автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Комплекс мер обеспечения качества стали для труб в северном исполнении

На права^зр^шси ^ ^

22 д?:; ж)

МОСКАЛЕНКО ВЛАДИМИР АНАТОЛЬЕВИЧ

КОМПЛЕКС МЕР ОБЕСПЕЧЕНИЯ КАЧЕСТВА СТАЛИ ДЛЯ ТРУБ В СЕВЕРНОМ ИСПОЛНЕНИИ.

Специальность: 05.16.01. "Металловедение в термическая обработка металлов"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 2000 г.

Работа выполнена на ОАО "НОСТА" (Орско-Халиловский металлургический комбинат) и кафедре металловедения и физики прочности МИСиС

Научные руководители: д.х.н., профессор В.И. Грызунов к.т.н., доцент A.B. Кудря

Официальные оппоненты: д.т.н., профессор C.B. Добаткин к.т.н., с.н.с. М.В. Бобылев

специализированного совета К. 053.08.03 по присуждению ученых степеней в области металловедения и коррозии металлов в Московском государственном институте стали и сплавов (технологический университет) по адресу: 117936, Москва, ГСП - 1, Ленинский проспект, 4, ауд.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Автореферат разослан " " _2000 г.

Ученый секретарь специализированного совета

Ведущее предприятие: ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат»

Защита состоится

^_2000г. в

часов на заседании

Б.А.Самарин

Актуальность проблемы.

Для обеспечения высокой надежности газопроводов в суровых климатических )виях листовой прокат, предназначенный для изготовления сварных труб, должен ть повышенный уровень прочностных свойств, низкотемпературной вязкости, хла-гойкости, а также хорошую свариваемость.

Основные пути решения проблемы заключаются в оптимизации: химического "ава сталей, количества, морфологии, пластичности и хрупкости неметаллических очений, технологических режимов ее получения; оценке влияния структурных и зллургических факторов на вязкость и пластичность.

В обеспечении стабильности свойств проката, когда технология уже отлажена, ную роль играет развитие методов управления процессами, обеспечивающих ложность компенсации отрицательных возмущений для исключения выбросов по ктвам. Среди них наибольший интерес представляют статистические методы, т.к. аллургическое производство хорошо оснащено средствами измерения и контроля.

Универсального рецепта решения проблемы листового проката в настоящее ия не существует. В каждом конкретном случае, для условий реального производ-I необходима разработка комплекса мер обеспечения качества, базирующихся на 1Новлеиии роли структурных и металлургических факторов на формирование вязи и пластичности стали. Это обстоятельство и определяет актуальность поста-<и настоящей работы.

Цель и задачи работы.

Целью работы явилась оценка возможности использования баз данных произ-зтвенного контроля для управления качеством листового проката, установление л неметаллических включений и структуры в обеспечении повышенного уровня этичности в третьем направлении. Разработка на этой основе принципов получе-стали с уровнем свойств, отвечающих категории прочности К56 и К60, для произ-;тва труб диаметром 520-1220 мм в северном исполнении.

При выполнении работы решались следующие задачи:

- исследование влияния химического состава на механические свойства штрип-

- статистический анализ массива данных производственного контроля для выявления технологических параметров, лимитирующих критические свойства проката;

- исследование загрязненности стали и неоднородности микроструктуры с целью определения требований к ним, обеспечивающих пластичность листа на верхнем пределе;

- анализ разрушения, установление структурных и металлургических факторов, определяющих пластичность стали в третьем направлении;

- разработка требований к составу стали и технологии ее получения, обеспечивающих возможность получения штрипсов категории прочности К56.

Научная новизна.

- сформулированы и экспериментально обоснованы требования к составу стали и технологии ее получения, обеспечивающие получение штрипсов категории К56 в северном исполнении (на уровне патента);

- апробированы нетрадиционные способы статистического регулирования качества металлопродукции (по отклонениям параметров в пределах заданного допуска);

- выявлены закономерности влияния неметаллических включений и структуры на пластичность и вязкость, обеспечивающие заданный комплекс свойств штрипсов из хладостойких сталей;

- на основе исследования строения изломов Ъ - образцов с различным уровнем пластичности в третьем направлении установлены тип и морфология «опасных» неметаллических включений.

Практическая значимость.

Разработана технология получения и состав стали для штрипсов категории прочности К56. Ее производство внедрено на ОАО "НОСТА" (ОХМК). На основе исследования механизма разрушения стали в сочетании с результатами нетрадиционного статистического анализа данных производственного процесса апробированы принципы управления технологией получения листовой стали, обеспечивающей стабильность сдаточных характеристик.

Апробация работы.

Основные положения диссертационной работы докладывались и обсуждались: - на заседании научно-технического совета ОХМК.

Публикации: По материалам диссертации опубликовано 4 научных работы, поено 16 авторских свидетельств и патентов и положительных решений на заявки на енты РФ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 3 глав и выво-, списка использованных источников из ^¿"наименований. Диссертация изложена 'ЗОстраницах, включая ¿¿"рисунков и 20 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 1. Материал и методика исследования.

В качестве объекта исследования использован листовой прокат сталей 09Г2С, СФБ, 14Г2АФ, 10Г2С1, 10Г2СБ, 10Г2СФБ, выплавленных по стандартной техноло-ОАО "НОСТА" (ОХМК). Выплавку проводили в двухванной печи, емкостью каждой ны 250т. Металл продували азотом в ковше, раскислители и легирующие элемен-зводили в ковш во время выпуска плавки по традиционной технологии. Корректи-ку весовой доли углерода в стали производили путем вдувания коксовой пыли в /ю металла на выпуске.

После выпуска плавки металл обрабатывали в ковше нейтральным газом. Вид зжим термической обработки стали выбирали в зависимости от толщины листа и ;родного эквивалента. Углеродный эквивалент рассчитывали по формуле 1:

С3=С+Мп/6Щ№)/5 (1)

Где С, Мп, V № - массовая доля углерода, марганца, ванадия и ниобия соот-:твенно в %.

