автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Формирование оптимальных структур и свойств при проведении контролируемой прокатки трубных сталей, содержащих ниобий

На правах рукописи

БАГМЕТ ОЛЕГ АЛЕКСАНДРОВИЧ

ФОРМИРОВАНИЕ ОПТИМАЛЬНЫХ СТРУКТУР И СВОЙСТВ ПРИ ПРОВЕДЕНИИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКИ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ, СОДЕРЖАЩИХ НИОБИЙ

Специальность 05.16.01 — «Металловедение и термическая

обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва - 2007

003065018

Работа выполнена в ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» и в ОАО «МК «Азовсталь»

Научный руководитель: — доктор технических наук

старший научный сотрудник МАТРОСОВ Юрий Иванович

Официальные оппоненты:

— доктор технических наук,

Ведущее предприятие — ОАО «Выксунский металлургический завод»

Защита состоится 3 октября 2007 г. в 1Вч на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина».

Отзывы в двух экземплярах, заверенные печатью, просьба направлять по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке и на сайте ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» www.chermet@chermet.net.

Автореферат разослан 31 августа 2007 г.

Ученый секретарь диссертационного

совета Д 217.035.01, _

старший научный сотрудник, заведующий лабораторией ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН ДОБАТКИН Сергей Владимирович

— кандидат технических наук, старший научный сотрудник, начальник технического управления ЗАО ТМК

СТОЛЯРОВ Владимир Иванович

доктор технических наук

Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Контролируемая прокатка более 30 лет применяется при изготовлении толстых листов из микролегированных сталей для труб, обеспечивая требуемый комплекс механических свойств за счет измельчения структуры без применения дополнительной термообработки. Нередко после проведения контролируемой прокатки в отдельных участках листов образуется неоднородная крупнозернистая структура с баллом ферритного зерна 8—10 по ГОСТ 5639. Кроме этого, по толщине листа часто наблюдается неоднородная кристаллографическая текстура. В настоящее время нет четкого объяснения причин возникновения этих явлений. Неоднородность микроструктуры и кристаллографической текстуры в состоянии после контролируемой прокатки приводит к снижению ударной вязкости и сопротивления металла хрупкому разрушению.

Малоизучена роль предварительной стадии контролируемой прокатки в формировании структуры и механических свойств толстых листов. В частности, неясно, в какой температурной области необходимо заканчивать черновую прокатку, чтобы обеспечить условия для формирования наиболее благоприятной аустенитной структуры перед проведением завершающего этапа контролируемой прокатки.

Актуальность работы обусловлена необходимостью повышения комплекса механических свойств листов из микролегированных сталей для газо-нефтепроводных труб большого диаметра ответственного назначения и выяснения в связи с этим механизмов структурообразования под воздействием горячей пластической деформации и поиска технологических решений, направленных на совершенствование структуры, повышения ее однородности и дисперсности за счет применения оптимальных режимов температурно-деформационного воздействия на толстолистовом стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь».

Цель работы и задачи исследования

Цель диссертационной работы — разработка на основе выявленных взаимосвязей аустенитной и конечной структуры, формирующейся под влиянием различных условий температурно-деформационного воздействия усовершенствованного режима контролируемой прокатки на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь», обеспечивающего повышение показателей хладостойкости, ударной вязкости и прочности микролегированных ни-обийсодержащих толстолистовых сталей, предназначенных для изготовления магистральных газо-нефтепроводных труб большого диаметра.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

— изучить кинетику превращения деформированного аустенита при непрерывном охлаждении и определить температуру начала полиморфного у-ж-превращения для сталей различного химического состава при скоростях охлаждения, соответствующих скорости охлаждения подкатов между предварительной и окончательной стадиями деформации при проведении контролируемой прокатки в промышленных условиях;

— на основе имитации в лабораторных условиях предварительной стадии деформации контролируемой прокатки определить оптимальные температурные интервалы проведения черновой прокатки, обеспечивающие максимальное измельчение аустенитного и ферритного зерна;

— выявить причины разнозернистости ферритного зерна микролегированных сталей в состоянии после контролируемой прокатки с завершением деформации в межкритической (у+а)-области;

— на основании сравнительной оценки влияния температурно-деформационных режимов на аустенитную и конечную структуру разработать температурные схемы контролируемой прокатки, обеспечивающие повышение хладостойкости и вязкости за счет уменьшения разнозернистости и повышения однородности кристаллографической текстуры толстых листов для сталей с различными системами легирования и микролегирования;

— опробовать в промышленных условиях изготовление листов толщиной 21,6 мм для производства на Волжском трубном заводе спираль-ношовных труб диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа класса прочности К60.

Научная новизна

В диссертации получены следующие результаты, характеризующиеся научной новизной:

1. Определено, что в микролегированных ниобийсодержащих сталях во время предварительной стадии контролируемой прокатки, проводимой при температурах > 950 °С, в паузах между обжатиями и после охлаждения подкатов до заданной температуры, наряду с первичной рекристаллизацией интенсивное развитие получает собирательная рекристаллизация, вызывающая рост аустенитного зерна, что снижает хладостойкость стали.

Снижение температуры завершения черновой прокатки от 1000 до 900 °С вызывает торможение собирательной рекристаллизации аустени-

та и приводит к уменьшению размеров формирующегося перед началом чистовой прокатки аустенитного зерна от балла 6—7 до балла 8—9.

2. Установлено, что в исследуемых сталях на стадии чистовой прокатки протекает собирательная рекристаллизации феррита, деформированного в верхней части (у+а)-области при температурах на 10—20 "С ниже Агъ, в результате которой происходит укрупнение размеров фер-ритного зерна на 2—2,5 балла по сравнению с режимом прокатки, предусматривающим завершение деформации в нижней части у-области.

3. Анализ прямых полюсных фигур (110) a-Fe подтверждает протекание собирательной рекристаллизации горячедеформированного феррита в верхней части (у+а)-области, а также показывает, что при этом не происходит образование новых текстурных компонентов, а лишь ослабление уже возникших, которыми в зависимости от химического состава и режима контролируемой прокатки могут быть: {001}< 110> , {110}<110>a, {110}<001>а, {332}<113>а, {554}<225>о, {113}<110>°, {112}<110>а, {111}<112>а, {111}<110>а.

4. Установлено двойственное влияние молибдена при его содержании 0,22—0,25% на протекание процессов структурообразования в микролегированных сталях, подвергаемых контролируемой прокатке, выражающееся в повышении температуры начала распада аустенита и торможении собирательной рекристаллизации феррита, деформированного в двухфазной (у+а)-области, в результате чего в сталях типа 07Г2МФБ образуется структура с размерами ферритных зерен на 0,5—1 балл меньше, чем в сталях без добавок молибдена.

5. Разработана новая четырехстадийная схема контролируемой прокатки, обеспечивающая в листах получение требуемого уровня сопротивления хрупкому разрушению, ударной вязкости и прочности за счет формирования дисперсной однородной структуры и кристаллографической текстуры в листах; предложенная схема предусматривает проведение первого этапа деформации в интервале температур 1000-980 °С; второго — при температурах 920—900 °С; третьего — в нижней части аустенитной области при температурах Аг3+(20—40) °С, четвертого — в межкритическом интервале при 740—680 "С.

Практическая ценность и реализация работы

В результате проведенных в диссертационной работе исследований создан новый четырехстадийный режим контролируемой прокатки, внедренный в промышленное производство на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» для изготовления листов, предназначенных для газопроводных труб большого диаметра ответственного назначения. Разработаны и оформлены технологические инструкции для производства проката по

четырехстадийному режиму. Изготовлена опытно-промышленная партия листов размерами 21,6x2650x18800 мм из стали 07Г2МФБ для спи-ральношовных труб диаметром 1420 мм класса прочности К60, из которых на стане 2520 Волжского трубного завода произведены спирально-шовные трубы, отвечающие требованиям спецификации ВНИИГАЗ и ОАО «Газпром» к трубам класса прочности К60 на 9,8 МПа.

Основные научные положения, выносимые на защиту

1. Термокинетические диаграммы распада при непрерывном охлаждении деформированного аустенита сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ по режиму, имитирующему условия проведения контролируемой прокатки в промышленных условиях, с завершением деформации в области нере-кристаллизованного аустенита.

2. Результаты исследования влияния предварительной и окончательной стадий контролируемой прокатки на аустенитную и конечную структуру листов из микролегированных сталей.

3. Выявленные механизмы возникновения неоднородных разно-зернистых структур после проведении контролируемой прокатки с завершением деформации в двухфазной (у+а)-области и разработанные технологические решения, направленные на повышение однородности и дисперсности листов из микролегированных сталей.

4. Установленная взаимосвязь режимов контролируемой прокатки с формированием кристаллографической текстуры микролегированных ниобийсодержащих трубных сталях.

5. Новый четырехстадийный режим контролируемой прокатки и результаты его опробования в промышленных условиях на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» при изготовлении листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ для спиральношовных труб класса прочности К60 диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа.

Апробация работы

Основные положения работы доложены и обсуждены на: научно-технических конференциях Приазовского государственного технического университета, г. Мариуполь, 2005—2007 гг.; международных научно-технических конференциях молодых специалистов ОАО «МК «Азовсталь», 2005—2007 гг.; международных конференциях по высокопрочным микролегированным сталям, Китай 2005 г.; Бразилия, 2005 г.; Канада 2006 г.; научно-технической конференции «Современные тенденции производства труб для магистральных газонефтепроводов на ОАО «Харцызский трубный завод»», Украина, Ялта, 2005 г.; международном семинаре «Современные стали для газо-нефтепроводных труб,

проблемы и перспективы», Москва, 2006 г.; международном симпозиуме «Металлография 2007», Словакия, 2007 г.; международной конференции «Мезоскопические явления в твердых телах», Украина, Донецк, 2007 г.

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 14 печатных работ.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов, списка литературы из 140 наименований. Работа изложена на 155 страницах машинописного текста, содержит 44 рисунка и 16 таблиц.

Автор выражает глубокую благодарность сотрудникам Центра сталей для труб и сварных конструкций ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (Москва, Россия) и кафедры «Термическая обработка металлов» ПГТУ (г. Мариуполь, Украина), атакже компании Niobium Products Company (г. Дюссельдорф, Германия) за содействие в выполнении работы и ценные замечания по содержанию диссертации.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении раскрыта актуальность и обоснована цель проведенных исследований, сформулированы задачи, научная новизна и практическое значение диссертационной работы.

В первой главе рассматривается современное состояние вопроса влияния контролируемой прокатки на структурообразование низколегированных трубных сталей и обосновывается выбор направления исследования.

Во второй главе дано обоснование выбора материалов и методов исследования. Для решения поставленной в диссертационной работе задачи в качестве материала исследования выбраны микролегированные стали, используемые для изготовления труб большого диаметра классов прочности К56—К60. Выплавку металла осуществляли в кислородных конверторах вместимостью 350 т в ОАО «МК «Азовсталь». Химический состав исследуемых сталей приведен в табл. 1.

