш Ша , \ Hi ...А.

,. \ Л \ щмяп \ IV 100 70 50 25X5 10 5 1 HV 248( 246! 246I2MI 22?| [200 •С/с

10' 10' Iff 'Iff 10' Iff Iff 10' Iff 10' Iff Iff Iff

Время, с Время, с Время, с

а) б) в)

Рис.3 ТКД превращения аустенита участка полной перекристаллизации после нагрева до температуры 900 °С стали: а) Х80 (К65), состав 1, б) Х80 (К65),состав 2, в) Х90

Рис.5 Микроструктура образцов стали Х80 (К65), состав 1 при имитации участков ЗТВ после охлаждения со скоростью У8/5=50 °С/с

При максимальной температуре нагрева образцов_900_^

соответствующей участку полной перекристаллизации ЗТВ. в широком диапазоне скоростей в структуре исследуемых сталей образуется феррит с участками гранулярного бейнита (рис. 3, 4в, 5в). Для образцов, нагретых до температуры 850 °С, соответствующей участку частичной перекристаллизации, характерна структура бейнита с аустенито-мартенситными участками (рис. 4г, 5г).

Размер бывшего зерна аустенита при понижении максимальной температуры нагрева исследуемых образцов закономерно уменьшается (рис. 6): если при нагреве образцов до Ттах=1350 °С размер зерна составляет 4-6 номер (88 - 44 мкм) по ГОСТ5639, то при нагреве до Ттах=900 °С размер зерна уменьшается до 12 - 14 номера (6-3 мкм).

iff'-

s

■a W2-

1(7'-

70° 10' 1(f UУ

Время, с

Рис.6 Зависимость среднего диаметра зерна аустенита d от длительности пребывания выше 800 °С для образцов с различными максимальными температурами нагрева; сталь: - Х80, состав 1; ------ Х80, состав 2;---Х90.

Одним из показателей оценки качества продольного шва и влияния термического цикла сварки на структуру основного металла является распределение твёрдости в ЗТВ. Согласно требованиям к трубам газопровода «Бованенково-Ухта» для сварных соединений труб из стали класса прочности Х80 (Кб5) твердость не должна превышать 280 HV, для труб Х90 согласно API 5L твёрдость не должна быть выше 300 HV. Возможной проблемой при сварке с высокой погонной энергией может являться разупрочнение в ЗТВ, т.е. понижение твердости ниже твердости основного металла на достаточно протяженном участке. Для анализа в качестве показателя оценки режима сварки были выбраны скорости охлаждения, обеспечивающие получение при сварке в структуре ЗТВ продольного шва допустимые значения твёрдости.

Структуры с наибольшей твердостью формируются при максимальных температурах нагрева 1100 и 1350 °С, достигая 320 - 350 HV при скоростях

охлаждения \'8/5 более 50 °С/с, что обусловлено образованием в ЗТВ низкоуглеродистого мартенсита (рис. 7). Повышение твердости характерно также для образцов с максимальной температурой нагрева Тшах=750-800 °С, соответствующих участкам ЗТВ, подвергшимся нагреву до температур ниже критической точки Асз.

Как видно из представленных зависимостей (рис. 7), твёрдость в ЗТВ продольных швов не более допустимых значений может быть обеспечена при режимах сварки со скоростью охлаждения менее 15 °С/с для стали с углеродным эквивалентом 0.5 % (сталь Х90). При понижении эквивалента углерода до 0.44 % (сталь Х80 (К65)) диапазон допустимых скоростей ограничивается 25 °С/с.

Снижение твёрдости ЗТВ менее твёрдости основного металла наблюдается при максимальных температурах в интервале Ттах=850-900 °С, соответствующих участку полной перекристаллизации, при режимах сварки с пониженной скоростью охлаждения. Для уменьшения протяженности участка с пониженной твердостью скорость охлаждения должна быть не менее 10 °С/с для стали Х80 (К65), состав 1 (Сэкв=0.44 %), 15 °С/с для стали Х80 (К65), состав 2 (Сэкв=0.45%), 10 °С/с для стали Х90 (Сэкв=0.5 %).

350

300

15 О

300

250

600

800 1000 Температура,

1400

200

150

Л ' ^ А : ■ * - □

—' - " — —с ГГ — 10 "С/с -- 15*С/с - - 25-С/с - 50 'С/с

б)

800 1000 1200 Температура, "С

800 1000 1200 Температура, °С

1400

Рис.7 Зависимость твердости образцов от температуры нагрева после охлаждения со скоростью у8/5=Ю - 50 °С/с; сталь: а) Х80 (К65), состав 1, б) Х80 (К65), состав 2, в) Х90. Штрих-пунктиром указана твердость основного металла.

Таким образом, в результате имитации термического цикла сварки были установлены оптимальные скорости охлаждения ЗТВ исследуемых сталей: для

уменьшения протяженности зоны снижения твердости на участке полной перекристаллизации ЗТВ с обеспечением твердости не выше нормативных значений на участке крупного зерна и частичной перекристаллизации интервал скоростей охлаждения для стали Х80 (К65) должен составлять У8/5=10 - 25 °С/с, для стали Х90 - У8/5=10 - 15 °С/с.

По результатам исследования установлено, что структуры и зависимость изменения свойств образцов, полученные в результате имитации термического цикла сварки, коррелируют со структурами и свойствами участков ЗТВ продольных швов труб большого диаметра (рис.8).

Рис.8 Структура ЗТВ сварного соединения стали класса прочности Х80 (К65): а) учаег крупного зерна; б) участок полной перекристаллизации; в) участок частичг

перекристаллизации

В четвёртой главе изложены результаты изучения влияния погонной энергии сварки на структуру, механические свойства и сопротивление разрушению трубных сталей. На примере труб из стали класса прочности Х80 (К65) показано, что увеличение погонной энергии сварки с 45 до 57.3 кДж/см приводит к увеличению ширины ЗТВ, происходящему, в первую очередь, за счёт увеличения участка крупного зерна до 3 мм с одновременным укрупнением исходного аустенитного зерна в 1.5 раза до 60 мкм. Увеличение общей протяженности ЗТВ происходит также за счёт участков частичной перекристаллизации и отпуска. В отличие от участков, рассмотренных выше, участок полной перекристаллизации с наиболее мелким зерном в результате сварки с высокой погонной энергией имеет меньшую протяжённость по сравнению с этим же участком в ЗТВ, полученной при сварке с пониженной погонной энергией. Структура участка полной перекристаллизации характеризуется феррито-бейнитной структурой с размером зерна феррита ~ 5 мкм и дисперсным бейнитом (рис. 9).

Рис.9 Структура участков ЗТВ сварного соединения трубы класса прочности Х80, заваренного с погонной энергией 45 кДж/см: а - крупного зерна; в - полной перекристаллизации

На исследованных участках ЗТВ производилось измерение микротвёрдости в поперечном сечении микрошлифов сварных соединений. Твердость основного металла трубы, заваренной с погонной энергией 57.3 кДж/см (труба №1), находится на уровне 237 HV, трубы, заваренной с погонной энергией 45 кДж/см (труба №2) - 210 HV. Непосредственно вблизи линии сплавления твердость участка крупного зерна трубы №1 составляет 250 HV, трубы №2 - 230 HV. На участке полной перекристаллизации для обеих труб в той или иной мере характерно разупрочнение металла ЗТВ. Наибольшее снижение на данном участке наблюдается при сварке с погонной энергией 57.3кДж/см, которое составляет 5 - 6 % по сравнению с основным металлом (рис. 10). Дальнейшее удаление от линии сплавления сопровождается повышением твердости на участке частичной перекристаллизации, которое составляет 10 % относительно твердости основного металла при сварке с погонной энергией 57.3 кДж/см (труба 1) и 5 % при сварке с погонной энергией 45.0 кДж/см (труба 2). Таким образом, при сварке с погонной энергией 45 кДж/см (труба 2) отмечается более равномерное общее распределение твердости ЗТВ без снижения на участке полной перекристаллизации (рис. 10).