Прокатку проводили по контролируемому режиму с регламентацией температу-нагрева слябов (1160-1180°С), температуры раската после второго пропуска через гь ДУО (не более 1020°С), температуры начала и конца прокатки (не более 900 и °С соответственно).

Далее на стане 2800 их прокатывали по действующей технологии на листы щиной от 8 до 50 мм. При варьировании температуры конца прокатки в ряде слу-

чаев использовали систему автоматического ускорения охлаждения, расположенную за чистовой клетью. Часть полученного таким образом проката подвергали в соответствии с действующей технологией нормализации.

Механические испытания на растяжение (долевые образцы, и образцы, вырезанные перпендикулярно поверхности листа) и удар проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 19282; 7564. Также проводили испытания DWTT с учетом стандартов API.

Контроль включений в прокате осуществляли в соответствии с требованиями ГОСТ 1778, полосчатость структуры - ГОСТ 5640, распределение серы - на основе "серного отпечатка" по Бауману.

Анализ микростроения изломов проводили на половинках Z - образцов на растяжение с использованием сканирующего электронного микроскопа "Стереоскан -150", при увеличении до хЮОО.

Для получения трехмерной картины на макроуровне использовали метод светового сечения (теневая профилометрия). В нем плоскопараллельный пучок света обрезан до половины перпендикулярным к нему ножом, а ось падающего пучка и ось микроскопа взаимно перпендикулярны и равнонакпонены к объекту.

Для получения полного трехмерного профиля столик с образцом (рис 1) перемещался микровинтом, относительно неподвижной, направленной на него вертикальной ПЗС-камеры (Т-390С (ВАЛ/) с разрешением 728x556 точек и 256 градациями серого) и наклоненного под углом 50° к плоскости столика осветителя юстировочной приставки рентгеновского дифрактометра, где крестообразный фильтр заменен щелевым, дающим в фокусе на поверхности световую полосу размером 4,2x0,Эмм. Порог бинаризации устанавливался на уровне половины максимального размаха интенсивности. Анализ проводился с помощью ЭВМ. При увеличении изображения и смещения образца от кадра к кадру происходит автоматическое преобразование в трехмерный профиль. С помощью программного обеспечения этот профиль получается в виде изометрической проекции, представляющей собой карту с контурами равных высот (с раскраской и без).

Существенный разброс качества во многом определяется природой металлургического процесса. Так, например, большой диапазон колебаний в содержании элементов, заложенный в ГОСТ (по некоторым элементам допускаемая вариация достигает 50%), неизбежные флуктуации значений технологических параметров в пределах заданного допуска, при прочих равных, одна из основных причин разброса свойств.

-камера

плоский луч

^-образец

/

Рис. 1 Схема съемки

2. Использование баз данных производственного контроля для управления ка-твом металлопродукции.

В работе была оценена возможность управления качеством металлопродукции зснове анализа баз данных производственного контроля. Были использованы мас-ы данных технологического контроля (от выплавки до сдаточных характеристик) столистового проката из малолегированных сталей 09Г2С, 10Г2С1 и 14Г2АФ. Ба-включали в себя результаты контроля химического состава сталей, включая вели-у Сэ, значения параметров технологического процесса (температура в ковше, мя наполнения тела слитка и др.), данные о загрязненности стали неметалличе-ми включениями, сдаточные свойства. Всего по каждому варианту было представ-:о по 72 параметра, общий объем выборок по сталям 09Г2С, 10Г2С1 и 14Г2АФ со-вил 134, 50 и 47 партий соответственно.

Химический состав сталей, в целом, удовлетворял требованиям ГОСТ 19282 зл.1). Средние значения концентрации элементов, определяющих марочный сов и их размахи (Хтах - Хггпп), практически' полностью соответствовали средним чениям и интервалам изменения, допускаемых стандартом. Содержание примесей ю стабильно, в пределах нормы. Так же в пределах заданных допусков находи-ь и значения других технологических параметров.

Однако, анализ механических свойств, выявил наличие значительных колеба-сдаточных характеристик. Особенно он был велик для образцов, вырезанных в тьем направлении. Так для стали 10Г2С размах временного сопротивления раз-

рыву (oz) составил 500 МПа, а для 14Г2АФ - 520 МПа, при среднем уровне ст2: 491± 20МПа и 502 ± 16МПа соответственно; размах относительного сужения в z -направлении 59,5 %, 53,5 % при соответствующих средних Ч*» = 21,85 ± 2,33 % и 20,43+ 2,33 % . В то время как у долевых образцов сталей 10Г2С и 14Г2АФ разброс прочности был значительно уже и находился в пределах 80МПа - для стали 10Г2С1 и 180 МПа - для стали 14Г2АФ, при соответствующих средних 576± 8 МПа, 551± бМПа.

Наличие значительного разброса пластичности листа в третьем направлении (растяжение перпендикулярно поверхности листа) нежелательно, поскольку именно так толстый лист нагружен в конструкции. Поэтому обеспечение значений XVZ на верхнем пределе уменьшает риск разрушения тяжелонагруженных конструкций от расслоя.

Относительное сужение не зависит от уровня прочности в третьем направлении. Для всех сталей не выявлено влияния примесей на пластичность в z-направлении. В частности, не обнаружено снижения пластичности при увеличении суммарного содержания серы и фосфора в диапазоне 0,032 - 0,057 % масс. Однако доля выбракованных образцов, когда разрушение происходит в захвате (вблизи головки образца) была выше у тех листов, где содержание серы и фосфора находилось на верхнем пределе, независимо от значений углеродного эквивалента. При этом аномального разрушения долевых образцов не наблюдалось вообще.

Использование регрессионного анализа не выявило значимого влияния потенциально опасных факторов на пластичность в z - направлении. В частности, не обнаружено снижения пластичности при увеличении суммарного содержания серы и фосфора в диапазоне 0,032 - 0,057 % масс. (табл. 2,3 ).