Испытания механических свойств включали в себя: испытания на растяжение по ГОСТ 7564-97 плоских пятикратных образцов; ис-

Таблица 1. Химический состав исследованных сталей

Номера Сталь Содержание элементов, % (по массе)1 Температура Аг} ,'С

плавок С Мп Сг N1 Си А1 Мо П № V эксперим. расчета.2

1 08Г1ФБ 0,08 1,28 0,24 0,02 0,02 0,02 0,031 0,01 0,012 0,032 0,045 793 780- -788

2 07Г2Б 0,07 1,63 0,15 0,01 0,02 0,02 0,030 0,01 0,006 0,070 - 762 756- -763

3 10Г2ФБ 0,10 1,72 0,19 0,03 0,02 0,02 0,038 0,01 0,016 0,058 0,057 735 739- -747

4 09Г1ФБ 0,09 1,33 0,20 0,02 0,02 0,02 0,034 0,01 0,018 0,038 0,048 775 773- -781

5 08Г2ФБ 0,08 1,69 0,22 0,02 0,01 0,02 0,038 0,01 0,014 0,061 0,057 755 748- -756

6 7 07Г2МФБ 0,07 1,65 0,23 0,07 1,64 0,22 0,04 0,02 0,03 0,02 0,03 0,02 0,035 0,032 0,21 0,23 0,018 0,018 0,052 0,053 0,072 0,075 765 765 737737- -745 -745

Примечания. 1. Содержание серы составляет: 0,004—0,006 %, фосфора 0,008-0,0012 %. 2. Аг} (°С) = 910 - 310[С] - 80[Мп] - 20[Си] - 15[Сг] - 55[№] - 80[Мо] + 0,35(Г- 8), (1) где [С], [Мп], [Си], [Сг], [№], [Мо] — содержание химических элементов, % (по массе); ? —толщина листа от 8 до 30 мм.

00

пытания на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах 1 (Менаже) при температуре от —60 °С и 11 (Шарпи) в интервале температур от +20 до —60 °С; испытания падающим грузом (ИПГ) стандартных образцов с прессованным надрезом по ГОСТ 30456—97 при температуре —20 °С; замеры твердости и микротвердости по методу Виккерса при помощи автоматического микротвердомера AFFRI DM-8 и приставки МНТ-10 к оптическому микроскопу Axiovert 200МАТ в соответствии с ГОСТ 9450.

Дифференциальным термическим методом при скорости охлаждения 0,7 °С/с определены температуры начала полиморфного у—>а-превращения после черновой прокатки опытных сталей. Методом построения термокинетических диаграмм исследовали кинетику полиморфного превращения деформированного аустенита при непрерывном охлаждении сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ при помощи автоматического дилатометра DIL 805А. Методом стоп-закалок изучали высокотемпературное состояние аустенитной структуры на различных этапах контролируемой прокатки. Оценку размеров зерна проводили в соответствии с ГОСТ 5639 при помощи анализатора изображения. Для фрактографи-ческих исследований использовали растровую электронную микроскопию, а для исследования кристаллографической текстуры — рентгенографический метод построения прямых полюсных фигур.

В третьей главе изложены результаты изучения кинетики превращения горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении для сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ (плавки 1 и 7, табл. 1). Для плавок 2—6 дифференциальным термическим методом определена температура распада аустенита в ферритной области (Лг3).

При изучении кинетики превращения сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ температурные режимы нагрева и деформации образцов были выбраны таким образом, чтобы структура аустенита перед полиморфным у—»a-превращением в наибольшей степени соответствовала реально получаемой при проведении контролируемой прокатки с завершением деформации в нижней части аустенитной области. Для этого образцы после нагрева до температуры 1150 °С и пятиминутной выдержки деформировали сжатием со скоростью 10 с-' за три стадии с относительной степенью деформации е=20% на каждом этапе при температурах 1000, 850 и 820 "С. Между стадиями деформации подкаты охлаждали со скоростью 0,5 °С/с. После завершающей стадии деформации обе стали охлаждали в интервале скоростей от 0,5 до 100 °С/с. Анализ построенных термокинетических диаграмм в сочетании с исследованием микроструктуры показал, что молибденсодержащая сталь 07Г2МФБ относит-

ся к феррито-бейнитному классу, так как в широком диапазоне скоростей охлаждения ферритное и бейнитное превращения являются доминирующими (рис. 1, а). Перлитное превращение не наблюдалось даже при скорости охлаждения 0,5 "С/с. Сталь 08Г1ФБ характеризуется низкой устойчивостью аустенита к ферритному превращению, которое протекает даже при высокой скорости охлаждения 100 °С/с (рис. 1, б).

При определении температуры Агъ дифференциальным термическим методом исследуемые стали прокатывали при помощи лабораторной установки по режиму, имитирующему предварительную стадию контролируемой прокатки, применяемую в промышленных условиях. После аустенитизации при температуре 1160 °С образцы деформировали в интервале температур 1040—960 "С за семь обжатий с относительной степенью деформации е = 15% в каждом проходе. Одну

Рис.1. Термокинетические диаграммы распада деформированного аустенита сталей 07Г2МФБ (а) и 08Г1ФБ (б)

партию образцов охлаждали со скоростью 0,7 °С/с до температуры «550 °С с целью регистрации температуры начала распада аустенита в ферритной области. Другие образцы после деформации и медленного охлаждения до температур на 10 и 50 °С ниже Агъ закаливали в соленой воде для фиксирования высокотемпературного состояния металла.

В табл. 1 приведены температуры Аг3, определенные в работе экспериментальными методами, и для сравнения — рассчитанные по формуле (1), которая часто используется при выборе температурных режимов контролируемой прокатки для микролегированных сталей. Полученные экспериментальные данные показали, что для сталей, не содержащих в своем составе молибден, экспериментальные и расчетные температуры Аг3 имеют достаточно близкое совпадение (см. табл. 1). Напротив, для молибденсодержащих сталей экспериментальная температура Аг} заметно выше расчетной. Установлено, что молибден повышает температуру начала полиморфного у->а-превращения, а не снижает ее, как это указано в формуле (1), и коэффициент перед молибденом должен быть положительным, «20—25.

Изучение аустенитной структуры образцов, закаленных от температуры на 10 °С ниже Аг3, после их деформации в интервале температур 1040—960 "С и медленного охлаждения показало, что во всех сталях перед закалкой успевала пройти не только первичная, но и собирательная рекристаллизация аустенита. При снижении температуры на 50 ° С ниже Аг3 в исследуемых сталях из крупнозернистого аустенита образовывались ферритные зерна балла 8—9.

Четвертая глава работы посвящена изучению влияния предварительной стадии контролируемой прокатки на аустенитную и конечную структуру микролегированных сталей 08Г1ФБ, 07Г2МФБ и 07Г2Б в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении. При проведении исследований в изотермических условиях образцы из этих сталей после аустенитизации при температуре 1150 "С прокатывали при температурах 1000, 950, и 900 °С за три обжатия ег..е=20% и закаливали в соленой воде немедленно после завершения деформации или после различных последеформационных пауз. Установлено, что в интервале температур 950—1000 °С во всех исследуемых сталях интенсивно протекает не только рекристаллизация обработки, но и наблюдается собирательная рекристаллизация. Показано, что при снижении температуры деформации рекристаллизационные процессы имеют тенденцию к замедлению, что выражается в увеличении промежутка времени, после которого начинается первичная и собирательная рекристаллизация аустенита (рис. 2).

Последеформационная пауза, с

Последеформационная пауза, с

1 700

~ 500

О О

я Ё

и

Й 300

>ч

Я А

ш

з

° 100

^ О 20 40 60

Последеформационная пауза, с

Рис. 2. Влияние температуры деформации и длительности изотермической выдержки на среднюю площадь аустенитного зерна сталей 08Г1ФБ (а), 07Г2Б (б) и 07Г2МФБ (в)

Однако даже при температуре 900 °С в течение 10 с после завершения деформации в стали 08Г1ФБ первичная рекристаллизация завершалась полностью и формировалось мелкое равноосное аустенитное зерно балла 9. В сталях с более высоким содержанием ниобия 07Г2Б и 07Г2МФБ за этот промежуток времени после завершения деформации при температуре 900 "С первичная рекристаллизация не успевала пройти полностью и структура состояла из смеси равноосных и деформированных ау-стенитных зерен. При увеличении времени изотермической выдержки до 30 с во всех сталях заканчивалась первичная и получала развития собирательная рекристаллизация аустенита. Увеличение последеформа-ционной изотермической выдержки до 60 с приводило к дальнейшему развитию собирательной рекристаллизации аустенита.

При изучении влияния температуры завершения предварительной стадии контролируемой прокатки на формирование аустенитной струк-

Таблица 2. Влияние температуры деформации па среднюю площадь аустенитного зерна (5)

туры стали 08Г1ФБ, 07Г2Б и 07Г2МФБ после аустенити-зации при 1150 °С образцы из этих сталей прокатывали при температурах 1000 и 900 °С за три обжатия (е,...£3=20%) и охлаждали со скоростью 0,5 °С/с до 800 °С. Выбранная схема прокатки имитировала условия формирования аусте-нитной структуры во время медленного охлаждения под-

Сталь

S, мкм2

1000 °С 900 "С

08Г1ФБ 07Г2Б

419 230

456 240

410 224

07Г2МФБ 410

катов между черновой и чистовой стадиями контролируемой прокатки. Для исследования влияния температуры окончания черновой прокатки на конечную структуру исследуемых сталей образцы дополнительно после черновой прокатки прокатывали в нижней части аустенит-ной области или в двухфазной (у+а)-области. Изучение аустенитной структуры показало, что во время медленного охлаждения во всех трех сталях после деформации при 1000 °С протекала собирательная рекристаллизация аустенита. В стали 07Г2Б наблюдается наиболее крупное аустенитное зерно, что объясняется более интенсивным протеканием собирательной рекристаллизации аустенита. При снижении температуры деформации до 900 °С аустенитное зерно, формирующееся после медленного охлаждения до 800 "С, было почти в два раза меньше по занимаемой площади, чем после деформации при 1000 °С во всех исследуемых сталях (табл. 2).

Структура аустенита в стали 08Г1ФБ после деформирования при температуре 900 °С и медленного охлаждения до 800 °С состояла из равноосных рекристаллизованных зерен. Напротив, в сталях с более высоким содержанием ниобия 07Г2Б и 07Г2МФБ после деформации при 900 °С и охлаждения со скоростью 0,5 °С/с до температуры 800 °С рекристаллизация не успевала пройти полностью и структура аустенита состояла из мелких равноосных и вытянутых вдоль направления прокатки зерен.

Снижение температуры завершения черновой прокатки до 900 "С за счет уменьшения размеров аустенитного зерна, формирующегося перед началом распада аустенита в ферритной области, способствовало повышению дисперсности и однородности конечной структуры изучаемых сталей. Показано, что независимо от температуры окончания прокатки ферритное зерно мельче в случае окончания предварительной деформации при температуре 900 °С, чем при температуре 1000 "С. Таким образом, улучшение конечной структуры микролегированных сталей

предопределяется измельчением аустенитного зерна, происходящего при благоприятных условиях деформации на предварительной стадии контролируемой прокатки. На основании выявленных особенностей рекристаллизации горячедеформированного аустенита установлено, что оптимальным режимом предварительной стадии контролируемой прокатки для исследуемых микролегированных сталей является двух-стадийная черновая прокатка. В начале слябы следует прокатывать в верхней части аустенитной области при температурах 1000-960 °С, где интенсивно протекает статическая рекристаллизации горячедеформированного аустенита, затем подстуживать на рольганге до температуры «900 °С, далее проводить 3—4 обжатия в области торможения рекристаллизации горячедеформированного аустенита.