Рентгенографические исследования, выполненные на фольгах, изготовленных из разных участков ЗТВ, показали, что при сварке продольных шва с погонной энергией 57.3 кДж/см в ЗТВ участок крупного зерна формируется из структур гранулярного и реечного бейнита. Между кристаллами гранулярного и реечного бейнита располагаются прослойки из островков аустенита, или бывших островков аустенита, после фазового превращения с образованием мартенсита или ферритно-карбидной смеси. Реечный бейнит образован крупными параллельными кристаллами шириной 0.25-0.7 мкм (рис.11). В самих рейках наблюдается внутренняя фрагментация. Плотность

дислокаций в реечном бейните в непосредственной близости от линии

13 -2

сплавления составляет 5 10 м .

Расстояние от линии сплавления, мм Рис 10 Твердость сварных соединений труб из стали Х80 (К65), заваренных с

погонной энергией 57.3 кДж/см (-) и 45.0 кДж/см (- - -). Цифрами

обозначены участки: 1а, 16 - крупного зерна; 2 - полной. 3 - частичной перекристаллизации; 4 - отпуска; ОМ - основной металл

Рис И Реечный бейнит (а) и гранулярный бейнит (б) на участке крупного зерна в ЗТВ трубы класса прочности Х80 (К65), заваренной с погонной энергией 57.3 кДж/см

Установлено, что с повышением погонной энергии сварки с 45 до 57.3кДж/см по границам бейнитных кристаллов происходит превращение островков аустенита с образованием высокоуглеродистого мартенсита или ферритно-карбидной смеси, при сварке с низкой погонной энергией происходит

стабилизация крупных аустенитных областей.

По мере удаления от линии сплавления повышается доля и усиливается фрагментация областей гранулярного бейнита, уменьшается размер кристаллов реечного бейнита. Необходимо отметить высокую плотность дислокаций в

кристаллах гранулярного бейнита - до 2-1014 м'2.

Участок полной перекристаллизации имеет феррито-бейнитную структуру. По сравнению с а-фазой, образующей бейнит, зерна полигонального

феррита имеют форму, близкую к равноосной, и отличаются меньшей плотностью дислокаций.

Особенностями участка полной перекристаллизации трубы № 2, сваренной с погонной энергией 45 кДж/см, является его большая протяженность, меньшее содержание ферритной фазы, большая степень отпуска бескарбидного гранулярного бейнита. По мере удаления от линии сплавления кристаллы гранулярного бейнита измельчаются, плотность дислокаций в них снижается до 5 ■ 1013 м"2.

При специальных испытаниях на ударный изгиб отдельных участков ЗТВ (рис. 12) после сварки с погонной энергией 59 кДж/см установлено, что металл на участках полной и частичной перекристаллизации обладает высокой вязкостью и имеет температуру вязко-хрупкого перехода минус 40°С, тогда как переходная температура участка крупного зерна составляет минус 10°С (рис.13). При сварке с погонной энергией в пределах 59 кДж/см снижения работы удара на участках полной и частичной перекристаллизации не происходит.

Рис.12 Схема расположения образцов на ударный изгиб при модельных испытаниях

Результаты испытаний в соответствии с требованиями нормативной документации (Б1МУ-08-РЮ1) на ударный изгиб образцов с острым надрезом по линии сплавления, пересекающем на 50 % ЗТВ и 50 % сварной шов, свидетельствуют о большей вязкости металла ЗТВ трубы, заваренной с погонной энергией 45 кДж/см (рис.14). Для нее было получено более равномерное распределение работы удара, при этом температура вязко-хрупкого перехода составила минус 35 °С. Нижняя площадка хрупкого разрушения начинается при температурах испытания ниже минус 55 °С, тогда как переходная температура после сварки стали Х80 (К65) с погонной энергией 57.3 кДж/см находится на уровне 0°С.

В результате фрактографического исследования изломов ударных образцов установлено, что после сварки с высокой погонной энергией (57.3кДж/см) в результате формирования в ЗТВ структуры с крупным зерном аустенита и последующего образования реечного бейнита, разрушение по участку крупного зерна происходит по механизму скола, наличие

зернограничных расслоев свидетельствует о хрупкости границ. При высокой температуре испытания существенный вклад в увеличение вязкости образцов вносит металл сварного шва и зоны сплавления, где разрушение происходило по механизму роста и слияния микропор, при понижении температуры испытания до минус 40 °С происходит переход от вязкого разрушения к разрушению по механизму квазискола и скола. Таким образом, для повышения низкотемпературной вязкости ЗТВ продольных швов труб необходимо ограничение роста зерна и получение дисперсной структуры на участке крупного зерна.

-40 -20 0 20 40 "ои "ои "40 "20 ° 20

Температура, "С Температура, С

Рис.13 Зависимость работы удара от Рис.14 Зависимость работы удара от

изменения температуры испытания изменения температуры испытания

образцов с надрезом на разных участках образцов с надрезом по линии

ЗТВ трубы из стали Х80(К65), заваренной сплавления, из сварного соединения

с погонной энергией 59.0 кДж/см: — о — ■ - участок крупного зерна,

труб Х80 (К65), заваренных с погонной энергией 57.3 кДж/см (-•-) и

полной и —с перекристаллизации

частичной 45.0кДж/см (— -о- -)

Для изучения влияния типа и составляющих структуры на работу удара, производилось испытание при температуре минус 40 °С образцов с надрезом в трех положениях: по линии сплавления, на расстоянии 2 мм и 5 мм от линии сплавления. Испытания проводились на образцах от трубы класса прочности Х80 (К65), сварной шов которой был заварен с погонной энергией 59 кДж/см. Надрез в положении "линия сплавления" пересекал на 50 % наружный сварной шов и 50 % ЗТВ. На образцах от наружного шва с надрезом по линии сплавления и на расстоянии 2 мм получена работа удара порядка 50 Дж. Следует предположить, что низкие значения работы удара на образцах с надрезом на расстоянии 2 мм от линии сплавления обусловлены влиянием участка крупного зерна со структурой реечного бейнита. На образцах с надрезом по участку, отстоящему на 5 мм от линии сплавления, работа удара значительно выше -

170Дж. Поскольку надрез образца на ударный изгиб при нанесении его в соответствии с требованиями нормативно-технической документации пересекает несколько участков ЗТВ, то полученные значения работы удара являются результатом их обобщенного вклада. На величину работы удара большое влияние оказывает доля участка крупного зерна, пересекаемого надрезом образца.

Изучение влияния химического состава высокопрочной трубной стали на структуру участков ЗТВ производилось на стали класса прочности Х80 (К65) с содержанием углерода 0.04 - 0.06 % и различным содержанием легирующих элементов. Установлено, что благодаря легированию основного металла никелем (до 0.36 %), медью (до 0.25 %), молибденом (до 0.2 %) происходит повышение устойчивости остаточного аустенита в участках между кристаллами реечного бейнита в зоне крупного зерна ЗТВ, при этом доля участков аустенита, превратившихся в феррито-карбидную смесь, уменьшается. Показано, что ограничению роста зерна в ЗТВ продольных швов способствует микролегирование титаном за счет образования дисперсных частиц.

Для выбора технологических параметров сварки продольных швов труб использовалась компьютерная программа, разработанная на основе предложенной в Главе 3 расчётной методики определения температурных полей при многодуговой сварке под флюсом. Расчет температурного поля для сварного соединения заваренного на базовом режиме Трубосварочной лабораторией ЗАО "Ижорский трубный завод" показал, что скорость охлаждения на участке крупного зерна находится вне оптимального диапазона скоростей. Путем варьирования погонной энергией были подобраны режимы сварки, обеспечивающие скорости охлаждения \'8д в соответствии с определёнными в Главе 3 диапазонами скоростей охлаждения.