Однако регрессионный анализ далеко не всегда выявляет наличие всех значимых связей. Одной из причин этого, является то, что всякая регрессия основана на допущении - во всей области существования аргументов зависимость Yk(Xi) единая. Между тем, часто (особенно в металлургии) поле зависимостей делится на несколько областей, где разнится самый тип зависимости. В таком случае прогнозы надо строить для каждой области отдельно, но зато по небольшому числу важнейших в ней переменных.

Таблица 1

Колебания химического состава сталей 10Г2С1 и 14Г2АФ

Элемент Допускаемый интервал колебаний гост 19282, масс % Диапазон колебаний элементов, масс % Среднее, X Размах Xmax-Xmin Вариация, Xmax-Xmin Хер

2 экв. - 0,34-0,45 0,33-0,45 0,39 0,40 0,11 0,12 0,28 0.30

** <0,12 " 0,12-0,18 0,07-0,16 0,11-0,19 0,10 0,15 0,09 0,08 0,09 0,53

Ип 1,3-1,65 1,2-1,6 1,26-1,69 1,16-1,56 1,51 1,4 0.43 0,40 0,28 0,28

3¡ 0,8-1,1 0,3-0,6 0,27-1,1 0,31-0,58 0,88 0,43 0,88 0,25 .1,00 0,58

3 <0,040 <0,040 0,017-0,034 0,013-0,038 0,022 0,021 0,017 0,025 0,08 1,19

3 <0,035 <0,035 0.014-0,034 0,013-0,029 0,021 0,019 0,020 0,016 0,95 0,84

Зг <0,30 <0,40 0,02-0,10 0,02-0,39 0,06 0,06 0,08 0,37 1,33 6,16

<0,30 <0,30 0,03-0,36 0,04-0,20 0,09 0,09 0,33 0,16 3,66 1,77

Du <0,30 <0,30 0.04-0,31 0,05-0,19 0,09 0,09 0,27 0,14 3,00 1,56

J _ _ _ _ _

0,07-0,12 0,060-0,13 0,1 0,07 0,71

!\ЗОТ _ _ _ _ _

0,015-0,025 0,012-0,022 0,015 0,010 0,67

Ti - 0.002-0.27 0,001-0,022 0,012 0,007 0,025 0,021 2,08 3,00

\\ 0.005-0,05 0,005-0,059 0,014 0,012 0,045 0,054 3,21 4,50

* в числителе данные по стали 10Г2С, в знаменателе по стали 14Г2АФ.

Таблица 2

1ияние химического состава на величину относительного сужения в г-направлении «ц/2» (коэффициент корреляции) (сталь 14Г2АФ)

С Мп Si S | Р ^ V _L Азот I

Масс, % |

0,054 -0,066 ! -0,292 -0,013 | 0,065 | 0,330 | -0,0428 !

Таблица 3

Влияние загрязненности стали НВ на величину относительного сужения в г-направлении «у2» (коэффициент корреляции) (сталь 14Г2АФ)

Сульфиды | СП | СХ | СН | Оксиды Полосчатость балл Сульфиды протяженные

Балл

0,199 | 0,141 | 0,099 | 0,018 | -0,104 0,105 -0,046

Для этого весь массив данных для каждой стали был разбит на два подмасси-ва. В качестве критерия разбиения было положено распределение значений *Рг. Конечной целью было выявление возможных областей существования технологических параметров, отвечающих верхнему диапазону изменения пластичности в третьем направлении Ч'гср - Ч'ггаах.

Для решения этой задачи А и В на двухпараметрическом поле АВ (где А и В -технологические параметры) оценивали характер распределения точек, отвечающих появлению неудовлетворительного (-) и приемлемого (+) признака сдаточной характеристики . Если наблюдалось расслоение точек на два облака, то это указывало на наличие таких диапазонов изменения технологических параметров, которые обеспечивают наибольшую вероятность получения листа с уровнем lFz на верхнем и нижнем пределах (рис. 2).

С использованием предложенного подхода, в частности, показано, что вероятность получения листа из стали 14Г2АФ с пластичностью на нижнем пределе зависит от содержания кремния. Если содержание кремния < 0,42 % масс, риск получить лист с низким уровнем У2 составляет 0,26. В то время как при увеличении содержания кремния он возрастает до 0,70. На вероятность получения пластичности на верхнем пределе влияет содержание азота, если его ограничить сверху (< 0,015 % масс) риск получить лист с худшей пластичностью уменьшается и составляет 0,30.

С целью повышения уровня относительного сужения в направлении толщины проката из стали 09Г2С листы с массовой долей серы менее 0,020% и любым углеродным эквивалентом, а также листы с массовой долей серы более 0,020% и углеродным эквивалентом более 0,40 необходимо подвергать нормализации, а листы с массовой долей серы более 0,020% и углеродным эквивалентом менее 0,40 направлять для достижения требуемого уровня пластичности на закалку с фиксированным отпуском.

Таким образом, несмотря на то, что вклад практически всех обнаруженных акторов на пластичность листовой стали не вызывает сомнения, возможность объ-тивной установки более точных диапазонов регулирования параметров технологии кзволит существенно повысить долю выпускаемых листов с уровнем свойств на

:рхнем пределе без изменения технологии по существу.

+ + +

+ + + + + + +■ + +■ + - +

в

Рис. 2. Расслоение областей существования технологических параметров А и В на подобласти, отвечающие появлению неудовлетворительного (-) и приемлемого (+) признака сдаточной характеристики

3. Роль структуры и неметаллических включений в стабильности пластичности I -направлении

Влияние структурных и металлургических факторов на вязкость и пластичность лстолистового проката обычно не вызывает сомнений. В рамках стандартной, отменной технологии - различие формы и распределения неметаллических включе-|й (НВ) по размерам, наличие различных видов структурной неоднородности - одна основных причин повышенного разброса свойств, в т.ч. выбросов пластичности в етьем направлении (\|/г) ниже допустимого предела.

Анализ загрязненности исследуемых сталей 09Г2С, 14Г2АФ, 10Г2С1 показал; о для тех листов, где пластичность уг была на нижнем пределе, был ниже средний лл сульфидоз (А=0,1-0,3 балла), наблюдались скопления сульфидных включений в де ручьев.