В пятой главе рассмотрено влияние окончательной стадии контролируемой прокатки на формирование аустенитной и конечной структуры микролегированных сталей 08Г1ФБ, 07Г2Б и 07Г2МФБ. Показано, что наиболее дисперсная и однородная конечная структура в исследуемых сталях образуется из мелкого деформированного аустенитного зерна. Такая структура аустенита в микролегированных ниобийсодержащих образуется только в том случае, если на предварительной стадии контролируемой прокатки осуществляется деформация металла в аустенитной области в интервалах температур 910—890 "С (область торможения собирательной рекристаллизации аустенита) и Агг+(20—40) °С (область отсутствия рекристаллизации аустенита).

Показано, что образование мелкого наклепанного аустенитного зерна перед полиморфным у-хх-превращением является необходимым, но не достаточным условием для обеспечения мелкозернистой конечной структуры листов после проведения контролируемой прокатки. Установлено, что деформация исследуемых сталей в двухфазной (у+а)-области в некоторых случаях приводит к заметному укрупнению ферритного зерна за счет протекания собирательной рекристаллизации наклепанного феррита.

Установлено, что мелкое ферритное зерно, образующееся перед началом деформации в межкритическом интервале температур, рекри-сталлизуется в большей мере по сравнению с крупнозернистым ферритом. Например, после черновой прокатки при температуре 1000 °С и медленного охлаждения до температуры 710 "С в стали 07Г2Б происходило выделение крупного ферритного зерна. Дополнительная деформация стали 07Г2Б при температуре 710 °С приводила к формированию грубодисперсной структуры, основной составляющей которой являлись крупные вытянутые зерна феррита. При снижении черновой прокатки

до температуры 900 °С перед деформацией в двухфазной (у+а)-области образуется более мелкое ферритное зерно, которое в значительной мере рекристаллизуется под воздействием деформации при 710 °С. В молиб-денсодержащих сталях наблюдалась тенденция замедления рекристаллизации феррита по сравнению со сталями, в составе которых отсутствовали добавки молибдена.

Проведено исследование рекристаллизации феррита сталей 08Г1ФБ, 07Г2МФБ и 07Г2Б в изотермических условиях после трехстадийного режима прокатки с завершением деформации в межкритическом интервале температур. Первую стадию деформации проводили при 900 °С (8,...£3=20%), вторую при 830—800 "С (е4=£5=20%) и заключительную за один проход е6=30% при 740 °С для сталей 08Г1ФБ, 07Г2МФБ и 750 °С для стали 07Г2Б. После завершения деформации образцы закаливали сразу после завершения деформации, или после изотермических выдержек для фиксирования высокотемпературного состояния металла. На рис. 3 показано влияние изотермической выдержки на среднюю площадь фер-ритного зерна после завершения деформации. Хорошо видно, что во всех сталях наблюдается увеличение размеров ферритного зерна при повышении времени изотермической вьщержки. В стали 07Г2МФБ в результате заметного торможения собирательной рекристаллизации ферритное зерно укрупняется в меньшей степени, чем в сталях 08Г1ФБ и 07Г2Б.

Для исследования влияния температуры завершения деформации на величину ферритного зерна и формирование кристаллографиче-

Время, с

Рис. 3. Влияние длительности изо-термической выдержки на среднюю площадь ферритного зерна сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ

ской текстуры проведена прокатка сталей 08Г1ФБ и 07Г2Б по следующим режимам. Первый режим предусматривал окончание прокатки в аустенитной области вблизи критической точки Агу Вторую партию образцов деформировали дополнительно в двухфазной области при различных температурах. Изучение микроструктуры показало, что в обеих сталях после завершения деформации в аустенитной области формируется наиболее мелкое и однородное ферритное зерно (рис. 4, а). Дополнительная деформация в двухфазной области приводила к росту средней площади ферритного зерна, в результате протекания собирательной рекристаллизации. Увеличение размеров ферритного зерна за счет протекания собирательной рекристаллизации в стали 07Г2Б было менее интенсивным, чем в стали 08Г1ФБ. Это отличие обусловлено более высоким содержанием марганца в стали 07Г2Б, который понижает температуру Агу При скорости охлаждения 0,5—0,7 °С/с температура Аг3 для сталей 08Г1ФБ и 07Г2Б составляет 793 и 762 °С соответственно. В обеих сталях отмечался заметный рост твердости при температурах ниже 740 °С, который обусловлен торможением рекристаллизации наклепанного феррита (рис. 4, б). Инструментальным подтверждением протекания рекристаллизации деформированного в двухфазной (у+а)-области феррита являлись результаты, полученные при изучении влияния температуры окончания деформации на кристаллографическую текстуру опытных сталей. Для этого были построены прямые полюсные фигуры (110) a-Fe для обеих сталей после каждого режима обработки.

Показано, что в стали 08Г1ФБ при всех температурах завершения деформации заметный вклад в формирование кристаллографической

-&-08Г1Ф -*-07Г2Б / \ '

/ \

д

4- '* '

700 740 780 820

Температура завершения деформации, °С

Рис. 4. Влияние температуры завершения деформации на среднюю площадь ферритного зерна (я) и твердость (б) сталей 08Г1ФБ и 07Г2Б

текстуры вносят кристаллографические ориентировки {001}<110>а, {110}<110>а, {110}<001>а образовавшиеся при полиморфном у->а-превращении из кубической ориентировки {001}<110>г рекристал-лизованного аустенита и ориентировки {554}<225>о, {111}<110>а, образовавшиеся из наклепанного аустенита. После прокатки стали 08Г1ФБ с завершением деформации в верхней части двухфазной (у+а)-области при температурах 780 и 750 °С в результате интенсивного протекания собирательной рекристаллизации феррита происходит заметное ослабление кристаллографической текстуры а-фазы по сравнению с окончанием деформации в аустенитной области при температуре 800 °С. Ослабление кристаллографической текстуры выражалось в усилении угла рассеяния отдельных кристаллографических ориентировок относительно идеального положения. На прямых полюсных фигурах после окончания деформации при температурах 780 и 750 °С наблюдаются сильные всплески интенсивности, обусловленные дифракцией рентгеновских лучей от крупных рекристалли-зованных ферритных зерен. Наиболее острая кристаллографическая текстура формировалась в стали 08Г1ФБ после завершения деформации в нижней части двухфазной области при температуре 720 "С, что связано с интенсивным торможением собирательной рекристаллизации феррита. В стали 07Г2Б после подобных режимов обработки образовалась более острая кристаллографическая текстура, чем в стали 08Г1ФБ. При всех режимах в стали 07Г2Б отсутствовали кристаллографические ориентировки а-фазы, характерные для закономерного превращения рекристаллизованного аустенита в феррит. На прямых полюсных фигурах стали 07Г2Б после окончания прокатки в аустенитной области или в двухфазной (у+а)-области наблюдались ориентировки {332}<113>а {113}<110>a, образовавшиеся из ориентировок {110}<112>у и {112}<111>г деформированного аустенита, соответственно. Также на прямых полюсных фигурах наблюдался текстурный компонент {554}<225>а, который очень близок к ориентации {332}<113>а. При завершении деформации в двухфазной (у+а)-области происходило значительное усиление кристаллографической текстуры в основном за счет ориентировок плоской деформации a-фазы: {112}<110>а, {111}<112>а, {111}<110>а, (001}<110>а. Рекристаллизация феррита также как и в стали 08Г1ФБ не приводила к образованию новых текстурных компонентов.

Полученные экспериментальные данные показывают, что формирование конечной микроструктуры и кристаллографической текстуры исследуемых сталей при проведении контролируемой прокатки является довольно сложным процессом. На него влияют температурные режи-

мы черновой и чистовой прокатки, химический состав стали, предопределяющий критическую точку Аг3 и сопротивление наклепанного феррита собирательной рекристаллизации. Для формирования в листах дисперсной и однородной наклепанной конечной структуры необходимо прокатку микролегированных ниобийсодержащих сталей в аусте-нитной области проводить в температурных интервалах торможения собирательной рекристаллизации аустенита («910—890 °С) и в нижней части у-области, где рекристаллизация аустенита полностью подавлена (Аг}+(20—40) °С), а деформацию на завершающем этапе контролируемой прокатки в двухфазной (у+а)-области осуществлять таким образом, чтобы подавить развитие собирательной рекристаллизации деформированного феррита.

В шестой главе изложены результаты внедрения разработанного че-тырехстадийного режима контролируемой прокатки для производства листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ, предназначенных для изготовления электросварных спиральношовных труб диаметром 1420 мм на рабочее давление газа 9,8 МПа класса прочности К60. В кислородно-конвертерном цехе металлургического комбината «Азовсталь» была выплавлена плавка опытной стали 07Г2МФБ. Металл разливали в отделении непрерывной разливки на слябы сечением 220x1920x3030 мм. В соответствии с заказом Волжского трубного завода слябы опытной плавки прокатывали на листы размерами 21,6x2650x18800 ммнатолстолистовом стане 3600. Перед проведением контролируемой прокатки слябы нагревали до температуры 1170—1180 °С. Первые две стадии контролируемой прокатки проводили в черновой клети: первую в интервале температур 1050—980 °С, вторую при — 950—900 °С. После воздушного охлаждения подкатов до температуры 840—830 "С были выполнены третья и четвертая стадия контролируемой прокатки во второй клети прокатного стана. Третью стадию прокатки заканчивали при температуре «780 °С вблизи температуры начала распада деформированного аустенита в феррит-ной области. Затем подкаты охлаждали на рольганге до температуры «740 °С и проводили завершающие четыре обжатия до требуемой толщины 21,6 мм. Температура окончания деформации составляла 700—680 °С. После завершения деформации листы подвергали охлаждению до температуры 500—550 °С со скоростью 3-^-5 °С/с на установке ускоренного охлаждения, расположенной за второй клетью прокатного стана 3600. Далее листы укладывали в штабеле при температуре не ниже 400 "С для замедленного охлаждения до «100 °С с целью предотвращения образования осевых трещин водородного происхождения. Выдержка металла в штабели составляла не менее 48—56 ч. Результаты испытаний меха-

Таблица 3. Механические свойства листов из стали 07Г2МФБ после четырехстадийного режима контролируемой прокатки

Продольные образцы Поперечные образцы

гц г я «?■ N г Я о" Ж ю" ь' \ Ь- АСУ _20, Дж/см2 кем -бо> Дж/см2 К ГЦ ^ Я Я

550 640 23 0,86 238 224 226 213 195 228 100

560 650 23 0,86 190 235 245 231 260 251 100

560 620 23 0,90 245 235 181 254 236 224 95

565 645 23 0,88 219 165 198 215 194 210 100

590 660 23 0,89 266 266 251 275 281 278 100

570 640 21 0,89 258 245 270 266 200 254 100

590 660 21 0,89 230 249 265 256 240 235 95

550 620 21 0,89 269 250 210 208 228 246 100

560 645 24 0,87 200 215 208 228 213 221 95

545 625 24 0,87 230 242 236 231 236 240 100

550 655 23 0,84 194 213 219 195 222 202 100

575 675 21 0.85 194 156 170 171 181 175 100

Требования спецификации

>500 600690 >20 — >98,1 >78,4 >90

нических свойств листов приведены в табл. 3. Прочностные свойства и относительное удлинение соответствовали заданным требованиям. На всех образцах ИПГ, испытанных при —20 °С, доля вязкой составляющей была не менее 95—100% от общей площади излома. Ударная вязкость металла листов толщиной 21,6 мм превышала заданный уровень КСУ_20 > 98,1 Дж/см2 и кси ы > 78,4 Дж/см2 в 2-2,5 раза.