В результате были установлены погонная энергия и скорость сварки для труб с толщиной стенки 20 - 30 мм из сталей классов прочности Х80 (К65), Х90, обеспечивающие получение требуемых механических свойств в ЗТВ. С увеличение толщины погонная энергия увеличивается с 27 до 58 кДж/см, скорость сварки изменяется в диапазоне 200 - 175 см/мин.

Разработанные режимы были внесены в технологические инструкции на изготовление труб диаметром до 1420 мм из стали категорий прочности Х80 (К65), Х90, разработанные по проекту «Магистраль».

В пятой главе приведены результаты промышленного опробования производства на ЗАО «Ижорский трубный завод» труб большого диаметра с применением предложенных параметров сварки.

С применением предложенных режимов сварки были изготовлены опытные и промышленные партии труб класса прочности К65 диаметром 1420 мм с толщиной стенки 27.7 мм и 33.4 мм. По результатам испытаний было подтверждено их соответствие требованиям нормативной документации для магистрального газопровода «Бованенково-Ухта». Трубы полностью удовлетворяют требованиям по ударной вязкости сварного соединения и ЗТВ (не менее 70 кДж/см при температуре минус 40 °С), твердости ЗТВ (не более 280 НУ), пределу текучести (не менее 555 МПа) (таблица 2). Было произведено 300 000 т труб класса прочности К65 диаметром 1420 мм.

Таблица 2

Результаты испытаний сварного соединения опытной партии труб класса

прочности К65 с толщиной стенки 27.7 мм

ст„, МПа стт, МПа ст«, МПа 5, % СТОО"20,мм Твердость НУЮ КСУЛ Дж/см2

Попе речный Продольный СШ ЛС СШ ЛС ОМ СШ ЛС

Факт мин 655 629 681 20 0.38 0.27 206 187 185 169 83

макс 658 655 710 25 0.47 0.32 251 247 230 191 182

сред 657 643 695 21 0.44 0.28 229 211 206 178 118

Требо вания мин 640 555 640 18 0.20 70

макс 760 665 760 - - 280 -

* СШ - сварной шов; ЛС - линия сплавления; ОМ - основной металл

На ЗАО «Ижорский трубный завод» были изготовлены опытные партии труб класса прочности Х90 диаметром 1220 мм с толщиной стенки 15.0, 20.0, 24.5 мм в объёме 78 т. Сварные соединения показали соответствие требованиям по механическим свойствам: предел прочности ав=733 МПа, ударная вязкость по линии сплавления при температуре испытании минус 40 °С КСУ40=42 Дж/см2, твёрдость ЗТВ 223 НУЮ.

В соответствии с предложенными режимами сварки были произведены трубы класса прочности К70 (по российской классификации аналог труб класса прочности Х90) диаметром 1220 мм с толщиной стенки 23.2 мм, 23.7 мм, 27.0 мм общим объёмом 106 т. Сварные соединения показали соответствие требованиям по механическим свойствам: предел прочности 0В=743 МПа, ударная вязкость по линии сплавления при температуре испытании минус 40 °С КСУ40=45 Дж/см2, твёрдость ЗТВ 223 НУЮ.

Результаты аттестационных испытаний изготовленных партий труб классов прочности Х80 (К65), Х90, К70, включая испытания сварных соединений, подтвердили перспективность освоения новой конкурентоспособной продукции - электросварных прямошовных труб

большого диаметра на отечественных предприятиях с целью полного

исключения импорта газонефтепроводных труб.

Трубы диаметром 1420 мм из стали К65 аттестованы на соответствие требованиям ОАО «Газпром» и поставлены для строительства системы газопроводов «Бованенково-Ухта».

Основные выводы и результаты работы

Выполнены комплексные исследования взаимосвязи структуры и механических свойств зоны термического влияния сварных соединений продольных швов труб большого диаметра с толщиной стенки 20-30 мм из стали классов прочности Х80 (К65), Х90 при варьировании погонной энергии многодуговой сварки под флюсом и уровня легирования, позволившие установить ряд закономерностей и обеспечить разработку технологических

параметров сварки.

1. Методом имитации термического цикла сварки на

высокоскоростном дилатометре установлены основные закономерности изменения структуры и механических свойств в зоне термического влияния сварных соединений прямошовных труб большого диаметра из высокопрочных низколегированных сталей классов прочности Х80 (К65), Х90, получившие подтверждение при изучении сварных соединений труб:

- В результате теплового воздействия при сварке продольного шва в трубах с толщиной стенки 20-30 мм формируется зона термического влияния шириной 7-8 мм. Анализ твердости сварных соединений продольных швов труб классов прочности Х80 (К65), Х90 показал, что основной проблемой при сварке продольных швов труб из этих сталей может являться разупрочнение на участке полной перекристаллизации при охлаждении со скоростью 5 - 10 °С/с. При увеличении скорости охлаждения более 15 °С/с для стали Х90 и 25 °С/с для стали Х80 (К65) ограничением является максимально допустимая твёрдость, установленная нормативно-технической документацией для сварных соединений продольных швов труб.

- Выполненные имитационные исследования влияния термического цикла сварки на структуру и свойства высокопрочных трубных сталей позволили установить оптимальные скорости охлаждения при сварке продольных швов труб. Для уменьшения протяженности зоны пониженной твердости на участке полной перекристаллизации ЗТВ с обеспечением твердости не выше нормативных значений на участке крупного зерна для стали Х80 (К65) интервал скоростей охлаждения должен составлять у8/3=Ю - 25 °С/с, для стали Х90 - у8УЗ=10 - 15 °С/с.

2. При испытании образцов с надрезами, расположенными строго по участкам зоны термического влияния, показано положительное влияние гранулярного бейнита на ударную вязкость. При этом установлено, что металл участков частичной и полной перекристаллизации при сварке продольных швов имеет температуру вязко-хрупкого перехода на 30 °С ниже по сравнению с участком крупного зерна вследствие формирования структуры гранулярного бейнита и феррита с размером зерна до 5 мкм.

3. Установлены закономерности изменения структуры и механических свойств сварных соединений продольных швов труб из высокопрочных сталей классов прочности Х80 (К65), Х90 при многодуговой сварке под флюсом:

- Для формирования оптимальной структуры участка крупного зерна необходимо ограничение роста зерна аустенита до 40 мкм за счёт микролегирования титаном, исключение превращения аустенитных участков с образованием участков мартенсита и охрупчивающих карбидных выделений за счёт их стабилизации такими легирующими элементами как медь и никель.

- Оптимальная структура участка полной перекристаллизации представляет собой дисперсную структуру, состоящую из феррита с размером зерна не более 5 мкм и бейнита гранулярной морфологии.

- На участке частичной перекристаллизации при нагреве происходит превращение отдельных областей структуры в аустенит, в которых в процессе последующего охлаждения образуются мартенситные участки и охрупчивающие карбидные выделения, причем степень охрупчивания зависит от их размера и формы.

- Понижение погонной энергии (< 57 кДж/см) способствует уменьшению размера бывшего зерна аустенита, тем самым получению более дисперсной структуры, и стабилизации крупных аустенитно-мартенситных областей без образования охрупчивающих зернограничных выделений.

4. Снижение погонной энергии сварки на 10 кДж/см в диапазоне режимов от 40 до 60 кДж/см в зависимости от класса прочности и толщины стенки труб позволяет уменьшить разброс значений твердости по ширине ЗТВ на 20 НУ, что обеспечивает более высокую стабильность механических свойств сварного соединения.

5. На основе исследований фазовых превращений, влияния легирования и погонной энергии на структуру и механические свойства в ЗТВ разработаны рекомендации по режимам сварки продольных швов труб с толщиной стенки 20 - 30 мм классов прочности Х80 (К65) и впервые для труб класса прочности Х90, обеспечивающие соответствие механических свойств требованиям, предъявляемым к трубам большого диаметра. Впервые создана и внедрена на ЗАО «Ижорский трубный завод» технологическая документация на производство труб большого диаметра из толстолистового штрипса

отечественного производства классов прочности Х80 (К65), Х90 для магистральных трубопроводов.