Кроме сульфидных включений на уровне относительного сужения сталей кже отрицательно сказывалась повышенная загрязненность оксидными включения-I. Так у образцов с относительным сужением у2<15% была выше и загрязненность

+ - +■

оксидными включениями: по средним значениям на 0,5-0,6 балла, а по количеству проб с оксидными включениями 3,5 балла и выше - на 10-15% соответственно.

Для силикатов влияние среднего балла на уровень относительного сужения ц/г не обнаружено. Однако для листов с относительным сужением уг<15% доля проб, загрязненных грубыми включениями (4,5 балла) была больше: на 6,0-17,8% проб пластичными и на 0,3-15,2 % хрупкими силикатами.

Повышенная загрязненность металла НВ может быть одной из причин разрушения образцов при испытании в головке. Так, например, для стали 09Г2С у такого металла загрязненность сульфидами была (по среднему баллу) на 0,2-0,5, а пластичными силикатами на 1,8-2,0 балла больше.

Показано, также, что сильная корреляция между загрязненностью стали включениями и пластичностью может отсутствовать (сталь 14Г2АФ), когда «работают» другие конкурирующие факторы, такие как, например, присутствие в составе стали азота, или ярко выраженная структурная неоднородность.

Так, например, анализ микроструктуры, проведенный на пробах стали 09Г2С, предназначенных для изготовления Ъ- образцов на растяжение и на половинках уже испытанных образцов показал, что на образцах с разнозернистой структурой (признак перегрева под нормализацию) значения были в 2-3 раза ниже, чем у металла с однородной микроструктурой.

Аналогичная закономерность наблюдалась и на листах с перегревом и недог-ревом под закалку (термообработка: закалка и форсированный отпуск).

Строчечность или полосчатость структуры может быть связана с загрязненностью стали неметаллическими включениями, например, у стали 10Г2С1 она обусловлена скоплением сульфидов. По ручью сульфидных включений нередко наблюдалось обезуглероживание, такая же химическая неоднородность была отмечена и в зонах скопления грубых силикатов. Количество проб с полосчатостью более 2 баллов в листах с пластичностью на нижнем пределе (<|/2<15%) было в 1,3 раза выше, чем для листов с относительным сужением ц/2> 15%.

Для стали 14Г2АФ уменьшения степени полосчатости феррито-перлитной структуры после нормализации (около 65,5% проб с полосчатостью более 2 балла) можно добиться введением в технологическую цепочку закалки и форсированного отпуска. Так количество образцов с пластичностью в г-направлении ц/г>15% увеличилось после применения закалки и форсированного отпуска на 30%.

Для уменьшения количества грубых сульфидных включений было рекомендо-но снижение загрязненности стали серой и изменение морфологии частиц за счет едложенной технологии обработки металла РЗМ или силикокальцием, а также до-лнительной обработки металла синтетическим шлаком.

Уменьшение отрицательного влияния на г-пластичность грубых силикатных точений обеспечили глубоким раскислением алюминием (для стали 14Г2АФ с уче-м регламентации верхнего предела массовой доли алюминия).

Таким образом, наличие неравномерности в распределении неметаллических тючений по размерам, и микроструктуры, химической неоднородности - сущест-нный фактор стабильности пластичных свойств толстолистового проката из элей типа 09Г2С, 10Г2С1, 14Г2АФ. Установленные в работе ограничения по загряз-нности стали НВ и неоднородности микроструктуры обеспечили возможность по-шения доли листов с повышенной пластичностью в2- направлении в среднем на %. Очевидно, что это результаты должны быть обязательно учтены при разработке вых составов стали повышенной категории прочности и создании технологии их по-чения, когда существенно возрастает фактор риска провалов по пластичности и зкости.

4. Разрушение листового проката.

Существенная информация о разрушении о разрушении, о роли структурных и таллургических факторов содержится в изломе. С этой целью анализировали юение изломов 7. - образцов на растяжение у стали 09Г2С, отличающихся уровнем астичности 5 (вар 1); 19 (вар 2); 39 (вар 3) %. Изломы исследовали на несколь-с масштабных уровнях.

Установлено, что на макроуровне измерения излом образца с наименьшей астичностью макроплоский - несколько ступеней с размером полки в поперечнике 0,5 до 4,0 мм, высота ступеней незначительна, максимальная из них не превышает мм (рис. 3). Поверхность полки блестящая, имеет рельеф, ориентация которого зпадает с направлением вытянутости ступеней.

а)

Рис.4 Трехмерный рельеф излома

а) общий вид (увеличение х4); б) область сканирования (увеличение х12); в) цифровой рельеф (увеличение х12)

Разрушение образца с промежуточной пластичностью (уг = 19 %) также шло гупенчато, каждая последующая ступенька, начиная от боковой поверхности образ-э, была выше (или ниже) предыдущей, что в конечном итоге сформулировало лест-/щеобразный вид излома. Угол наклона такой "лестницы" к плоскости поверхности зоката составил около 30°. Доля полок ступеней была существенно ниже, т.к. стенки зсполагались не вертикально, а наклонно по отношению к поверхности листа при-ерно на тот же угол - 30°. Расположение ступеней было более хаотично, они не пе-эсекали все сечение образца, что отличало изломы образцов с минимальной пла-гичностью (\)/2 = 5 %). Их высота находилась в пределах от 0,5 до 1,5 мм, а ширина элок- от 0,5 до 1,5 мм. Преимущественной ориентации рельефа поверхности полок г обнаружено.

Изломы Ъ - образцов с максимальным уровнем пластичности имели наиболее ззупорядоченный и шероховатый вид, горизонтальные площадки не имели выра-енной ориентировки на макроплоскости излома.

У изломов с минимальной пластичностью поверхность полок состоит из микро-зррас, представляющих собой вытянутые параллельно, расположенные вырождение ямки длиной до 300-500 мкм с поперечным размером 10-15 мкм.