Структура металла листов в состоянии после контролируемой прокатки была мелкодисперсной с баллом ферритного зерна 12—13. Кроме феррита в структуре листов присутствовал верхний бейнит в количестве 15—17%. Изучение кристаллографической текстуры металла листов из стали 07Г2МФБ показало, что по их толщине образовалась довольно однородная многокомпонентная кристаллографическая текстура. Одни и те же ориентировки присутствовали как на поверхности, так и в центральных слоях листов. Основными ориентировками а-фазы в листах

являлись текстурные компоненты {112}<110>, {111}<112>, {111}<110>, {001}<110>, {332}<113>, {113}<110>, {554}<225>, которые образовались при наклепе феррита в двухфазной (у+а)-области и в результате закономерного превращения наклепанного аустенита при у-*а-превращении. От поверхности листа к их центру наблюдается некоторое усиление кристаллографической текстуры.

В ОАО «Волжский трубный завод» из листов стали 07Г2МФБ, прокатанных по четырехстадийному режиму контролируемой прокатки на стане 3600, изготовили спиральношовные трубы диаметром 1420 мм. Механические свойства основного металла труб и металла спирального и поперечного швов по результатам сдаточных испытаний соответствовали требованиям спецификации, предъявляемым к трубам класса прочности К60.

Основные выводы

1. Установлены особенности влияния различных вариантов температурно-деформационного воздействия в процессе горячей пластической деформации на взаимосвязь аустенитной и конечной структуры толстолистовых ниобийсодержащих трубных сталей; разработан усовершенствованный режим контролируемой прокатки, обеспечивающий получение в листах из стали 07Г2МФБ показателей сопротивления хрупкому разрушению, величины ударной вязкости и прочности, соответствующих требованиям к сталям класса прочности К60 для спираль-ношовных труб диаметром 1420 мм.

2. Показано, что в опытных сталях в случае окончания предварительной стадии контролируемой прокатки при температурах > 950 "С помимо процессов первичной рекристаллизации протекает собирательная рекристаллизация аустенита, приводящая к формированию крупного зерна аустенита балла 6—7.

3. Установлена необходимость получения мелкого деформированного аустенитного зерна перед началом полиморфного у—>а-превращения для формирования дисперсной конечной структуры. Это достигается прокаткой металла в аустенитной области в интервалах температур 910—890 °С (область торможения собирательной рекристаллизации аустенита) и Аг}+(20—40) "С (область отсутствия рекристаллизации аустенита).

4. Выявлено, что при деформации микролегированных сталей в верхней части (у+а)-области в интервале температур на 10-г20 "С ниже Агъ протекает собирательная рекристаллизация феррита, приводящая к укрупнению ферритного зерна (на 2—2,5 номера ГОСТ 5639); показано, что для ее предотвращения необходимо исключать деформацию в окон-

чательной стадии контролируемой прокатки в указанном интервале, проводя ее при температурах ниже 740 °С.

5. Установлено комплексное влияние добавок молибдена на струк-турообразование в процессе горячей пластической деформации микролегированных сталей, которое заключается:

— в расширении температурного интервала а-области, что выражается в повышении температуры начала полиморфного у—>а-превращения;

— в замедлении рекристаллизации деформированного феррита при прокатке в двухфазной (у+а)-области;

— в повышении устойчивости аустенита при непрерывном охлаждении к распаду в перлитной области, что приводит к подавлению перлитного превращения вплоть до скорости охлаждения 0,5 °С/с.

6. Разработан режим четырехстадийной контролируемой прокатки, обеспечивающий получение оптимальных структур в листах из микролегированных ниобийсодержащих сталей. Режим предусматривает проведение первого этапа в области статической рекристаллизации аустенита в интервале температур 1000—980 "С; второго — в зоне торможения рекристаллизации наклепанного аустенита при температурах 920—900 °С; третьего — в нижней части аустенитной области при температурах Аг3+(20—40) °С; четвертого — в межкритическом интервале в области торможения рекристаллизации деформированного феррита при 740-680 "С.

7. Показано, что после четырехстадийного режима контролируемой прокатки в листах из стали 07Г2МФБ в результате закономерного превращения деформированного аустенита при у->а-превращении и при наклепе феррита в двухфазной (у+а)-области образуется однородная по толщине листа кристаллографическая текстура с основными ориентировками а-фазы {332}<113>, {554}<225>, {113}<110>, {112}<110>, {111}<112>, {111}<110>, {001}<110>. Ориентировка {332><113> и близкий к ней текстурный компонент {554}<225> обеспечивают одновременно высокий уровень прочности, ударной вязкости и сопротивления хрупкому разрушению.

8. По разработанному четырехстадийному режиму контролируемой прокатки проведено промышленное опробование на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» производства листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ, предназначенных для изготовления на Волжском трубном заводе спиральношовных труб диаметром 1420 мм класса прочности К60; получены механические свойства металла, которые полностью соответствовали заданным требованиям потребителя: стт=545-ь575 Н/мм2; ав=620-675Н/мм2; 5=21-24%; ст^а =0,85-0,90; ^СУ_20= 156-245 Дж/см2;

ÄÜU_60= 171+281 Дж/см2; ИПГ 20 = 95+100%. Из опытных листов в ОАО «Волжский трубный завод» изготовлены спиральношовные трубы диаметром 1420 мм, отвечающие требованиям спецификации к трубам класса прочности К60 на давление 9,8 МПа.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:

1. Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Володарский В.В., Багмет O.A.

Создание высоконадежной трубной стали 08Г1Б для газопроводных труб категории прочности К52 // Металлы и литье Украины. 2001. № 12. С. 6-9.

2. Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Емельянов В.В., Кирсанова Г.Б., Багмет O.A. Исследование центральной неоднородности в непрерыв-нолитых трубных сталях // Сталь. 2002. № 3. С. 107—110.

3. Носоченко А.О., Багмет O.A., Матросов Ю.И. Разработка, освоение производства и исследование свойств низколегированной трубной стали 08Г1Б категории прочности К52 // Прогрессивные толстолистовые стали для газонефтепроводных труб большого диаметра и металлоконструкций ответственного назначения: Сб. докладов междунар. науч.-техн. конф. «Азовсталь-2002». С. 57—61.

4. Носоченко А.О., Багмет O.A., Мельник С.Г. Водородное разрушение и сероводородное растрескивание непрерывнолитых трубных сталей // Химическое и нефтегазовое машиностроение. 2004. № 8. С. 48—50.

5. Матросов Ю.И, Ганошенко И.В., Багмет O.A., Иванова Т.Ю. Возможности повышения предела текучести листов из высокопрочных трубных сталей Х70 и Х80 // Сталь. 2005. № 2. С. 74-78.

6. Матросов Ю.И., Носоченко О.В. Ганошенко И.В., Носоченко А.О., Багмет O.A. Освоение на ОАО «МК «Азовсталь» промышленного производства толстолистовой стали категории прочности Х65 для глубоководного газопровода // Материалы междунар. конф. Ялта, Украина. 2005. С. 33-43.

7. Белый А.П., Матросов Ю.И., Ганошенко И.В., Носоченко А.О., Багмет O.A. Опыт изготовления на ОАО «МК «Азовсталь» и исследование толстолистовой стали для газопроводных труб категории прочности Х80 // Материалы междунар. конф. Ялта, Украина. 2005. С. 68-79.

8. Багмет O.A., Володарский В.В., Матросов Ю.И., Носоченко А.О.

Опробование производства высокопрочной стали для сосудов высокого давления // Сталь. 2005. № 12. С. 65-70.

9. Матросов Ю.И., Носоченко О.В., Багмет O.A. Опробование промышленного производства и исследование особенностей структурой-

бразования высокопрочной С-Мп-МЬ-У-Мо-содержащей толстолистовой стали для сосудов высокого давления // Материалы междунар. конф. Китай. 2005. С. 800-805.

10. Матросов Ю.И., Носоченко О.В., Багмет O.A. Развитие современных толстолистовых сталей для труб. // Материалы междунар. конф. Канада. 2006. С. 4756-4762.

11. Белый А.П., Матросов Ю.И., Ганошенко И.В., Носоченко О.В., Багмет O.A. Толстолистовая сталь для газопроводных труб категории прочности Х80 // Сталь. 2006. № 5. С. 106-110.

12. Матросов Ю.И., Носоченко О.В., Багмет O.A., Миттал П. Освоение промышленного производства листов из стали Х65 для глубоководного газопровода на меткомбинате Азовсталь и трубном заводе Welspun // Материалы междунар. симпозиума. Бразилия. 2007. С. 271—279.

13. Багмет O.A., Носоченко А.О. Влияние контролируемой прокатки на формирование структуры и текстуры микролегированной C-Mn-Nb-V-стали // Материалы междунар. конф. Словакия. 2007. С. 342—351.

14. Матросов М.Ю., Кичкина A.A., Ефимов A.A., Эфрон Л.И., Багмет O.A. Имитация процессов структурообразования в трубных сталях при контролируемой прокатке с ускоренным охлаждением// Металлург. 2007. № 7. С. 52-58.

Подписано в печать 24.08.07. Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,0 Тираж 100 экз. Заказ № 162 Отпечатано с готового оригинал-макета в типографии: ООО «Графике В» г. Москва, ул. Долгоруковская, д. 33

ВВЕДЕНИЕ.

Глава I. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Контролируемая прокатка микролегированных трубных сталей.

1.1.1. Аустенитизация.

1.1.2. Предварительная стадия контролируемой прокатки.

1.1.3. Разновидности контролируемой прокатки в зависимости от температуры завершения деформации.

Начало XXI века характеризуется ростом мощностей по производству стали, проката и труб. Мировое производство стали долгое время находилось на уровне 850 млн. тонн в год, внезапно увеличило скорость роста и в 2004 г. прошло границу один миллиард тонн. Рост производства стали 5-7 % в год сохраняется и до настоящего времени. Основной движущей силой такого роста является стремление развивающихся стран повысить уровень жизни за счет индустриализации. Интенсивная индустриализация развивающихся стран наряду с конструкционными материалами требует увеличения потребления энергоносителей таких, как нефть и газ, и следовательно развитие транспортных систем доставки их потребителям. Отсюда рост потребности в трубах и строительство новых трубопроводов.

Основным конструктивным элементом современных газонефтепроводных магистралей являются электросварные трубы, по которым транспортируется нефть и газ. Работоспособность газонефтепроводных магистралей зависит главным образом, от качества, уровня свойств и надежности самих труб. Имеющиеся данные свидетельствуют о существенном влиянии уровня свойств и качества основного металла труб большого диаметра на количество и протяженность разрушений трубопроводов. Газонефтепроводные трубы во время эксплуатации работают в условиях, существенно отличающихся от работы других металлических конструкций. Это связано с суровыми природно-климатическими условиями районов их применения, воздействием постоянных (газ) или циклических (нефть) нагрузок, а также с аккумулированием большого количества упругой энергии сжатого газа. Запас внутренней упругой энергии магистрального газопровода возрастает с увеличением диаметра трубы и рабочего давления транспортируемого газа.

Освоение новых перспективных месторождений нефти и газа и строительство трубопроводов для их транспортировки все более и более смещается в труднодоступные районы Севера, Сибири и арктического шельфа. Так в период с 2007 по 2012 г.г. Газпром планирует реализацию 13 крупных проектов строительства газопроводов высокого давления общей протяженностью более 13 тыс. км диаметром 1020-1420 мм.