6. На ЗАО «Ижорский трубный завод» освоено производство труб с пределом текучести 555-625 МПа из штрипса производства ЧерМК ОАО «Северсталь». Изготовлена опытно-промышленная партия труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 27.7 мм, 33.4 мм из стали класса прочности К65 в объеме 300 ООО т, обеспечившая строительство газопровода «Бованенково-Ухта», и опытная партия труб диаметром 1220 мм с толщиной стенки 15-27 мм класса прочности Х90 и К70 в объеме 184 т.

7. Трубы классов прочности К65 с толщиной 27.7 и 33.4 мм, изготовленные с использованием разработанных режимов сварки, прошли аттестацию на соответствие техническим требованиям к магистральному газопроводу «Бованенково-Ухта»; трубы класса прочности Х90 и К70 - на соответствие требованиям заказчика проекта «Магистраль».

8. Результаты аттестационных испытаний партии труб класса прочности Х80 (К65), Х90, включая испытания сварных соединений, подтвердили перспективность освоения новой конкурентоспособной продукции - электросварных прямошовных труб большого диаметра из штрипса отечественного производства на российских предприятиях с целью полного исключения импорта газонефтепроводных труб.

Список работ, опубликованных по теме диссертации

1. Иванов А.Ю., Орлов В.В., Круглова A.A., Хлусова Е.И. Исследование фазовых превращений, структуры и механических свойств при термомеханической обработке низкоуглеродистой марганцовистой стали // Тезисы докладов V Конференции молодых ученых и специалистов, ФГУП ЦНИИ КМ "Прометей", Санкт-Петербург, 29-30 июня 2006, с.5.

2. Кочетова Н.С., Иванов А.Ю. Примеры использования программно-аппаратного комплекса ВидеоТест Структура 5.0 в металлографической лаборатории ЦЗЛ ЗАО "Ижорский трубный завод" // 3-й ежегодный практический семинар "Современные технологии в металлографии", СПбГМТУ, Санкт-Петербург, 18-20 сентября 2007, с.28-29.

3. Иванов А.Ю., Шарапова Д.М., Иванов С.Ю., Хлусова Е.И., Орлов В.В. Термокинетические диаграммы и микроструктура зоны термического влияния трубных сталей класса прочности Х80, Х90, К70 // Тезисы докладов VIII Конференции молодых ученых и специалистов, ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», Санкт-Петербург, 22-23 июня 2009, с.9.

4. Иванов А.Ю., Иванов С.Ю., Хлусова Е.И. Исследование структуры и свойств сварных соединений труб большого диаметра категории прочности К65// Труды Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии», СПбГПУ, Санкт-Петербург, 24-26 июня 2009, с.494-495.

5. Иванов А.Ю., Сулягин Р.В., Орлов В.В., Круглова A.A., Шарапова Д.М., Иванов С.Ю. Оценка свариваемости стали класса прочности Х80 для труб большого диаметра // Труды XV Международной научно-технической конференции «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов и конструкций», СПбГУНиПТ, Санкт-Петербург, 27-29 окт. 2009, с.243-248.

6. Иванов А.Ю., Сулягин Р.В., Орлов В.В., Круглова A.A., Шарапова Д.М., Иванов С.Ю. Исследование структуры зоны термического влияния сварного соединения из стали класса прочности Х80 после имитационного моделирования термических воздействий // Вопросы материаловедения, 2010, №1(61), с.31-39.

7. Иванов А.Ю., Сулягин Р.В., Орлов В.В., Круглова A.A. Формирование структуры в зоне термического влияния и свойства сварных соединений трубных сталей классов прочности Х80, Х90, К70 // Сталь, 2011, №7, с.85-90.

8. Иванов А.Ю., Сулягин Р.В., Мотовилина Т.Д., Хлусова Е.И. Влияние погонной энергии на структуру и свойства зоны термического влияния сварных соединений продольных швов труб из стали Х80 // Металлург, 2011, №6, с.58-64.

Подписано в печать « » июля 2011 г. Формат 60x48 1/16. Печать - офсетная. Усл. п. л.1. Уч.-изд. л. 1,5 Тираж 90экз. Заказ №

Отпечатано в типографии ФГУГ1 «ЦНИИ КМ «Прометей» 191015, Санкт-Петербург, улица Шпалерная, дом 49

Лицензия на полиграфическую деятельность Лр № 020644 от 13 октября 1997

тир. № 31 ее

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА.

1.1 Требования к трубам для магистральных трубопроводов.

1.2 Развитие трубных сталей в России и за рубежом.

1.3 Производство прямошовных труб большого диаметра.

1.4 Влияние легирующих и микролегирующих элементов на структуру и свойства ЗТВ.

1.4.1 Влияние легирующих элементов.

1.4.2 Образование карбонитридов микролегирующих элементов.

1.4.3 Влияние микролегирующих элементов на размер зерна.

1.4.4 Влияние микролегирующих элементов на у—нх превращение.

1.4.5 Влияние микролегирующих элементов на механические свойства.

1.5 Особенности формирования структуры в зоне термического влияния.

1.5.1 Структура участков зоны термического влияния.

1.5.2 Фазовые превращения в стали при нагреве.

1.5.3 Особенности диффузионного превращения аустенита при охлаждении в ЗТВ.

1.5.4 Особенности сдвигового превращения аустснита при охлаждении в ЗТВ

1.5.5 Особенности промежуточного превращения аустенита в ЗТВ.

1.5.5.1 Общая характеристика.

1.5.5.2 Классификация бейнитных структур.

1.5.5.3 Факторы, влияющие на образование аустенито-мартенситных участков.

1.5.5.4 Морфологические формы и свойства аустенито-мартенситных участков.

1.5.6 Изменение механических свойств в ЗТВ.

1.5.6.1 Влияние аустенито-мартенситных участков на свойства ЗТВ.

1.5.6.2 Влияние размера зерна на вязкость стали.

1.6. Постановка задачи.

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Материал для исследования.

2.2 Производственно-технологический процесс изготовления трубы.

2.3 Исследование превращения аустенита при нагреве и охлаждении, имитирующем термический цикл сварки.

2.3.1 Оборудование и образцы для исследования.

2.3.2 Режимы обработки.

2.3.3 Обработка результатов и построение термокинетических диаграмм.

2.4 Исследование структуры.

2.4.1 Исследование микроструктуры.

2.4.2 Электронномикроскопические исследования.

2.5 Определение химического состава.

2.6 Механические испытания.

2.6.1 Испытания на растяжение.

2.6.2 Испытания на ударный изгиб.

2.6.3 Испытание на вязкость разрушения.

2.6.4 Испытание сварного соединения на статический изгиб.

2.6.5 Измерение твердости.

2.7. Измерение геометрических параметров сварного соединения.

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ЗОНЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ТРУБ НА ОСНОВЕ ИМИТАЦИИ ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ.

3.1 Особенности технологии сварки труб.

3.2 Температурное поле при многодуговой сварке под флюсом.

3.2.1 Экспериментальное определение температурного поля при многодуговой сварке под флюсом.

3.2.2 Расчетная методика определения температурного поля при многодуговой сварке под флюсом.

3.2.2.1 Формулировка прямой задачи теплопроводности.

3.2.2.2. Формулировка обратной задачи теплопроводности.

3.2.2.3 Экспериментальная верификация математической модели.

3.2.2.4. Температурное поле при сварке труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 27.7 мм из стали класса прочности Х80 (К65).

3.3 Исследование дилатометрических кривых после имитации термических воздействие при сварке.

3.4 Исследование термокинетических диаграмм для различных участков ЗТВ после имитации термического цикла сварки.

3.4.1 Термокинетические диаграммы для участка крупного зерна после нагрева до Ттах= 1350 °С.

3.4.2 Термокинетические диграммы для участка полной нерекристаллизации

3.4.2.1 После нагрева до Ттах= 1100 °С.

3.4.2.2 После нагрева до Ттах= 900 °С.