Поперечный размер таких скоплений ямок 300-500 мкм, а угол их разориенти-эвки друг относительно друга (в пределах одной полки) от 0 до 20°. Вертикальные генки ступенек разрушались либо по вязкому, либо, - по смешанному механизмам. У снования некоторых ступенек были обнаружены трещины.

У образца с уг = 19 % доля площади, занимаемая микротеррасами, существен-э меньше. На дне ямок видны сферические включения. Такие включения часто объ-цинялись, образуя скопления. На некоторых полках были обнаружены участки хрупко разрушения. Вертикальные стенки разрушались преимущественно вязко.

У образцов, уг = 39 % включений в изломе было меньше всего. И хотя в изломе акже наблюдались отдельные элементы шиферной составляющей, разрушение пре-иущественно было вязким, что и определило повышенный уровень пластичности,

Микрозондовый анализ выявил природу НВ - в их основе марганец и кремний, тсюда очевидно, что наличие повышенной загрязненности сульфидами и силиката-и в слитке после проката приводит к их вытяжке. На поперечном образце вследствие того ленточные перемычки между нитями НВ срезаются, создавая шиферность из-эма и, как следствие, происходит значительная потеря пластичности. Полученные

результаты согласуются с результатами статистического анализа баз данных производственного контроля.

5. Разработка технологии получения штрипсов повышенной категории прочности.

В качестве материала для труб в северном исполнении были предложены сталь 09ГСФБ микролегирозанная ванадием и низколегированные стали 10Г2СБ, 10Г2СФБ и 12Г2СБ с карбонитридным упрочнением (категории прочности К-52 и К56).

Прочностные характеристики штрипсов стали 09ГСФБ в горячекатаном состоянии полностью удовлетворяют требованиям ТУ для стали категории прочности К56 во всем исследуемом диапазоне температур завершения деформации, тогда как относительное удлинение находится на требуемом уровне только при температуре завершения деформации металла 780°С.

В термообработанном состоянии сталь 09ГСФБ удовлетворяет требованиям ТУ для стали категории прочности К56 по временному сопротивлению только при температуре завершения деформации металла 780°С, в то время как предел текучести на 10-35 МПа ниже требований ТУ во всем исследуемом диапазоне температур завершения деформации металла. Применение термообработки позволяет повысить ударную вязкость при -20°С и -60"С.

Доля вязкой составляющей термообработанных штрипсов, определенная на образцах Д\ДПТ при -20°С составила 100% во всем исследуемом диапазоне температур завершения деформации металла.

Однако, даже оптимальный режим термомеханической обработки разработанный для данной стали не обеспечивает весь комплекс механических свойств, требуемых для сталей категории прочности К56.

Поэтому предложенная сталь 09ГСФБ требует корректировки по химическому составу для обеспечения уровня свойств сталей категории прочности К56.

В качестве показателя, характеризующего химический состав стали категории прочности К56, выбрали углеродный эквивалент рассчитываемый по формуле (1).

Оценку влияния углеродного эквивалента на прочностные, пластические и вязкие свойства штрипсов категории прочности К56 проводили для сталей сталей: 09ГСФБ, 12ГСБ и 17Г1С-У, микролегированных ванадием. Эти стали были выбраны для сравнительного анализа потому, что близки по химическому составу и различа-

ся, в основном, по содержанию углерода и марганца. При этом углеродный эквива-нт изменялся в интервале 0,33-0,42. Временное сопротивление и предел текучести рмообработанного металла с увеличением углеродного эквивалента с 0,33 до 0,38 зрастали более интенсивно, чем в горячекатаном состоянии. При этом относитель-е удлинение термообработанного металла по сравнению с горячекатаным возросло 1-4% и находилось на уровне 26-29%. В термообработанном состоянии металл овлетворяет требованиям, предъявляемым к штрипсам категории прочности К56 пько при наличии углеродного эквивалента 0,38 и более. Повышение ударной вяз-сти у стали имеющей углеродный эквивалент 0,38 объясняется не его влиянием, а лее низким содержанием серы равным 0,016%, в то время как у плавок с углерод-IM эквивалентом 0,33 и 0,36 содержание серы было на уровне 0,023 и 0,019%, соот-тственно. При содержании серы в стали 0,017-0,022% требуемый уровень ударной зкости, определенный как на образцах Шарли, так и на образцах Менаже, может 1ть достигнут только после термообработки листов.

Анализ приведенных данных показывает, что для обеспечения стабильного овня прочностных свойств, отвечающего требованиям предъявляемым к сталям ка-гории прочности К56, при оптимальной технологии, необходима корректировка хи-шеского состава стали 09ГСФБ, причем углеродный эквивалент новой стали не >лжен быть ниже 0,38 и 0,43. При этом корректировка состава должна предусматри-1ть повышение содержания марганца и отчасти углерода, ванадия и ниобия. С це->ю обеспечения снижения серы в стали и глобуляризации сульфидных включений ¡лесообразно рафинирование жидкой стали кальций содержащими добавками.

С этой целью были исследованы стали 10Г2СБ и 10Г2СФБ (штрипсы толщиной 1,3; 16,0 и 20,0 мм).

Анализ влияния температуры конца горячей обработки и возможного после-тощего термоупрочнения показал, что химический состав разработанных сталей )Г2СБ, 10Г2СФБ и технология их термодеформационной обработки требуют даль-:йшего совершенствования с целью обеспечения стабильного комплекса механиче-:их свойств штрипсов, отвечающего требованиям ТУ 14-1-5270-94, предъявляемым к алям категории прочности К60.

В этой связи, применительно к имеющемуся на ОАО "НОСТА" (ОХМК) техноло-ческому оборудованию была разработана низколегированная сталь 12Г2СБ с кар-энитридным упрочнением, предназначенная для труб диаметром 520 - 1220 мм в терном исполнении.