Одним из перспективных российских проектов является создание системы магистральных нефтепроводов Восточная Сибирь - Тихий океан (ВСТО). Проект предусматривает строительство нефтепровода на проектное давление 9,8 МПа, а на ряде участков до 14 МПа, включительно с возможным использованием прямошовных и спиральношовных труб диаметром до 1220 мм класса прочности от К42 до К60 включительно. Помимо прочностных свойств к металлу труб предъявляются высокие требования по величине ударной вязкости на ударных образцах с острым надрезом — KCV. Предусмотрено использование труб обычного и хладостойкого исполнения, а также труб с повышенной эксплуатационной надежностью и сейсмической устойчивостью. Требования для труб с повышенной эксплуатационной надежностью более жестко регламентируют химический состав стали (значение углеродного эквивалента не должно превышать 0,38) и долю вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ.2о не менее 70 %.

Высококачественные трубы большого диаметра будут востребованы также при реализации одного из важнейших проектов в газовой отрасли — СевероЕвропейского газопровода. Этот проект позволит наладить прямые поставки природного газа из России в Западную Европу по дну Балтийского моря, минуя территории третьих стран. При строительстве 1-й очереди газопровода (сухопутная часть) предусмотрено использование труб диаметром 1420 мм на давление до 9,8 МПа класса прочности К60. Возможности Волжского трубного завода позволяют обеспечить потребности строительства газопровода в части труб класса прочности К60 с толщиной стенки 21,6 мм.

Кроме перечисленных проектов до 2012 г. планируется сооружение газопровода Бованенково-Ухта и со Штокманского месторождения, подводных трубопроводов — второй нитки голубой поток по дну Черного моря.

Сооружение новых трубопроводов требует решения двух задач: увеличение объемов производства труб большого диаметра, в т.ч. толстолистового проката для их производства; и повышение качественных характеристик металла и труб с учетом строительства газопроводов на давление 11,8 МПа на суше и до 25 МПа — на море, применение в новых проектах труб из сталей с прочностью К65 и повышенных толщин стенок труб с учетом прохождения в сложных климатических и геологических условиях.

Для осуществления этих проектов требуются стальные трубы не только высокого качества, но и дешевые. Наиболее экономичным способом производства листов для труб магистральных газопроводов является контролируемая прокатка, которая обеспечивает требуемый комплекс механических свойств, за счет измельчения структуры без применения дополнительной термообработки. Большой вклад в разработку и внедрение в промышленность контролируемой прокатки и основ легирования и микролегирования сталей для труб большого диаметра внесли труды Д.А. Литвиненко, С.А. Голованенко, M.J1. Бернштейна, Н.П. Лякишева, В.Н. Зикеева, П.Д. Одесского, Л.И. Эфрона, Ю.Д. Морозова и др. ученых.

Опыт производства листов на металлургических комбинатах Азовсталь и Ильича показывает, что контролируемая прокатка не во всех случаях обеспечивает удовлетворительный уровень ударной вязкости и доли вязкой составляющей на образцах ИПГ. В отдельных участках листов образуется неоднородная крупнозернистая структура с баллом ферритного зерна номер 8-10. Кроме этого по толщине листа часто наблюдается неоднородная кристаллографическая текстура. В настоящий момент нет четкого объяснения причин возникновения этих явлений. Скорее всего, это связано с тем, что на заводах используют не оптимальные режимы контролируемой прокатки.

Целью настоящей работы являлось разработка на основе выявленных взаимосвязей аустенитной и конечной структуры, формирующейся под влиянием различных условий температурно-деформационного воздействия, усовершенствованного режима контролируемой прокатки на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь», обеспечивающего повышение показателей хладостойкости, ударной вязкости и прочности микролегированных ниобийсодержащих толстолистовых сталей, предназначенных для изготовления магистральных газо-нефтепроводных труб большого диаметра.

Актуальность обусловлена необходимостью повышения комплекса механических свойств листов из микролегированных сталей для газо-нефтепроводных труб большого диаметра ответственного назначения и выяснения в связи с этим механизмов структурообразования под воздействием горячей пластической деформации и поиска технологических решений, направленных на совершенствование структуры, повышения ее однородности и дисперсности за счет применения оптимальных режимов температурно-деформационного воздействия на толстолистовом стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь».

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи: изучить кинетику превращения деформированного аустенита при непрерывном охлаждении и определить температуру начала полиморфного у-»а-превращения для сталей различного химического состава при скоростях охлаждения, соответствующих скорости охлаждения подкатов между предварительной и окончательной стадиями деформации при проведении контролируемой прокатки в промышленных условиях на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь»; на основе имитации в лабораторных условиях предварительной стадии деформации контролируемой прокатки определить оптимальные температурные интервалы проведения черновой прокатки, обеспечивающие максимальное измельчение аустенитного и ферритного зерна; выявить причины разнозернистости ферритного зерна микролегированных сталей в состоянии после контролируемой прокатки с завершением деформации в межкритической у+а-области; на основании сравнительной оценки влияния температурно-деформационных режимов на аустенитную и конечную структуру разработать температурные схемы контролируемой прокатки, обеспечивающие повышение хладостойкости и вязкости за счет уменьшения разнозернистости и повышения однородности кристаллографической текстуры толстых листов для сталей с различными системами легирования и микролегирования. опробовать в промышленных условиях на стане 3600 возможность изготовления листов толщиной 21,6 мм для изготовления на Волжском трубном заводе спиральношовных труб диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа класса прочности К60.

Научная новизна. В диссертации получены следующие результаты, характеризующиеся научной новизной:

1. Определено, что в микролегированных ниобийсодержащих сталях во время предварительной стадии контролируемой прокатки, проводимой при температурах >950 °С, в паузах между обжатиями и после охлаждения подкатов до заданной температуры, наряду с первичной рекристаллизацией интенсивное развитие получает собирательная рекристаллизация, вызывающая рост аустенитного зерна, что снижает хладостойкость стали.

Снижение температуры завершения черновой прокатки от 1000 до 900 °С вызывает торможение собирательной рекристаллизации аустенита и приводит к уменьшению размеров аустенитного зерна от балла 6-7 до балла 8-9.

2. Установлено, что в исследуемых сталях на стадии чистовой прокатки протекает собирательная рекристаллизации феррита, деформированного в верхней части у+а-области при температурах на 10-20 °С ниже Аг3, в результате которой происходит укрупнение размеров ферритного зерна на 2-2,5 балла по сравнению с режимом прокатки, предусматривающим завершение деформации в нижней части у-области.

3. Анализ прямых полюсных фигур (110) a-Fe подтверждает протекание собирательной рекристаллизации горячедеформированного феррита в верхней части у+а-области, а также показывает, что при этом не происходит образование новых текстурных компонентов, а лишь ослабление уже возникших, которыми в зависимости от химического состава и режима контролируемой прокатки могут быть: {001}<110>а, {110}<110>а, {110}<001>а, {332}<113>а, {554}<225>а {113}<110>а {112}<110>а, {111 }<112>а, {111 }<110>а.

4. Установлено двойственное влияние молибдена при содержании 0,22-0,25% на протекание процессов структурообразования в микролегированных сталях, подвергаемых контролируемой прокатки, выражающееся повышение температуры начала распада аустенита и торможении собирательной рекристаллизации феррита, деформированного в двухфазной а+у-области, в результате чего в сталях типа 07Г2МФБ образуется структура с размерами ферритных зерен на 0,5-1 балл меньше, чем в сталях без добавок молибдена.

5. Разработана новая четырехстадийная схема контролируемой прокатки, обеспечивающая в листах получение требуемого уровня сопротивления хрупкому разрушению, ударной вязкости и прочности за счет формирования мелкодисперсной однородной структуры и кристаллографической текстуры в листах; предложенная схема предусматривает проведение первого этапа деформации в интервале температур 1000-980 °С; второго — при температурах 920-900 °С; третьего — в нижней части аустенитной области при температурах Агз+(20-40) °С, четвертого — в межкритическом интервале при 740-680 °С.

Практическая ценность и реализация работы. В результате проведенных в диссертационной работе исследований создан новый, четырехстадийный режим контролируемой прокатки, внедренный в промышленное производство на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» для изготовления листов, предназначенных для газопроводных большого диаметра ответственного назначения. Разработаны и оформлены технологические инструкции для производства проката по четырехстадийному режиму. Изготовлена опытно-промышленная партия листов, размерами 21,6x2650x18800 мм из стали 07Г2МФБ для спиральношовных труб диаметро1420 мм класса прочности К60, из которых на стане 2520 Волжского трубного завода произведены спиральношовные трубы, отвечающие требованиям спецификации требованиям ВНИИГАЗ и ОАО «Газпром» к трубам класса прочности К60 на 9,8 МПа. и

Объектом исследований служили микролегированные ниобийсодержащие стали, производимые на «МК «Азовсталь» и используемые для изготовления электросварных труб большого диаметра класса прочности К52-К60,

Предметом исследований служило установление взаимосвязи аустенитной и конечной структуры с режимами контролируемой прокатки для микролегированных сталей феррито-перлитного и феррито-бейнитного классов. В работе использовали современные металлофизические методы исследования структуры и кристаллографической текстуры металла с помощью оптической и растровой электронной микроскопий, рентгенографического метода.

Испытания механических свойств опытных сталей предусматривали оценку прочностных свойств и пластичности при статическом растяжении, ударной вязкости, сопротивления хрупкому разрушению, измерение микротвердости структурных составляющих.

Диссертация содержит шесть глав и основные выводы.

Первая глава представляет собой литературный обзор, в которой рассмотрено современное состояние вопроса о влиянии контролируемой прокатки на структурообразование низколегированных трубных сталей и обосновывается выбор направления исследования.

Вторая глава посвящена обоснованию выбора исследуемых сталей, и описанию методов лабораторных и промышленных исследований, проведенных автором при выполнении настоящей диссертационной работы.

В третьей главе изложены результаты изучения кинетики превращения горячедеформированного аустенита при непрерывном охлаждении для сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ и дифференциальным термическим методом для шести микролегированных сталей определена температура распада аустенита в ферритной области (Аг3) после режима имитирующего черновую прокатку, применяемой на тол стол истовом стане 3600.

Анализ построенных термокинетических диаграмм в сочетании с исследованием микроструктуры показал, что молибденсодержащая сталь 07Г2МФБ относится к феррито-бейнитному классу, так как в широком диапазоне скоростей охлаждения ферритное и бейнитное превращения являются доминирующими. Перлитное превращение не наблюдалось даже при скорости охлаждения 0,5 °С/с. Сталь 08Г1ФБ характеризуется низкой устойчивостью аустенита к ферритному превращению, которое протекает даже при высокой скорости охлаждения 100 °С/с.

Для шести микролегированных сталей различного химического состава определены температуры начала полиморфного у->ос-превращения после режима, имитирующего предварительную стадию деформации подкатов, проводимую в промышленных условиях. На основании зафиксированных температур Агз определены рекомендуемые температуры начала деформации в чистовой клети для исследуемых сталей при проведении контролируемой прокатки на толстолистовом стане 3600 металлургического комбината «Азовсталь». Показано, понижающее влияние молибдена на температуру начала полиморфного превращения Агз.