3.4.3 Микроструктуры участка частичной перекристаллизации после нагрева

ДО Ттах= 750, 800 °С.:.

3.4.4. Микроструктура участка отпуска после нагрева до Ттах= 700 °С.

3.5. Твердость образцов после имитации термического цикла сварки.

3.6 Сопоставление структуры ЗТВ сварного соединения, выполненного в заводских условиях, и образцов после имитации термического цикла сварки

3.7 Твердость продольных сварных соединений труб, выполненных в заводских условиях.

Выводы по Главе 3.

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ В ЗОНЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ВЛИЯНИЯ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ПРОДОЛЬНЫХ ШВОВ

ТРУБ ИЗ СТАЛИ Х80 (К65).

4.1 Исследование взаимосвязи структуры и свойств в ЗТВ сварных соединений продольных швов труб.

4.1.1 Структура ЗТВ сварных соединений.

4.1.2 Микротвёрдость ЗТВ.

4.1.3 Исследование структуры участков ЗТВ методами просвечивающей электронной микроскопии.

4.1.4 Работа удара в ЗТВ и сопротивление хрупким разрушениям сварных соединений труб при модельных испытаниях.

4.1.5 Работа удара в ЗТВ и сопротивление хрупким разрушениям сварных соединений труб при аттестационных испытаниях.

4.1.5.1 Фрактографические исследования изломов ударных образцов с надрезом по линии сплавления.

4.1.5.2 Работа удара в ЗТВ на различном расстоянии от линии сплавления.

4.2 Исследование влияния легирования на структуру ЗТВ.

4.3 Рекомендации по режимам сварки труб большого диаметра.

Выводы по Главе 4.

ГЛАВА 5. АТТЕСТАЦИЯ РАБОТОСПОСОБНОСТИ ТРУБ.

5.1 Производство труб большого диаметра класса прочности К65.

5.1.1 Сортамент труб и технология изготовления.

5.1.2 Характеристики работоспособности опытно-промышленной партии труб класса прочности К65 с толщиной стенки 27.7 мм.

5.1.3 Характеристики работоспособности опытно-промышленной партии труб класса прочности К65 с толщиной стенки 33.4 мм.

5.2 Характеристики работоспособности опытно-промышленных партий труб классов прочности Х90, К70.

5.3 Внедрение результатов диссертационной работы.

Выводы по Главе 5.

Углеводородные виды топлива в настоящее время являются и в перспективе будут являться важнейшими источниками энергообеспечения в мире на ближайшие десятилетия. Обладая крупнейшими в мире запасами природного газа и нефти, Россия является важнейшим внешним поставщиком для стран Европы. Её значимые конкурентные преимущества, обусловлены, прежде всего, такими факторами, как обширная ресурсная база, сложившаяся производственная и транспортная инфраструктура. Растущие экономики стран Азиатско-Тихоокеанского региона также являются потенциальными потребителями российского сырья, для чего потребуется сооружение крупных систем трубопроводов.

При относительно развитой сети магистральных трубопроводов, соединяющих Россию и ее партнеров в Европе, не более 10% российского экспорта газа осуществляется напрямую, в то время как основная его доля поставляется транзитом через территории третьих стран, что создаёт высокую степень уязвимости от геополитических факторов. К тому же существующая система транспортировки внутри страны, призванная обеспечить доставку энергоресурсов от месторождений, была построена несколько десятилетий назад и для обеспечения выполнения контрактных обязательств требует значительного ремонта.

В связи с истощением разрабатываемых в настоящее время месторождений происходит вовлечение в промышленную разработку новых, как правило, расположенных в отдаленных регионах - на арктическом шельфе, в1 Сибири и на дальнем Востоке, что требует прокладки крупных систем транспортировки нефти и газа. К крупнейшим проектам, реализуемым в России, относятся магистральные трубопроводы «Бованенково-Ухта», «Северный поток», «Сахалин-Хабаровск», «Восточная Сибирь-Тихий океан», к ожидаемым - «Южный поток», освоение Штокмановского месторождения.

В связи с освоением все более отдаленных месторождений газа и нефти, расположенных в крайне неблагоприятных климатических зонах с суровым климатом, и увеличением мощности магистральных трубопроводов нефтегазовая отрасль выдвигает постоянно возрастающие требования к трубам в отношении прочности, ударной вязкости, сопротивлению хрупкому разрушению и свариваемости. Эти требования определяются условиями эксплуатации, которые характеризуются низкими среднегодовыми температурами, ледовым и сейсмическим воздействием, коррозионной активностью окружающей среды.

Основными тенденциями в проектировании трубопроводов являются повышение эффективности транспортировки, экологической безопасности и увеличение срока службы трубопроводов. До последнего времени для строительства газопроводов широко применялись трубы классов прочности К52 -К60, производство которых было освоено в полной мере. Планируемое повышение давления прокачиваемого природного газа до 25 МПа требует использования труб классов прочности Х80 - Х90, а в перспективе до XI00, что позволяет обеспечивать требуемые эксплуатационные свойства без существенного увеличения толщины стенки труб.

В частности, при строительстве магистрального газопровода «Бованенково — Ухта» должны использоваться трубы класса прочности К65 (или Х80) диаметром 1420 мм с толщиной стенки от 23 до 33 мм. Ранее такие трубы ни в России, ни за рубежом не производились.

Важным элементом обеспечения надёжности и долговечности электросварных труб является качество продольного шва, которое подразумевает отсутствие дефектов, удовлетворительное сопротивление хрупкому разрушению и отсутствие разупрочнения в зоне термического влияния (ЗТВ) сварного шва. В настоящее время трубы большого диаметра производятся с помощью многодуговой сварки под флюсом, характеризующейся высокой погонной энергией. В связи с этим основной проблемой при производстве толстостенных труб является получение удовлетворительной-ударной вязкости металла ЗТВ при низких температурах.

Разработка научных подходов к созданию технологии сварки высокопрочных труб классов прочности Х80 (К65) и Х90 (К70) представляет большой научный и практический интерес и основывается на изучении фазовых превращений и структуры в ЗТВ сварных соединений. Большой вклад в исследование фазовых превращений, а также влияния термодеформационного цикла сварки на структуру и свойства свариваемого металла внесли

Шоршоров М.Х., Лившиц Л.С., Грабин В.Ф., Гривняк И., Бхадешиа Г., Мацуда Ф., Зайфарт П. и др.

Процесс многодуговой сварки толстостенных труб из штрипса класса прочности Х80 импортного производства внедрён на ОАО «Выксунский металлургический завод».

В 2006 г. был введён в строй «Ижорский трубный завод», производящий трубы диаметром до 1420 мм, длиной до 18000 мм. На ЗАО «Ижорский трубный завод» осваивается производство толстостенных труб классов прочности Х80 (К65) и Х90 (К70) из штрипса, изготавливаемого на ЧерМК ОАО «Северсталь» по технологии, разработанной совместно с ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» и ФГУП ЦНИИчермет им. И.П.Бардина в рамках проекта «Магистраль».

В связи с этим целью работы являлось: усовершенствование технологического процесса сварки труб большого диаметра на ЗАО "Ижорский трубный завод" на основе изучения закономерностей формирования структуры и свойств в зоне термического влияния трубных сталей класса прочности Х80 (К65), Х90.

Для достижения указанной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Комплексные экспериментальные исследования, включающие изучение закономерностей формирования структуры сварного соединения, кинетику фазовых превращений в результате действия термического цикла сварки, выявление взаимосвязей морфологических особенностей структуры со свойствами.

2. Изучение фазовых превращений аустенита стали Х80 (К65), Х90 различного легирования путем построения термокинетических диаграмм, имитирующих термический цикл сварки.

3. Исследование структуры в зоне термического влияния сварного соединения в зависимости от уровня легирования и технологии сварки.

4. Исследование взаимосвязи структуры в зоне термического влияния сварного соединения с механическими свойствами и сопротивляемостью сварного соединения хрупким разрушениям.