Сталь выплавляли в двухванной печи с ёмкостью каждой ванны 250 т. Металл продували азотом в ковше, раскислители и легирующие вводили в ковш во время выпуска плавки по традиционной технологии. Далее металл разливали в уширенные к верху изложницы с прибыльными надставками сверху через стакан с диаметром канала 60 мм. Утепление головной части слитка производили керамзитом. В остальном технология выплавки и разливки соответствовала требованиям технологической инструкции на производство стали 17Г1СУ. Всего было проведено 6 опытных плавок.

Установлено, что на суммарную степень десульфурации во время доводки и выпуска влияет, главным образом, расход чугуна. При повышении расхода чугуна в среднем с 708 до 815 кг/т стали степень десульфурации увеличивалась с 16 до 28 %. Это обусловлено повышением реакционной способности шлака, и увеличением скорости массопереноса. Наибольшая степень десульфурации - 33% наблюдалась в плавке, где расход чугуна составил 832 кг/т, а концентрация углерода по расплавлении была равной 1,19% (в остальных плавках от 0,50 до 82 %). Повышенная концентрация углерода при расплавлении обеспечивала более длительное перемешивание ванны и увеличение количества серы перешедшей в шлак. Расход чугуна при выплавке новых марок стали категории прочности К-52 с целью надежного получения серы в стали не более 0,020% был установлен в пределах 780...850 кг/т. Верхний предел по расходу чугуна ограничивает возможность перегрева металла.

Вариация расхода чугуна в этих же пределах обеспечила наибольшую степень усвоения алюминия — 22,8 -27,8%. Положительное влияние на усвоение алюминия оказывает и ввод части алюминия (10 - 20%) на желоб во время выпуска и присадку его в ковш (5 -10%) в конце выпуска плавки. С целью изучения влияния алюминия в новой стали на механические свойства его также вводили в изложницу во время разливки в количестве 1,5 - 2,5 кг.

Усвоение марганца, кремния и ванадия было на одном уровне с обычными плавками стали 17Г1С-У и 16Г2АФ, усвоение ниобия составило 100%.

Таким образом, технология выплавки включала использование прокатной обре-зи, низкосернистого чугуна, отсечку печного шлака, продувку в ковше азотом. Для надёжного получения серы (не более 0,020%) и стабильного повышенного усвоения алюминия расход чугуна должен быть 780 - 850 кг/т стали, а содержание серы в нём не более 0,015%. Расход алюминия должен быть не менее 2,0 кг/т, причём 10 - 20% от общего количества вводят на желоб, 75 - 80% в ковш после ввода марганца - и

¡мнийсодержащих ферросплавов и 5 -10% в ковш в конце выпуска плавки. Нагрев прокатку слитков на слябы осуществляли по технологии производства стали "1С-У.

Применение традиционной прокатки без ограничения температуры начала де-рмации металла в клети кварто как в горячекатанном, так и в термообработанном стоянии не позволило обеспечить комплекс вязких свойств, отвечающий требова-ям ТУ для сталей в северном исполнении. Доля вязкой составляющей в изломе об-зцов 0\ЛЛТ испытанных при -20°С была 20-35%, что на 25-40% ниже требуемого эвня.

С этой целью температуру конца прокатки в клети кварто варьировали в ин-эвале температур 740-830°С. Как видно предел текучести и временное сопротив-ние разрыву металла в горячекатаном состоянии имеют экстремальную зависи-сть от температуры завершения деформации металла в клети кварто с минимум в интервале температур 760-800°С. При этом прочностные и пластические эйства стал и 12Г2СБ находятся на требуемом уровне.

Снижение температуры конца прокатки до 740°С приводит к снижению ударной зкости (Шарли) до 4,2 кгс»м/см2. По этому показателю металл в горячекатаном со-эянии не соответствует требованиям ТУ (не менее 5,0 кгс«м/см2). При снижении мпературы конца прокатки до 740°С и повышения ее до 830°С ударная вязкость 1ределенная на образцах Менаже) при -60°С, возрастает до 5,5-7,0 кгс*м/см2. По эму показателю предложенная сталь удовлетворяет требованиям ТУ даже в горя-катаном состоянии. Во всем исследуемом диапазоне температур конца прокатки ля вязкой составляющей на образцах 0\Л/ТТ равно 100%, тогда как требуемый овень по ТУ - не менее 60%.

С целью повышения вязких свойств металла (вязкость на образцах Шарпи) сты были подвергнуты последующей термообработке. Температура нагрева ме-лла в проходных печах составляла 860-880°С, удельное время нагрева 1,2-1,4

1Н/ММ.

Применение термообработки снимает эффект контролируемой прокатки. Неза-симо от температуры завершения деформации металла в клети кварто, после при-гнения последующей термообработки, предел текучести находится на уровне 470-¡0 МПа, временное сопротивление разрыву 570-580 МПа, относительное удлинение '-30%. При этом прочностные характеристики металла по сравнению с горячеката-

ным снижаются, - предел прочности на 70-130 МПа, тогда как относительное удлинение возрастает на 3-8%. Несмотря на это, большой запас по прочности горячекатаного металла позволяет получить в термообработанном состоянии комплекс прочностных и пластических свойств отвечающий требованиям, предъявляемым к сталям категории прочности К56. Применение термообработки позволяет обеспечить требуемый ТУ уровень ударной вязкости, определенной на образцах Шарли и Менаже, для стали категории прочности К56. Доля вязкой составляющей на образцах 0\ЛГГТ тер-мообработанного металла, как и горячекатаного независимо от температуры конца прокатки составляет 100%.

Для исследования влияния температуры начала и завершения деформации в клети кварто, а также после последующей термообработки на хладостойкость стали 12Г2СБ были также проведены сериальные ударные испытания.

В целом полученные результаты показывают, что применение низкотемпературной контролируемой прокатки с температурой начала деформации металла в клети кварто 820°С, температурой завершения деформации металла при 740°С и последующей термообработкой обеспечивает получение требуемого ТУ 14-1-5246-94 уровня вязких свойств стали 12Г2СБ и надежную хладостойкость (температура перехода из вязкого состояния в хрупкое - Т8о определенная на образцах БШТ, находится при -60°С в горячекатаном и при -70СС в термообработанном состоянии). Исходя из вышеизложенного и с учетом возможностей прокатного оборудования для обеспечения высокого комплекса вязких свойств и хладостойкости было предложено начинать прокатку стали 12Г2СБ в клети кварто не выше 900°С.