В четвертой главе рассмотрены вопросы по влиянию предварительной стадии контролируемой прокатки на аустенитную структуру и конечную структуру микролегированных сталей. Показано, что аустенитное зерно перед началом полиморфного у-»а-превращения оказывает решающее влияние на дисперсность и однородность конечной структуры микролегированных сталей при проведении контролируемой прокатки. Из крупного аустенитного зерна формируется весьма крупное и неоднородное ферритное зерно. Напротив, из дисперсного аустенита образуется мелкое и однородное ферритное зерно.

Полученные в настоящей главе экспериментальные данные позволили сделать важное заключение по поводу формирования аустенитной структуры в подкатах после проведения предварительной стадии деформации, которую обычно в промышленных условиях проводят при высоких температурах 1020-950 °С. Вопреки широко распространенному мнению, при прокатке микролегированных ниобийсодержащих сталей в интервале температур 1000-950 °С и при медленном охлаждении подкатов до заданной температуры между черновой и чистовой стадиями контролируемой прокатки интенсивно протекает собирательная рекристаллизация горячедеформированного аустенита.

Проведенное изучение влияния температуры деформации в верхнем интервале у-области и длительности последеформационных, изотермических выдержек на аустенитную структуру трех сталей 08Г1ФБ, 07Г2Б и 07Г2МФБ показало, что при температурах > 950 °С во время паузы между проходами интенсивно протекают первичная и собирательная рекристаллизация аустенита. Установлено, что при снижении температуры деформации рекристаллизационные процессы имеют тенденцию к замедлению, что выражается в увеличении промежутка времени, после которого начинается первичная рекристаллизация аустенита.

Изучение аустенитной структуры при непрерывном охлаждении показало, что с понижением температуры деформации от 1000 до 900 °С размер аустенитного зерна уменьшался на 1-1,5 номера. Уменьшение аустенитного зерна способствовало повышению дисперсности и однородности конечной структуры исследуемых сталей.

На основании выявленных особенностей рекристаллизации аустенита микролегированных ниобийсодержащих сталей предложено деформацию в верхней части у-области при контролируемой прокатке в черновой клети проводить в два этапа. Вначале слябы прокатывать при температурах 1000-960 °С в верхней части аустенитной области, где интенсивно протекает статическая рекристаллизация горячедеформированного аустенита, затем подстуживание раскатов на рольганге до температуры 900-880 °С, далее завершающие 3-4 обжатия в области торможения собирательной рекристаллизации горячедеформированного аустенита.

Пятая глава посвящена изучению влияния окончательной стадии контролируемой прокатки на структурообразования микролегированных сталей. Полученные экспериментальные данные показывают, что наиболее мелкая и однородная зеренная структура в исследуемых сталях образуется из мелкого деформированного аустенитного зерна. Установлено, что для формирования в микролегированных сталях такой структуры пред началом полиморфного у-»а-превращением необходимо при предварительной стадии контролируемой прокатки в у-области проводить деформацию в области торможения рекристаллизации аустенита при температурах 900-880 °С и в нижней части аустенитной области, где рекристаллизация аустенита полностью подавлена при температурах на 20-40 выше температуры Агз.

Показано, что образование мелкого наклепанного аустенитного зерна перед полиморфным у-»а-превращением является необходимым условием, но не достаточным для обеспечения мелкозернистой конечной структуры листов после проведения контролируемой прокатки. Установлено, что деформация исследуемых сталей в двухфазной у+а-области в некоторых случаях приводит к заметному укрупнению ферритного зерна за счет протекания собирательной рекристаллизации наклепанного феррита. Установлено, что мелкое ферритное зерно, образующееся перед началом деформации в межкритическом интервале температур, рекристаллизуется в большей мере по сравнению с крупнозернистым ферритом. В микролегированных сталях с добавками молибдена выявлена тенденция к замедлению рекристаллизации феррита, деформированного в двухфазной у+а-области.

Показано, что в стали с повышенным содержанием ниобия 07Г2Б образуется более острая кристаллографическая текстура по сравнению со сталью 08Г1ФБ. Заметный вклад в формирование текстуры стали 08Г1ФБ внесли ориентировки, характерные для превращения рекристаллизованного аустенита в феррит. Напротив в стали 07Г2Б основными компонентами кристаллографической текстуры после завершения прокатки в аустенитной области являлись ориентировки закономерного у-»а-превращения. При завершении деформации в межкритическом интервале температур к этим ориентировкам добавлялись ориентировки плоской деформации а-фазы. Собирательная рекристаллизация не вызывала появление новых кристаллографических ориентировок в обеих сталях. Полученные экспериментальные данные показали, что формирование конечной микроструктуры и кристаллографической текстуры исследуемых сталей при проведении контролируемой прокатки является довольно сложным процессом. Наиболее важными из них являются температурные режимы предварительной и окончательной стадий контролируемой прокатки, химических состав стали, предопределяющий критическую точку Аг3 и сопротивление наклепанного феррита собирательной рекристаллизации. Для формирования после контролируемой прокатки в листах из низколегированных ниобийсодержащих сталей дисперсной и однородной наклепанной конечной структуры , необходимо деформацию в черновой клети заканчивать при температурах ~910-890 °С, а прокатку в чистовой клети начинать при температуре на 20-30 °С выше точки Агз и далее в межкритической у+а-области подкаты прокатывать так, чтобы подавить развитие собирательной рекристаллизации деформированного феррита.

В шестой главе представлены результаты промышленного опробования на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» производства листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ, предназначенных для изготовления на Волжском трубном заводе спиральношовных труб диаметром 1420 мм класса прочности К60. В состоянии после контролируемой прокатки в опытных листах были получены механические свойства, которые полностью соответствовали заданным у л требованиям потребителя: ат=545-575 Н/мм ; ств =620-675 Н/мм , 5=21-24 %; ат/сгв=0,85-0,90; KCV.20= 156-245 Дж/см2; KCU.60= 171-281 Дж/см2; ИПГ.20 = 95100 %. Показано, что после четырехстадийной схемы контролируемой прокатки в листах из стали 07Г2МФБ наряду с образованием мелкозернистой однородной феррито-бейнитной структуры формируется однородная по толщине листа кристаллографическая текстура. Из опытных листов на Волжском трубном заводе изготовлены спиральношовные трубы диаметром 1420 мм, отвечающие требованиям спецификации к трубам класса прочности К60 на давление 100 атм.

Автор выражает глубокую благодарность и признательность научному руководителю, доктору технических наук Ю.И. Матросову. Диссертант благодарит научных сотрудников ЦНИИчермет им. И.П. Бардина Ю.Д. Морозова, Г.А. Филиппова, В.И. Изотова, Л.И. Эфрона, А.В. Назарова, Т.С. Кирееву, Н.В.

Колясникову, сотрудника кафедры «Термическая обработка металлов» ПГТУ Хестова В.М., а также фирму Niobium Products Company, Германия за содействие в проведении работы и высказанные ценные замечания при обсуждении ее результатов. Автор выражает признательность сотрудникам Центральной лаборатории «МК Азовсталь» за помощь в проведении экспериментов и исследований по диссертационной работе.

По представленной работе на защиту выносятся:

1. Термокинетические диаграммы распада при непрерывном охлаждении деформированного аустенита сталей 08Г1ФБ и 07Г2МФБ по режиму, имитирующему условия проведения контролируемой прокатки в промышленных условиях с завершением деформации в области нерекристаллизованного аустенита.

2. Результаты исследования влияния предварительной и окончательной стадий контролируемой прокатки на аустенитную и конечную структуру листов из микролегированных сталей.

3. Выявленные механизмы возникновения неоднородных разнозернистых структур после проведении контролируемой прокатки с завершением деформации в двухфазной у+а-области и разработанные технологические решения, направленные на повышение однородности и дисперсности листов из микролегированных сталей.

4. Установленная взаимосвязь режимов контролируемой прокатки с формированием кристаллографической текстуры микролегированных ниобийсодержащих трубных сталях.

5. Новый четырехстадийный режим контролируемой прокатки и результаты его опробования в промышленных условиях на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» при изготовлении листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ для спиральношовных труб класса прочности К60 диаметром 1420 мм на давление 9,8 МПа.

Основные выводы

1. Установлены особенности влияния различных вариантов температурно-деформационного воздействия в процессе горячей пластической деформации на взаимосвязь аустенитной и конечной структуры толстолистовых ниобийсодержащих трубных сталей; разработан усовершенствованный режим контролируемой прокатки, обеспечивающий получение в листах из стали 07Г2МФБ показателей сопротивления хрупкому разрушению, величины ударной вязкости и прочности, соответствующих требованиям к сталям класса прочности К60 для спиральношовных труб диаметром 1420 мм.

2. Показано, что в опытных сталях в случае окончания предварительной стадии контролируемой прокатки при температурах > 950 °С помимо процессов первичной рекристаллизации протекает собирательная рекристаллизация аустенита, приводящая к формированию крупного зерна аустенита балла 6-7.

3. Установлена необходимость получения мелкого деформированного аустенитного зерна перед началом полиморфного у-»а-превращения для формирования дисперсной конечной структуры. Это достигается прокаткой металла в аустенитной области в интервалах температур 910-890 °С (область торможения собирательной рекристаллизации аустенита) и Агз+(20-40) °С (область отсутствия рекристаллизации аустенита).

4. Выявлено, что при деформации микролегированных сталей в верхней части у+а-области в интервале температур на 10+20 °С ниже Агз протекает собирательная рекристаллизация феррита, приводящая к укрупнению ферритного зерна (на 2-2,5 номера ГОСТ 5639); показано, что для ее предотвращения необходимо исключать деформацию в окончательной стадии контролируемой прокатки в указанном интервале, проводя ее при температурах ниже 740 °С.

5. Установлено комплексное влияние добавок молибдена на структурообразование в процессе горячей пластической деформации микролегированных сталей, которое заключается: в расширении температурного интервала а-области, что выражается в повышении температуры начала полиморфного у—»а-превращения; замедлении рекристаллизации деформированного феррита при прокатке в двухфазной у+а-области; повышении устойчивости аустенита при непрерывном охлаждении к распаду в перлитной области, что приводит к подавлению перлитного превращения вплоть до скорости охлаждения 0,5 °С/с.

6. Разработан режим четырехстадийной контролируемой прокатки, обеспечивающий получение оптимальных структур в листах из микролегированных ниобийсодержащих сталей. Режим предусматривает проведение первого этапа в области статической рекристаллизации аустенита в интервале температур 1000-980 °С; второго — в зоне торможения рекристаллизации наклепанного аустенита при температурах 920-900 °С; третьего — в нижней части аустенитной области при температурах Аг3+(20-40) °С; четвертого — в межкритическом интервале в области торможения рекристаллизации деформированного феррита при 740-680 °С.

7. Показано, что после четырехстадийного режима контролируемой прокатки в листах из стали 07Г2МФБ в результате закономерного превращения деформированного аустенита при у-»а-превращении и при наклепе феррита в двухфазной у+а-области образуется однородная по толщине листа кристаллографическая текстура с основными ориентировками а-фазы {332}<113>, {554}<225>, {113}<110>, {112}<110>, {111}<112>, {111}<110>, {001}<110>. Ориентировка {332}<113> и близкий к ней текстурный компонент {554}<225>, обеспечивают одновременно высокий уровень прочности, ударной вязкости и сопротивления хрупкому разрушению.