5. Оценка характеристик работоспособности сварных соединений труб из стали Кб 5, Х90 изготовленной партии.

6. Внедрение результатов работы в промышленное производство на ЗАО «Ижорский трубный завод».

Объектом исследования являются низколегированные микролегированные ванадием, ниобием и титаном трубные стали, производимые по технологии термомеханической обработки по контролируемым режимам. Стали имеют эквивалент углерода от 0.44 до 0.5 %, содержание углерода не выше 0.07 %, легированы никелем, медью и молибденом.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов, списка литературы из 134 наименований и приложений, изложена на 207 стр.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

Выполнены комплексные исследования взаимосвязи структуры и механических свойств зоны :ермического влияния сварных соединений продольных швов груб большого диаметра с толщиной стенки 20-30 мм из стали классов прочности Х80 (К65), Х90 при варьировании погонной энергии при многодуговой сварке под флюсом и уровня легирования, позволившие установить ряд закономерностей и обеспечить разработку технологических параметров сварки.

1. Методом имитации термического цикла сварки на высокоскоростном дилатометре установлены основные закономерности изменения структуры и механических свойств в зоне термического влияния сварных соединений прямошовных 1руб большого диаметра из высокопрочных низколегированных сталей класса прочности Х80 (К65), Х90, получившие подтверждение при изучении реальных сварных соединений:

- В результате теплового воздействия при сварке продольного шва в трубах с толщиной стенки 20-30 мм формируется зона термического влияния шириной 7-8 мм. Анализ твердости сварных соединений продольных швов труб классов прочности Х80 (К65), Х90 показал, что основной проблемой при сварке продольных швов труб из этих сталей может являться разупрочнение на участке полной перекристаллизации при охлаждении со скоростью 5-12 °С/с. При увеличении скорости охлаждения более 15-25 °С/с ограничением является максимально допустимая твёрдость, установленная нормативно-технической документацией для сварных соединений продольных швов труб.

Выполненные имитационные исследования влияния термического цикла сварки на структуру и свойства высокопрочных трубных С1.алей позволили установить оптимальные скорости охлаждения при сварке продольных швов труб. Для уменьшения протяженности зоны снижения твердости на участке полной перекристаллизации ЗТВ с обеспечением твердости не выше нормативных значений на участке крупного зерна для стали Х80 (К65) интервал скоростей охлаждения должен составлять У8/5=10 - 25 °С/с, для стали Х90 - У8/5=Ю - 15 °С/с.

2. При испытании образцов с надрезами, расположенными строго по участкам зоны термического влияния, показано положительное влияние гранулярного бейнига на ударную вязкость. При этом установлено, что металл участков частичной и полной перекристаллизации при сварке продольных швов имеет температуру вязко-хрупкого перехода на 30 °С ниже по сравнению с участком крупного зерна вследствие формирования структуры гранулярного бейнита и феррита с размером зерна до 5 мкм.

3. Установлены закономерности изменения структуры и механических свойств сварных соединений продольных швов труб из высокопрочных сталей классов прочности Х80 (К65), Х90 при многодуговой сварке под флюсом:

- Для формирования оптимальной структуры участка крупного зерна необходимо ограничение роста зерна аустенита до 40 мкм за счёт микролегирования титаном, исключение превращения аустенитных участков с образованием участков мартенсита и охрупчивающих карбидных выделений за счёт их стабилизации такими легирующими элементами как медь и никель.

- Оптимальная структура участка полной перекристаллизации представляет собой дисперсную структуру, состоящую из феррита с размером зерна не более 5 мкм и бейнита гранулярной морфологии.

- На участке частичной перекристаллизации при нагреве происходит превращение отдельных областей структуры в аустенит, в которых в процессе последующего охлаждения образуются мартенситпые участки и охрупчивающие карбидные выделения, причем степень охрупчивания зависит от их размера и формы.

- Понижение погонной энергии (< 57 кДж/см) способствует уменьшению размера бывшего зерна аустенита, тем самым получению более дисперсной струк!уры, и стабилизации крупных аустенитно-мартенситных областей без образования охрупчивающих зернограничных выделений, оказывающих благоприятное влияние на торможение развития трещины.

4. Снижение погонной энергии сварки на 10 кДж/см в диапазоне режимов от 40 до 60 кДж/см в зависимости от класса прочности и толщины стенки труб позволяет уменьшить разброс значений твердости по ширине ЗТВ на 20 НУ, что обеспечивает более высокую стабильность механических свойств сварного соединения.

5. На основе исследований фазовых превращений, влияния легирования и погонной энергии на структуру и механические свойства в ЗТВ разработаны рекомендации по режимам сварки продольных швов труб классов прочности Х80 (К65), впервые - класса прочности Х90, с толщиной стенки 20 - 30 мм, обеспечивающие соответствие механических свойств требованиям, предъявляемым к трубам большого диаметра. Впервые создана и внедрена технологическая документация на производство труб большого диаметра из толстолистового штрипса отечественного производства классов прочности Х80 (К65), Х90 для магистральных трубопроводов, внедренная на ЗАО «Ижорский трубный завод».

6. На ЗАО «Ижорский трубный завод» освоено производство труб с пределом текучести 555-625 МПа из штрипса производства ЧерМК ОАО «Северсталь». Изготовлена опытно-промышленная партия труб диаметром 1420 мм с толщиной стенки 27.7 мм, 33.4 мм из стали класса прочности К65 в объеме 300 000 т, обеспечившая строительство газопровода «Бованенково-Ухта», и опытная партия труб диаметром 1220 мм с толщиной стенки 15-27 мм класса прочности Х90 и К70 в объеме 184 т.

7. Трубы классов прочности К65 с толщиной 27.7 и 33.4 мм, изготовленные с использованием разработанных режимов сварки, прошли аттестацию на соответствие техническим требованиям к магистральному газопроводу «Бованенково-Ухта»; трубы класса прочности Х90 и К70 — на соответствие требованиям заказчика проекта «Магистраль».

8. Результаты аттестационных испытаний партии труб класса прочности Х80 (К65), Х90, включая испытания сварных соединений, подтвердили перспективность освоения новой конкурентоспособной продукции электросварных прямошовных труб большого диаметра из штрипса отечественного производства на российских предприятиях с целью полного исключения импорта газонефтепроводных труб.

1. Corbetl К.Т., 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.

2. Collberg L., Moshagen H. New International pipeline codes did they meet the expectations? // Proceedings of The Thirteenth (2003) International Offshore and1 Polar Engineering Conference Honolulu. Hawaii. USA. May 25-30. 2003.

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

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

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

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

7. 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.

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

9. Макаров Э.Л. Сварка и свариваемые материала.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. Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб магистральных трубопроводов: состояние и тенденции развития // Металлург, №5, 2006.

12. Hillenbrand H.-G., Niederhoff К.А., Hauck G. Procedures, considerations for welding X80 line pipe established// Oil&Gas Journal, September 15, 1997.

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

14. Meimeth S., Grimpe F., Meuser H. Development, state of the art and future trends in design and production of heavy plates in X80 steel grades// Steel Rolling 2006, 9th intermationsl & 4th European Conferences. Paris, France, June 19-21, 2006.

15. Алимов C.B. Состояние и перспективы развития газотранспортной системы// Состояние и направления развития сварочного производства ОАО «Газпром»: Материалы отраслевого совещания, п. Развилка, Россия, 10-12 ноября 2008,с.З-7

16. Голованенко С.А. Р1овые стали и технологические схемы производства толстого листа для газопроводных труб большого диамефа // Металлы, №5, 2002, с.36-46.

17. Grimpe F., Meimeth S., Heckmann C.J. Development, production and application of heavy plates in grades up to XI20// 1st International Conference Super-High Strength Steels. Rome, Italy, November 2-4, 2005.

18. Asahi H., Нага Т., Sugiyama M., Terada Y. Pipe production technology and properties of X120 linepipe// Proceedings of The Thirteenth (2003) International Offshore and Polar Engineering Conference Honolulu. Hawaii. USA. May 25-30. 2003.