Разработанная технология контролируемой прокатки для толстолистового стана "2800" ОХМК, обеспечивающая надежную работу оборудования, хорошие геометрические параметры и высокий комплекс механических свойств штрипсов, применяемых для труб большого диаметра в северном исполнении, включает (рис. 4):

- нагрев слябов до температуры 1180-1200 °С с продолжительностью 3,5 - 6

часов,

-прокатку в черновой кпети слябов по поперечной схеме на подкат толщиной 35-45 мм,

- подстуживание подката на воздухе до температуры 840-880 °С,

- прокатку в чистовой клети с завершением деформации в интервале температур 740-840 "С,

nww

Рис. 4

- ускоренное охлаждение до 580-640 °С со скоростью 5-8 °С/сек.

Для удаления окалины с поверхности сляба и снижения температуры перед черновой прокаткой использовали гидросбив. В черновой клети слябы прокатывают за 10-12 проходов до получения подката толщиной 30-40 мм. Прокатка осуществлялась по поперечной схеме. Температура завершения черновой прокатки составляла 960-1000°С.

Подстуживание подкатов перед чистовой клетью производили на воздухе. Средняя скорость охлаждения составляет 0,7сС/сек. Для чистовой прокатки штрипсов размерами 14x1800x12000 мм был разработан режим обжатий, обеспечивающий надежную работу оборудования при повышенных нагрузках на клеть в случае завершения деформации в интервале температур 720-800°С, хорошие геометрические показатели и высокий комплекс механических свойств листов.

После завершения прокатки листы подвергали нормализации в проходных печах, расположенных в потоке стана. Длина рабочей части печи 65 м. Температура нагрева металла 920-930°С, удельное время нагрева 1,2-1,5 мин/мм.

Микроструктура штрипсов стали 12Г2СБ после контролируемой прокатки состоит из феррито-перлитной смеси, (количество феррита и перлита составляет 82-86 и 14-16 % соответственно). Морфология и размеры зерна феррита и перлитных колоний заметно изменяются в зависимости от толщины проката. Так, у штрипсов толщиной 11,3 мм ферритные зерна заметно наклепаны и ориентированы вдоль направления прокатки. Размер действительного ферритного зерна соответствует 10 номеру по ГОСТ 5639. Перлитная полосчатость достигает 4 балла по ГОСТ 5640, перлит пластинчатого типа с межпластинчатым расстоянием 0,10 - 0,14 мкм. По сравнению с микроструктурой штрипсов толщиной 11,3 мм микроструктура штрипсов толщиной 16 мм характеризуется более крупным фер-ритным зерном, размер которого соответствует 9 номеру по ГОСТ 5639, ферритные зерна ориентированы вдоль направления прокатки, но в меньшей степени, чем у штрипсов толщиной 11,3 мм. Перлитная полосчатость уменьшается до 3 баллов. Межпластинчатое расстояние заметно не изменяется.

Увеличение толщины штрипсов до 20 мм приводит к увеличению действительного ферритного зерна (8 номер), их форма приближается к полигональной,

перлитная полосчатость уменьшается до 2 баллов, межпластимчатое расстояние перлита практически не изменяется.

После закалки от 920 до 930°С и форсированного отпуска при температуре 630°С микроструктура состоит из реечного дислокационного мартенсита, игольчатого феррита и бейнита. Причем размер ферритного зерна после термоулучшения уменьшается по сравнению с горячекатаным состоянием и соответствует 11 номеру в штрипсах толщиной 11,3 мм и 9-10 номеру в штрипсах толщиной 16,0 и 20,0 мм. Помимо размера ферритного зерна, различается доля игольчатых продуктов распада переохлажденного аустенита.

Так, в микроструктуре штрипсов толщиной 11,3 мм преобладает пакетный мартенсит и нижний бейнит. При увеличении толщины листов до 16,0 мм происходит уменьшение количества мартенсита и бейнита за счет увеличения доли игольчатого феррита до 50 - 60 %, тогда как в структуре листов толщиной 20,0 мм преобладает игольчатый феррит, а количество мартенсита и бейнита снижается до 5 - 10%. Повторное термоулучшение с повышенной температуры нагрева под закалку - до 950°С приводит к увеличению размера зерна аустенита, что в свою очередь, оказывает влияние на распад переохлажденного аустенита после форсированного отпуска при 630 -650°С. В итоге первичный форсированный отпуск не обеспечивает требуемой пластичности металла штрипсов во всем диапазоне толщин.

При увеличении толщины штрипсов до 16 мм, количество бейнита и игольчатого феррита уменьшается до 15-20 %, а у листов толщиной 20,0 мм - до 5 -10 %. Уменьшение доли игольчатых продуктов распада переохлажденного аустенита и увеличение доли полигонального феррита приводит к повышению пластичности материала. Для штрипсов толщиной 20,0 мм сформированная в результате повторного форсированного отпуска микроструктура: бейнит - игольчатый феррит (5 -10%) и полигональный феррит (90 - 95%), оказалась оптимальной для обеспечения комплекса механических свойств, удовлетворяющих требованиям нормативных документов. Тогда как для листов толщиной 11,3 и 16,0 мм потребовалось проведение третьего форсированного отпуска, с целью достижения требуемого уровня пластичности. Анализ микроструктуры штрипсов толщиной 11,3 и 16,0 мм

подвергнутых третьему форсированному отпуску при температуре 720°С показал, что количество бейнита и игольчатого феррита снизилось до 5 - 10 %. При этом механические свойства штрипсов толщиной 16,0 мм удовлетворяют требования технических условий (ТУ 14-1-5270-94). Третий форсированный отпуск штрипсов толщиной 11,3 мм привел к интенсивному снижению уровня прочностных характеристик при незначительном увеличении относительного удлинения. Требуемый уровень механических свойств так и не был обеспечен, что позволяет сделать вывод о невозможности применения термоулучшения для листов толщиной 11,3 мм. Для листов толщиной 16,0 - 20,0 мм необходима корректировка режима форсированного отпуска для формирования оптимальной микроструктуры без применения ступенчатой термообработки, что может быть достигнуто либо путем повышения температуры нагрева металла а проходной печи, либо увеличением удельного времени нагрева штрипсов при сохранении температуры нагрева металла под форсированный отпуск на прежнем уровне.