8. По разработанному четырехстадийному режиму контролируемой прокатки проведено промышленное опробование на стане 3600 ОАО «МК «Азовсталь» производства листов толщиной 21,6 мм из стали 07Г2МФБ, предназначенных для изготовления на Волжском трубном заводе спиральношовных труб диаметром 1420 мм класса прочности К60; получены механические свойства, которые полностью соответствовали заданным требованиям потребителя: ат=545-575 Н/мм ; сгв=620-675 Н/мм ; 5=21-24 %; ат/ав=0,85-0,90; KCV.20 = 156-245 Дж/см2; KCU.60 = 171-281 Дж/см2; ИПГ.20 = 95-100 %. Из опытных листов на Волжском трубном заводе изготовлены спиральношовные трубы диаметром 1420 мм, отвечающие требованиям спецификации к трубам класса прочности К60 на давление 9,8 МПа.

1. Металловедение и термическая обработка стали.: Т. 1.: Справочник. — 3-е изд. / под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г — М.: Металлургия, 1983. — 352 с.

2. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. — М.: Металлургия, 1983. — 480 с.

3. Lips E.M.N., van Zailen Н. Improved Hardening Technigne // Metal Progr.1954. V.66, №2. — P. 103-107.

4. Смирнов M.B., Соколков E.H., Садовский В.Д. Влияние пластической деформации в аустенитном состоянии на хрупкость при отпуске конструкционных легированных сталей. // ДАН СССР. — 1955. — Т. 103, №4.с. 609-612.

5. Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1968. Т 1,2.

6. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов — М.: Металлургия, 1989.— 288 с.

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

8. Морозов Ю.Д. Тенденции развития сталей для газопроводных труб большого диаметра // Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб. докладов.

9. М.: Металлургиздат, 2004. — 120 е., ил. С. 28-33.

10. Y. Morozov, L. Efron and S. Nasticch The main direction of development of pipe steels and large diameter pipe production in Russia // Proceedings of the international Pipeline Technology Conference, Vol. 4. 2004. P. 1649-1653.

11. Носоченко A.O., Матросов Ю. И., Ганошенко И. В., Назаров А.В., Володарский В.В. Свойства бесперлитной трубной стали категории прочности К55-Х70 типа 0,3C-l,5Mn-0,09Nb // Металлург. 2003. №12. С. 30-33.

12. Tshikawa N., Endo S., Shinmiya Т., Wada Т., Kondo J. High-grade linepipe for heavy sour environment // Proceedings of the international Pipeline Technology Conference, Volume 4. 2004. P. 1633-1648.

13. Погоржельский В.И., Литвиненко Д. А., Матросов Ю. И., Иваницкий А.В. Контролируемая прокатка — М.: Металлургия, 1979. 184 с.

14. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А. Высокопрочная строительная сталь. — М.: Металлургия, 1972. — 240 с.

15. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. Пер. с англ. — М.: Металлургия, 1982. — 183 с.

16. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А. Получение высокопрочных свариваемых сталей с бейнитной структурой с применением термодеформационной обработки // МиТОМ 1994. № 10. С. 28-33.

17. Эфрон Л.И. и др. Разработка и промышленное опробование трубной стали повышенной прочности и хладостойкости с преимущественно бейнитной структурой // Сталь 2003. № 9. С. 83-87.

18. Эфрон Л.И. и др. Разработка и промышленное опробование трубной стали повышенной прочности и хладостойкости с преимущественно бейнитной структурой // Сталь 2003. № 9. С. 83-87.

19. Hulka К., Gray J. М., Heisterkamp F. High temperature thermomechanical processing of pipe-line steels // Proceedings of the International Symposium Niobium 2001 held in Orlando, Florida, USA. December 2-5,2001.

20. Полухин П.И., Клименко B.M., Полухин В.П. и др. Прокатка толстых листов. — М.: Металлургия, 1984. — 288 с.

21. Беняковский М.А., Богоявленский К.Н., Виткин А.И. и др. Технология прокатного производства: Справочник. В 2-х книгах. Кн. 2. — М.: Металлургия, 1991. — 423 с.

22. Быков В.В., Франценюк И.В. Выбор режимов нагрева металла.

23. М.: Металлургия, 1980. — 246 с.

24. Потемкин В.К., Пешков В.А. Контролируемая прокатка. Термомеханическая обработка листов // Итоги науки и техники. Прокатное и волочильное производство. Т. 14, — М., 1986. С. 3-55.

25. Морозов Ю.Д. и др. Повышение хладостойкости стали 09Г2С// Сталь. 1994. № 12. С. 54-59.

26. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами.

27. М. ЗАО «Металлургиздат», 2003. — 520 с.

28. Погоржельский В.И., Чистяков Ю.И., Утевский Л.М. и др. Влияние температуры аустенитизации на структуру низколегированной стали после контролируемой прокатки //Изв. АН СССР. Металлы. 1980. № 5. С. 105-107.

29. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н. Структура и свойства стали 09Г2ФБ после контролируемой прокатки // Изв. вузов. Черная металлургия. 1981. № 1.С. 92-96.

30. Pastrnak Z. Rizene valcovani pasu pro velkoprumerove trubky se svaren ve sroubovici// Hutnik. 1986. V. 36. № 1. P. 24-30.

31. Tanaka Т., Funakoshi Т., Veda M. et. al. Microalloying'75. Proc. Int. Symp. Union Carbide Corp. New York. 1977. P. 399-408.

32. Pastrnak Z., Wozniak J. Rizene valcovni mikrolegovnych oceli a moznosti aplikace v CS valcovani // Hutnicke aktuality. 1984. V. 25.

33. Келлер M, Хилленбранд Х-Г, Клостер Г. и др. Магистральные стальные трубы для транспортировки ископаемых энергоносителей // Черные металлы. 2002. № 10. С.43-51. (34).

34. Накасуги X., Матсуда X., Тамехиро X. Сверхнизкоуглеродистые бейнитные стали для трубопроводов. — В кн.: Стали для газопроводных труб и фитингов//Пер. с англ. — М.: Металлургия, 1985. С. 108-116.

35. Массип А., Мейер Л. Толстый лист и горячекатаная полоса из бейнитных сталей с очень низким содержанием углерода // Черные металлы (Stahl und Eisen). 1978. № 19. С. 12-18.

36. Sellars С.М., Whiteman J.A. Recrystallization and Grain Growth in Hot Rolling//Metal Science. 1979. № 13. P. 187-194.

37. Yada H. Prediction of Microstructural Changes and Mechanical Properties in Hot Strip Rolling. Proceeding of the International Symposium on Accelerated Cooling of Rolled Steel. Winnipeg. Canada. 1988. P. 105-119.

38. Roberts W., Sandberg A., Siweski Т., Werlefors T. Prediction of Microstructure Development during Recristallization Hot Rolling on Ti-V-steels. Proceeding Int. Conf. of Technology and Applications of HSLA Steels. 1983. P. 6784.

39. Матросов Ю.И. Влияние условий контролируемой прокатки на структурные превращения и свойства малоперлитных сталей // Сталь. 1985. № 2. С. 68-72.

40. Palmiere Е. J. Suppression of Recrystallization during the Hot Deformation of Microalloyed Austenite. PhD Thesis, University of Pittsburgh, 1991.

41. Palmiere E. J. et al. The Influence of Niobium Supersaturation in

42. Austenite on The Static Recrystallization Behavior of Low Carbon Microalloyed Steels // Metall. Trans., 27A (4) (1996), 951.

43. Kwon O. and DeArdo A. J. Interactions Between Recrystallization and Precipitation in Hot-Deformed Microalloyed Steels // Acta Met., 39 (1991), 529.

44. Cuddy L. J. The Effect of Microalloy Concentration on the Recrystallization of Austenite During Hot Deformation // Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite. Warrendale, PA: TMS-AIME, 1984. P. 129140.

45. Kwon O., DeArdo A. J. Interactions Between Recrystallization and Precipitation in Hot-Deformed Microalloyed Steels // Acta Met., 39, 1991, 529.

46. Palmiere E. J. et al., Suppression of Static Recrystallization in Microalloyed Steels by Strain-Induced Precipitation // Proc. Low Carbon Steels for the Nineties, Warrendale, PA: TMS-AIME, 1993, 121.

47. Sellars C.M., Witerman J.A. // Metal Science. 1979. №3-4. P. 187-194.

48. Boretto F., Borbasa R., Yue, S. Jonas T.J. Thermomechanical Processing of Steels and Other Materials, Isis, Tokyo, 1988.

49. Tegart W.J., Gittins A. The Hot Deformation of Austenite. Conf. of Hot Deformation of Austenite. London. 1977. P. 1-46.

50. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий А.В. Контролируемая прокатка. — М.: Металлургия, 1979. — 184 с.

51. Khlestov V.M., Konopleva Е.А., McQueen H.J. Effect of deformation in controlled rolling on ferrite nucleation // Canadian metallurgical Quarterly. 200l.V. 40. N2. P. 221-233.

52. Yang H. Bae, Jae Sang Lee, Jong-Kyo Choi at all. Effect of austenite/Ferrite Phase Transformation of HSLA Steel // Materials Transactions, Vol. 45, No. 1 (2004) pp. 137-142.

53. Хулка К., Петере П., Хайстеркамп Ф. Тенденции развития сталей для труб большого диаметра // Сталь. 1997 №10. С. 62-67.

54. Hillenbrand Н., Gras М., Kalwa С. Development and production of high strength pipeline steels // Proceedings of the International Symposium Niobium 2001 held in Orlando, Florida, USA. December 2-5, 2001. P. 543-569.

55. Hulka К., Bordignon P., Malcolm G. Experience with low carbon HSLA steel containing 0.06 to 0.10 percent niobium. Niobium Technical Report. Summary of international seminar Araxa', October 2003. P.27.

56. DeArdo J. Fundamental metallurgy of niobium in steel // Proceedings of the International Symposium Niobium 2001 held in Orlando, Florida, USA. December 2-5, 2001. P. 571-586.

57. Ouchi С et al. Microstructural Changes of Austenite During Hot Rolling and Their Effects on Transformation Kinetics // The Hot Deformation of Austenite, ed. John B. Balance, New York, NY: AIME 1977, 316-340.

58. Hansen S. et al. Niobium Carbonitride Precipitation and Austenite Recrystallization in Hot-Rolled Microalloyed Steels // Metall. Trans. A 11A (3), 1980, P. 387-402.

59. Brown E.L., DeArdo A. J., Bucher J.H. The Microstructure of Hot Rolled High-Strength Low Alloy Steel // The Hot Deformation of Austenite, ed. John B. Balance, New York, NY: AIME, 1977, P. 250-285.

60. Davenport A.T., Miner R. E. and Kot R. A. The Reciystallization of Austenite During the Hot Rolling of a Nb-Bearing HSLA Steel // The Hot Deformation of Austenite, ed. John B. Balance, New York, NY:TMS-AIME, 1976, P. 186-203.

61. Jonas J.J., Weiss I. Effect of Precipitation on Recrystallization in Microalloyed Steels // Metal Science. 13 (1979), P. 238-245.

62. Bodanar R. L., Adebanjo R. O., and Hansen S. S. 37th MWSP Conf. Proc., ISS, vol. XXXIII, 1996, P.743-757.

63. Barbosa R., et al. Conf. Proc. Processing, Microstructure and Properties of HSLA Steels,1988, Ed. A.J. DeArdo, (TMS-AIME), P. 51-61.