19. Hillenbrand H.-G., Liessem A., Biermann K. Development of high strength material and pipe production technology for grade XI20 line pipe// Proceedings of IPC2004 International pipeline conference. Calgary. Alberta. Canada. October 4-8, 2004.

20. Okaguchi S., Makino H., Hamada M. Delopment and mechanical properties of XI20 linepipe// Proceedings of The Thirteenth (2003) International Offshore and Polar Engineering Conference Honolulu. Hawaii. USA. May 25-30. 2003.

21. NIPPON Steel News, №326, February 2005.

22. Tekeuchi I., Makino II., Okaguchi S. Crack arrestability of high-presure gas pipelines by XI00 or XI20 // 23rd World Gas Conference, Amsterdam, The Netherlands, 2006.

23. Голованенко C.A. Новые стали и технологические схемы производства толстого листа для газопроводных труб большого диаметра // Металлы, №5, 2002, с.36-46.

24. Bannenberg N. Recent developments in sleelmaking and casting // Niobium science and technology, Proc. Int. Symposium on Niobium, Orlando, Florida, Dec. 2-5, 2001.

25. Гладштейн JI. И., Литвиненко Д. А. "Высокопрочная строительная сталь", Москва, Металлургия, 1972, 240 с.

26. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Терещенко Н.А. и др. Основные структурные факторы упрочнения низкоуглеродистых низколегированных трубных сталей после контролируемой прокатки // Металловедение и термическая обработка металлов, №1 (643), 2009, с.41-45.

27. Glodowski R.J. Vanadium microalloying in steel sheet, strip and plate products // Vanadium International Technical Committee publication, 16 p.

28. DeArdo A.J. Fundamental metallurgy of niobium in steel // Niobium science and technology, Proc. Int. Symposium on Niobium, Orlando, Florida, Dec. 2-5, 2001.

29. Bhadeshia H. K. D. H. Bainite in Steels 2nd Edition // Cambridge University Press, 2001,460 p.

30. Bae J.H.,Yoo J.Y., Kim K.S. Development of high strength linepipe steels with excellent weldability // Posco technical report, 2006 (vol.10 #1), 9p.

31. Hulka К., 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.

32. Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Матросов М.Ю., Чевская О.Н. Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большого диаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали // Металлург, №1, 2008.

33. Бодяев Ю.А., Столяров В.И., Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Корнилов В.Л., Лубе И.И. Применение технологии контролируемой прокатки при производстве рулонной стали для нефгепроводных труб класса прочности до К65 // Металлург, №8, 2006.

34. Осадчий В.Я. Технология и оборудование трубного производства: Учебник для вузов// М.:Интерметинжиниринг, 2001, 608 с.

35. Schrores, Genser JCOE Technologies for the Economical & Flexible Production of Large-diameter Pipes // 1st Iranian Pipe and Pipeline Conference, Iran Summit Hall, Tehran, Iran, July 17-18 2007.

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

37. Хренов К.К. Сварка, резка и пайка металлов // М.:Машгиз, 1952, 380с.

38. Kou S. Metallurgy of welding. 2nd edition // John Wiley and Sons, New York, 2003, 480p.

39. Uttrachi G.D. Multiple electrode systems for submerged arc welding// Welding journal, may 1978, pp. 15-22.

40. Bajcer В., HrDenjak M., Pompe K. Improvement of energy and materials efficiencies by introducing multiple-wire we!ding//Metallurgija, 46 (2007) 1, pp.47-52.

41. Baba Z., Nagashima M., Nakanishi M. et al. Four-wire submerged arc welding process with DC-AC power combination for production of high toughness line pipe// Transactions ISIJ, vol.26, 1986, pp.373-378.

42. Kawabata F., Matsuyama J. Progress in productivity and weld quality in UOE pipes by four-wire arc welding// Transactions ISIJ, vol.26, 1986, pp.395-402.

43. Hidaka Т., Kimura Т., Fujimori S. New welding process in the manufacturing of UOE pipes// Transactions ISIJ, vol.26, 1986, pp.387-394.

44. Ohara M., Fujita H., Nishi T. A new approach to avoiding undercut for high speed submerged arc welding// Transactions ISIJ, vol.26, 1986, pp.403-409.

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

46. Петров Г.Л. Сварочные материалы. Учебное пособие для вузов// Л.:Машиностроение, 1972, 280с.

47. Bailey N., Сое F.E., Gooch T.G., Hart Р.Н.М., Jenkins N„ Pargeter R.J Welding steels without hydrogen cracking (2nd edition) // Woodhead Publishing, 1993.

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

49. Туричин Г.А., Цибульский И.А., Валдайцева Е.А., Лопота А.В. Гибридная лазерно-дуговая сварка металлов больших толщин// Сварка и диагностика, №3, 2009, с. 16-23.

50. Geiger M., Duflou J., Kals H.J.J. Developments and trends in laser welding of sheet metal// Advanced Materials Research (Vol. 6 8), may 2005, pp.59-70.

51. Chandra Т., Tsuzaki K., Militzer M., Ravindran C. Laser hybrid welding in stainless steels and in high strength steels// Materials Science Forum (Vol. 539 543), March 2007, pp.3991-3995.

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

53. 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.

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

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

56. Hrivnak I. Theory of Weldability of Metals and Alloys // Elsevier Science Ltd., 1992, -373 p.

57. Lagneborg R., Siwecki Т., Zajac S., B.Hutchinson The role of vanadium in microalloyed steels, The Scandinavian Journal of metallurgy, oct. 1999, 81.

58. Shanmugam S., Tanniru M., Misra R.D.K., Panda D., Jansto S. Precipitation in V bearing microalloyed steel containing low concentrations of Ti and Nb // Mater. Sci. Technol., 2005, vol.21, №8, pp.883-892.

59. Hamada M., Fukada Y., Komizo Y. Microstructure and precipitation behavior in heat affectd zone of C-Mn Microalloyed steel containing Nb, V and Ti // ISIJ Int, vol.35 (1995), №10, pp.1196-1201.

60. Bang K., Park C., Liu S. Effects of nitrogen content and weld cooling time on the simulated heat-affected zone toughness in a Ti-containing steel // J. Mater. Sci 41 (2006), pp.5994-6000.

61. 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.

62. Hrivnak I. Weldability of modern steel materials, ISIJ Int., 35 (1995), No.10, 11481156.

63. Barnes A.M., Hart P.H.M. The influence of composition on heat affected zone toughness of C-Mn microalloyed steels // Proc. Int. Conf. Offshore Mech. Arct. Eng. 15th, 1996, pp.57-72.

64. Graf M., Niederhoff K. Properties of HAZ in two-pass submerged-arc welded large-diameter pipe (Means of influencing, specified and necessary tests accompanying pipe production), EUROPIPE publication

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

66. 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.

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

68. 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.

69. 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.

70. Davis C.L., King J.E. Cleavage initiation in the intercritically rehated coarse-grained heat-affected zone: Part I. Fractographic evidence, Metall. Trans. A, 1994, vol. 25A, 563573.

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

72. ICasamatsu Y., Takashima S., Hosoya T. Influence of martensite-austenite constituent on toughness of heat-affected zone of high-strength structural steels, Tetsu to Hagane, No.65, 1979, 1222-1231.

73. Shi Y., Han Z. Effect of weld thermal cycle on microstructure and fracture toughness of simulated heat-affected zone for a 800 MPa grade high strength low alloy steel// J. Mater. Proc. Technol., 207, 2008, pp.30-39.

74. Ардентов B.B., Малышевский B.A., Правдина H.H., Рыбин В.В., Семичева Т.Г. Структура и свойства зоны термического влияния высокопрочной конструкционной стали// Физика и химия обработки материалов, 1995, №5.

75. Мотовилина Г .Д., Пазилова У.А., Хлусова Е.И. Влияние легирования на структуру и свойства зоны термического влияния сварного соединения из высокопрочной хромоникельмолибденовой стали // Вопросы материаловедения, 2006, №1 (45).

76. Шоршоров М.Х. Металловедение сварки стали, сплавов титана// М.гНаука, 1965.-336 с.

77. Thewlis G. Classification and quantification of microstructures in steels// Mater. Sci.-Technol., 2004, 20 (2), pp.142-160.

78. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. Учебник. Изд.З-е// М.: Металлургия, 1978, 392 с.

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

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

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

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

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

84. Ohtani H., Okaguchi S., Fujishiro Y., Ohmori Y. Morphology and properties of low-carbon Bainite, Metall. Trans. A, 1990, vol. 21 A, 877-888.

85. Большаков В.И., Сухомлин Г.Д. Куксенко В.И. Структура игольчатого феррита. Часть 1// МиТОМ, №8 (650), 2009, с.3-10.

86. Ohmori Y., Ohtsubo H., Jung Y.C., Okaguchi S., Ohtani H. Morphology of bainite and widmanstatten ferrite, Metall. Trans. A, 1994, vol. 25A, 1981-1989.

87. Ohmori Y. Microstructural evolution with precipitation of carbides in steels // ISIJ Int., 41 (2001), No.6, 554-565.

88. 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.

89. 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.

90. Yurioka N. TMCP steels and their welding// Welding in the World, No.6, Vol.35, 1995, pp.375-390.

91. Lamberte-Perlade A., Gourgues A.F., Besson J., Sturel T., Pineau A. Mehanism and modeling of clivage fracture in simulated heat-affected zone microstructures of a high-strength low alloy steel, Metall. Trans. A, 2004, vol. 35A, 1039-1053.

92. Shanmugam S., Ramisetti N.K., Misra R.D.K., Microstructure and high strength-toughness combination of a new 700 VHa Nb-microalloyed pipeline steel// Mater. Sci. Eng. A., 478, 2008, pp.26-37.

93. Kaplan D., Lambert-Perlade A. Influence des composés «marlensite-austénite résiduelle» sur la ténacité des zones affectées par la chaleur lors du soudage des aciers C-Mn, La Revue de Metallurgie-CIT, Octobre 2001, 889-898.

94. Komizo Y., Fukada Y. CTOD properties and M-A constituent in the HAZ of C-Mn microalloyed steel, Quarterly J. Japan Weld. Soc., Vol.6, No.l, 1988, 41-46.

95. Okada IT, Ikeuchi K., Matsuda F., Hrivnak I., Li Z. Metallographik investigation of M-A constituent, Quarterly J. Japan Weld. Soc., Vol.12, No.2, 1994, 236-242.

96. Ikawa H., Oshigae PI., T.Tanoue Effect of Martensite-austenite constituent on HAZ toughness of a high strength steel, Trans. J. Japan Weld. Soc., Vol.11, No.2, 1980.

97. Lee S., Kim B.C., Kwon D. Correlation of microstructure and fracture properties in weld heat-affected zones of thermomechanically controlled processed steels// Metall. Trans. A, 1992, vol. 23A, pp.2803-2816.

98. Laitinen R. Improvement of weld HAZ toughness at low heat input by controlling the distribution of M-A constituents// Acta. Univ. Oul. С 234, 2006, 204 p.

99. Barnes A.M., Hart P.H.M. The influence of composition on heat affected zone toughness of C-Mn microalloyed steels.

100. Kim B.C., Lee S., Kim N.J., Lee D.Y. Microstructure and local brittle zone phenomena in high-strength low-alloy steel welds// Metall. Trans. A, 1991, vol. 22A, pp.139-149.

101. Shome M., Mohanty O.N. Continuous cooling transformation diagrams applicable to the heat-affected zone of HSLA-80 and HSLA-100 steels // Metall. Trans., 37A. 2006.

102. Onsöien M., M'Hamdi M., Mo A. A CCT diagram for an offshore pipeline steel of X70 type// Welding journal, vol.88(l), 2009.

103. Seyffarth P., Meyer В., Scharff A. Großer Atlas Schweiß-ZTU-Schaubilder, Düsseldorf: DVS-Verlag, 1992, 176 p.

104. Spanos G., Fonda R.W., Vandermeer R.A., and Matuszeski A. Microstructural changes in HSLA-100 steel isothermally cycled to simulate the heat-affected zone during welding// Metall. Trans., 26A. 1995.

105. Gliha V. The microstructure and properties of materials at the fusion line// Metallurgy a, 44 (1), 2005.

106. Шоршоров M. X., Белов В. В. Фазовые превращения и изменения свойств стали при сварке. Атлас// «Наука», 1972, 219 с.

107. Bramfit B.L., Benscoter А.О. Metallographer's Guide. Practices and Procedures for Irons and Steels //ASM International, 2001, 354 p.

108. MacKenzie D.S., Totten G.E. Analytical characterization of aluminum, steel and superalloys // Taylor & Francis Group, 2006, 754 p.

109. Vander Voort G. F. Metallography: Principles and Practice // ASM International, 1999, 752p.

110. Ranade R.S., Barbara F.J., Williams J.G., P.R. Munroe, P. Krauklis Relationship between martensite islands and haz fracture toughness in welded Ni-Cu structural steels, Journal de physique IV, Vol.5, (1995), pp.311-316.

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

112. ASM Handbook: Vol. 6: Welding, Brazing, and Soldering, 10th ed. // ASM International, 1993, -1299 p.

113. Грабин В.Ф., Денисенко A.B. Металловедение сварки низко- и среднелегированных сталей // Киев:Наукова думка, 1978, -272с.

114. Konkol P.J., Koons G.F. Optimization of parameters for two-wire AC-AC submerged arc welding// Welding Journal Research Supplement, Dec. 1978, pp.367-s to 372-s.

115. Bajcer B. et al. Improvement of energy and materials efficiencies by introducing multiple-wire welding// Metalurgija 46 (2007), №1, pp.47-52.

116. Karkhin V, Plochikhine V, Ilyin A, Bergmann Н (2002) Inverse modelling of fusion welding processes. In: Cerjak H, Bhadeshia HKDH (Eds) Mathematical Modelling of Weld Phenomena 6 // Maney Publishing, London, pp.1017—1042.

117. Тихонов A. H., Арсении В. Я. Методы решения некорректных задач, М., Наука, 1974.

118. Andrews K.W. Empirical formulae for the calculation of some transformation temperatures// J.Iron Steel Ins., 203 (1965).

119. Lambert-Perlade A., Gourgues A.F., Pineau A. Austenite to bainite transformation in the heat-affected zone of a high strength low alloy steel // Acta Materialia 52, 2004, 2337-2348.

120. Технические требования к трубам для магистрального газопровода Бованенково Ухта, Москва, 2007.-30 с.

121. Ferrar R.A., Harrison P.L., Acicular ferrite in carbon manganese weld metals: an overview, J.Mater.Sci. 22 (1987), 3812-3820.

122. Koseki Т., Thewlis G. Inclusion assisted microstructure control in C-Mn and low alloy steel welds, Mater.Sci.Technol., 2005, vol.21, no.3, 867-879.

123. Немтинов A.A., Корчагин A.M., Попков А.Г., Хлусова Е.И., Орлов В.В. Освоение производства штрипса К70 для труб большого диаметра на стане 5000 // Металлург, 2008, №11, с.61-67.

124. Морозов Ю.Д., Корчагин A.M., Орлов В.В., Степанов А.А., Хлусова Е.И., Настич С.Ю. Структура и свойства штрипса для труб большого диаметра из стали категорий прочности Х80-Х100 // Металлург, 2009, №3, с.57-65.

125. Виноградов О.П., Ильин А.В., Орлов В.В., Хлусова Е.И., Сулягин Р.В. Исследование сопротивления деформированию и разрушению металла штрипса и труб категории прочности Х80, изготовленного методом ТМО // Металлург, 2009, №4, с.53-57.