64. Boratto F., et al. Conf. Proc.THERMEC-88, 1988, P. 383-390.

65. Хлестов B.M., Фролова З.В. Влияние параметров контролируемой прокатки на аустенитную структуру стали 10Г2ФБ // Изв. вуз. Черная металлургия. 1989. №4 С. 68-71.

66. Хлестов В.М., Мурашкин А.В., Фролова З.В., Рубец А.С. Влияние черновой прокатки на структуру штрипсовой стали Х70 // Вестник ПГТУ. 2006 № 14. С. 6-12.

67. Эфрон Л.И. Формирование структуры и механических свойств конструкционных сталей при термомеханической обработке в потоке прокатного стана//Сталь. 1995. № 8. С. 57-64.

68. Sekine Н., Maruyama Т., Fundamental Research on Manufacturing of High-Tough, High Tension Steel by Controlled Rolling // Seitetsu Kenkyu, 289, 1976, P. 43-61.

69. Sekine H. et al. Grain Refinement Through Hot Rolling and Cooling After Rolling // Proc. Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite, Warrendale, PA: TMS-AIME, 1984. P.141.

70. Эфрон Л.И., Мельник Н.П., Литвиненко Д.А. Высокотемпературная контролируемая прокатка низколегированной стали повышенной прочности // Сталь. 1992. № 3. С. 63-65.

71. Yang-Zeng Z, De Ardo A.J. et al Achieving grain refinement through recrystallization controlled rolling and controlled cooling in V-Ti-N microalloyed steels. // Int. Conf. on Technology and Application of HSLA Steels. 3-6 Oct. 1983. P. 85-94.

72. Siweski T. Evolution of microstructure during recrystallization hot rolling. Microalloyed vanadium steels. Proceeding of Symposium. Cracow. 1990. P. 63-78.

73. Underwood E. E. Quantitative stereology // Addison-Wesley, ed., USA, 1970.

74. Ouchi C., Okita Т., Yarnamoto S. The Effect of Interrupted Accelerated Cooling after Controlled Rolling on the Mechanical Properties of the Steel // Trans. ISIJ, 22, 1982. P. 608-616.

75. Tamehiro H., Yamada N., Matsuda H. Effect of the Thermo-Mechanical Control Process on the Properties of HSLA Steel // Tram. ISIJ. 25, 1985. P. 54-61.

76. Kozasu I. Recent Development of Microalloyed Steel Plate // Int. Conf. on Technology and Appl. of HSLA Steels, Philadelphia, 1983. P. 593-607.

77. Zajac S., Siwecki Т., Hutchinson В., Attlegard M. Recrystallization Controlled Rolling and Accelerated Cooling as the Optimum Processing Route for High Strength and Toughness in V-Ti-N Steels // Met. Trans., 22A, 1991. P. 2681-1693.

78. De Ardo A.J. Proceeding of the Int. Symp. on Accelerated Cooling of Rolled Steel. Winnipeg. Canada. 1988. P. 3-27.

79. Ouchi C, Tanaka J., Kozasu I., Tsukada K. Micon'78. ASTM. Philadelphia (PA), 1979. P. 105-125.

80. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. // Сталь. 1994. № 1. С. 53-58.

81. Lorenz К., Hof W.M., Hulka К. et al. //Stahl und Eisen. 1981. Bd. 101. P.593-600.

82. Kozasu I. Accelerated Cooling of Steel. 1986, TMS-AIME, Warrendale (PA). P. 15.

83. Reed-Hill R.F. Physycal Metallurgy Principles, 1973, Van Nostrand, NY.

84. Cuddy L.J. Accelerated Cooling of Steel. TMS-AIME. Warrendale (PA), 1986. P. 235-243.

85. Hot W.M., Graef M.K., Hillenbrand H.G. et al. HSLA Steels Metallurgy and Applications. ASM Int. USA, 1986. P. 467-474.

86. Morgan E. R., Dancy Т. E., Korchynski M. // AISI Yearbook. 1965. V. 53. P. 921-929.

87. Ouchi C., Tanaka J., Kozasu I., Tsukada K. // Micon'78: ASTM. Philadelphia (PA), 1979. P. 105-125.

88. Литвиненко Д.А. Влияние легирования и режимов контролируемой прокатки на свойства сталей для газопроводных труб // Сталь, 1984, №1. С. 68-73.

89. Матросов Ю.И. Влияние условий контролируемой прокатки на структурные превращения и свойства малоперлитных сталей // Сталь, 1985, №2. С. 68-72.

90. Большаков В.И., Погребная Н.Э. Повышение качества и надежности строительных сталей в результате субструктурного упрочнения // МиТОМ, 1985, № 8. С. 42-46.

91. Kim G., Kwon О.: Proc. Thermec 88, ed. by Tamura I., ISIJ, Tokyo,1988, P. 668-675.

92. Vanderschueren D., Kestens L., et al: Mater. Sci and Technology, Vol. 6, 1990, P. 1247-1259.

93. Bodin A., Sietsma J., et al: Mater. Trans. A Vol. 33, No 6, 2002, P. 1589- 1603.

94. Bodin A., Sietsma J. et al: Mater. Charact., Vol. 47, 2002, P. 1589 1603.

95. В leek W., Herzig C., Lorenz U.: Steel Research, Vol. 72, No 10, 2001, P. 406-410.

96. Petrov R., Kestens L.: ISJI International, Vol.43, No 3, 2003, P. 378-385.

97. Petrov R., Kestens L., and Houbaert Y.: Proc. of COM, 2003, Vancouver, CA, 2003, P. 315-329.

98. Schmickl A., Yu D., Killmore C., Langley D., Chandra T. Prediction of ferrite grain size after warm deformation of low carbon steel // ISIJ International, Vol. 36. 1996, No. 10. P. 1279-1285.

99. Okaguchi S., Hashimoto Т., Ohtani H. Effect of Nb V and Ti on Transformation Behavior of HSLA Steel in Accelerated Cooling // Thermec '88, vol. 1, Tokyo, Japan: Iron and Steel Institute of Japan, 1988, P. 330-336.

100. Tamehiro H.et al. Properties of Large Diameter Line Pipe Steel Produced by Accelerated Cooling After Controlled Rolling // Accelerated Cooling of Steel, ed. Southwick P.D., (Warrendale, PA: TMS-AIME, 1986), P. 401-413.

101. Fazackerley W.J., Bordignon P., Hulka K., Siciliano F. Overview of development and commercialization of XI20 ultra-high strength uoe linepipe // International Symposium on Microalloyed Steels for the Oil and Gas Industry. Brazil. 2006. P. 281-293.

102. DeArdo A. J., Marraccini R., Hua M. J., Garcia С. I. Producing High Quality Niobium-Bearing Steels Using the CSP Process at Nucor Steel Berkeley // International Symposium on Microalloyed Steels for the Oil and Gas Industry. Brazil. 2006. P. 181-195.

103. Матросов Ю.И, Ганошенко И.В., Багмет О.А., Иванова Т.Ю. Возможности повышения предела текучести листов из высокопрочных трубных сталей Х70 и Х80 // Сталь. 2005. № 2. С. 74-78.

104. Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Володарский В.В., Багмет О.А. Создание высоконадежной трубной стали 08Г1Б для газопроводных труб категории прочности К52 // Металлы и литьё Украины. 2001. № 12. С.6-9.

105. Багмет О.А., Володарский В.В., Носоченко А.О., Матросов Ю.И. Опробование производства высокопрочной толстолистовой стали для сосудов высокого давления // Сталь. 2005. № 12. С. 65-70.

106. Белый А.П., Матросов Ю.И., Ганошенко И.В., Носоченко О.В., Багмет О.А. Толстолистовая сталь для газопроводных труб категории прочности Х80 // Сталь. 2006. № 5. С. 106-110.

107. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: Учеб. Пособие для вузов. — 4-е изд. Доп. И перераб. — М.: МИСИС, 2002. — 360 с.

108. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов: «Металлургия», 1981. — 272 с.

109. Хлестов В.М., Дорожко Г.К. Превращения деформированного аустенита в стали. Монография. — Мариуполь: Издательство ПГТУ, 2002. 407 с.

110. Черепин В.Т. Экспериментальная техника в физическом металловедении. — К.: Техника, 1969. 280 с.

111. Багмет О. А., Емельянов В.В., Ефимов С.К. Практическое использование системы анализа изображения SIAMS 600 в лаборатории металловедения МК «Азовсталь» // Материалы школы-семинара «Цифровая микроскопия» Екатеринбург, 2001. Ч. 1. С. 75-79.

112. Багмет О. А., Носоченко А.О. Использование анализатора изображения SIAMS 600 для определения структурных составляющих в штрипсовых сталях // Материалы школы-семинара «Цифровая микроскопия», Екатеринбург, 2002. Ч. 2. С. 25-27.

113. Багмет О.А., Ганошенко И.В., Носоченко А.О. Исследование кинетики превращения горячедеформированного аустенита низколегированных сталей 07Г2МФБ и 08Г1ФБ // Материалы международной научно-технической конференции. — Мариуполь: ПГТУ. 2007.

114. Ghasemi Banadkouki S.S., Dunne D.P. Formation of Ferritic Products during Continuous Cooling of a Cu-bearing HSLA Steel // ISIJ International, Vol. 46 (2006), No. 5, P. 759-768.

115. Krauss G., Steven W. Ferritic Microstructures in Continuously Cooled Low- and Ultralow-carbon Steels // ISIJ International. Vol. 35 (1995). No.8, P. 937-945.

116. Багмет О.А., Заиченко Г.Н. Исследование кинетики распада аустенита малоуглеродистой низколегированной стали 06Г2МФБ // Тезисы докладов международной научно-технической конференции молодых специалистов «Азовсталь — 2005». — Мариуполь. 2005. С. 99.

117. Мозберг Р.К. Материаловедение: Учебн. Пособие. — 2-е перераб.

118. М.: Высш. шк., 1991. —448 с.

119. Tamura I., et al. // Thermemechanical Processing of High Strength Low Alloy Steels. Butterworths, 1988, P. 162.

120. Багмет О.А., Носоченко A.O., Ганошенко И.В. Влияние контролируемой прокатки на формирование структуры и текстуры в микролегированной C-Mn-Nb-V-стали // Материалы 13-й международной конференции по металлографии. — Словакия. 2007. С. 342-351.

121. Khlestov V.M., Konopleva E.V., McQueen H.J. Effect of deformation in controlled rolling of ferrite nucleation // Canadian Metallurgical Quarterly, Vol. 40. №2.2002. P. 221-234.

122. Матросов Ю.И., Багмет О. А., Носоченко A.O. Развитие современных толстолистовых сталей для трубопроводов // Материалы международной конференции «Thermec 2006». — Ванкувер. Канада. 2006.

123. Матросов М.Ю., Кичкина А.А., Ефимов А.А., Эфрон Л.И., Багмет О.А. Имитация процессов структурообразования в трубных сталях приконтролируемой прокатке с ускоренным охлаждением // М. Металлург. № 7. 2007 г. с. 52-58.

124. Носоченко А.О., Багмет О.А., Мельник С.Г. Водородное разрушение и сероводородное растрескивание непрерывнолитых трубных сталей // Химическое и нефтегазовое машиностроение. 2004. № 8. С. 48-50.

125. Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Емельянов В.В., Кирсанова Г.Б., Багмет О.А. Исследование центральной неоднородности в непрерывнолитых трубных сталях//Сталь. 2002. № 3. С. 107-110.