Для формирования оптимальной микроструктуры листов толщиной 16,0 -20,0 мм термоулучшением, необходимо повысить температуру металла при форсированном отпуске с 630°С до 680 - 720°С (температура 7-10 зон печи 850 -900°С).

Для стали 12Г2СБ максимальная загрязненность сульфидами составила 2,5 балла, силикатами недеформирующимися 2 балла, силикатами хрупкими 3 балла.

Таким образом, в результате выполненного комплекса исследований предложены научно-методические основы технологии производства штрипсов из стали 12Г2СБ. На основе исследования механизма разрушения стали в сочетании с результатами нетрадиционного статистического анализа данных производственного процесса апробированы принципы управления технологией получения листовой стали, обеспечивающие стабильность сдаточных характеристик.

Выводы

1. Обоснованы принципы корректировки химического состава стали 09ГСФБ, позволившие разработать хладостойкую сталь 12Г2СБ для изготовления штрипсов категории прочности К56.

2. Сформулированы требования к уровню загрязненности серой стали 12Г2СБ и предложен комплекс технологических принципов, обеспечивающих ее оптимальное содержание в стали.

3. На основе исследования влияния режимов термодеформационной обработки на свойства стали 12Г2СБ, изучения ее структуры, предложены режимы обработки, обеспечивающие получение штрипсов с уровнем прочностных и вязких свойств, полностью удовлетворяющих требованиям нормативных документов.

4. Комплекс проведенных исследований позволил создать сквозную технологию производства новой стали 12Г2СБ для использования в качестве материала для изготовления труб в северном направлении.

5. На основе статистического анализа базы данных производственного контроля технологии получения стали 09Г2С, 10Г2С1 и 14Г2АФ апробированы способы управления качеством стали по отклонениям технологических параметров в пределах заданного допуска. Этот подход, в частности позволил выявить роль повышенного содержания кремния и азота (0,40 % масс, и > 0,015 % масс, соответственно) в появлении выбросов пластичности в третьем направлении и установить оптимальные диапазоны их изменения, обеспечивающие высокую вероятность (0,70) получения пластичности 4Jz на верхнем пределе.

6. Изучена морфология строения изломов Z - образцов на растяжение (на разных масштабных уровнях измерения), позволяющие установить ключевую роль неметаллических включений, в частности, силикатов на снижение пластичности стали в третьем направлении. Эти выводы удовлетворительно согласуются с результатами статистического анализа базы данных производственного контроля.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Москаленко В.А., Мулько Г.Н., Шафигин З.К., Сараев Ю.А., Павлов В.В., Степашин А.Н. Производство на АО "НОСТА" прокатной продукции и заготовок машиностроения. Сталь 1995. № 10 с.43-45.

2. Москаленко В.А. Перспективы и реконструкция АО "НОСТА". Сталь 1995. № 6 с. 3-4.

3. Москаленко В.А., Гуркалов П.И. и др. Способ производства листового проката, а/с.2082795 Б.О.и И. № 18,1996.

4. Москаленко В.А., Павлов В.В., Милюц В.Г. и др. Способ раскисления и легирования стали, а/с. 2114921 Б.О.и И. № 19,1997.

5. Павлов В.В., Колоскова С.И., Москаленко В.А., Коломиец Е.М. Совершенствование технологии производства листового проката из стали 12Г2СБII Металлург, 1997, № 9, с. 32-33.

6. Москаленко В.А., Кудря A.B., Грызунов В.И., Иващенко A.B., Соколовская Э.А. Использование баз данных производственного контроля для управления качеством продукции //Электрометаллургия, 2000, Na 12, с. 34-37.

Введение.

Глава 1. Принципы легирования низколегированных строительных сталей.

1.1 .Основные типы сталей.

1.2. Механизмы упрочнения.

1.3. Получение проката с повышенным уровнем прочностных и вязких свойств.

1.3.1. Высокотемпературное упрочнение.

1.3.2. Субструктурное упрочнение строительных сталей.

1.4. Влияние термической обработки на свойства сталей.

1.4.1. Формирование микроструктуры низколегированной стали.

1.5. Факторы вязкости низкоуглеродистых малолегированных сталей.

1.5.1.Виды разрушения.

1.5.2. Роль неметаллических включений.

1.5.3. Влияние структуры.

1.6. Управление качеством продукции.

1.6.1. Факторы и условия, влияющие на качество металлопродукции.

1.6.2 Принципы системного управления качеством.

1.6.3. Краткий обзор развития системного подхода к управлению качеством продукции

1.6.4. Статистические методы контроля качества.

1.7Выводы по литературному обзору.

1.8 Постановка задачи.

Глава 2. Материал и методика исследования.

2.2 Механические испытания.

2.3 Анализ структуры.

2.4 Анализ загрязненности.

2.5 Анализ изломов.

Глава 3. Результаты и обсуждения.

3.1. Использование баз данных производственного контроля для управления качеством выпускаемой продукции.

3.2 Влияние структурных и металлургических факторов на пластичность стали в третьем направлении.

3.3 Разработка технологии получения штрипсов повышенной категории прочности.

3.3.1 Разработка химического состава.

3.3.1.2 Технология выплавки и разливки.

3.3.2 Оценка влияния термической обработки на механические свойства штрипсов.

3.3.3 Влияние термообработки на макро- и микроструктуру.

3.3.4 Влияние температуры завершения деформации и последующей термообработки но прочность, пластичность и вязкость.

3.3.6 Влияние температуры завершения деформации металла и термообработки на склонность стали к хрупкому разрушению.

3.3.7 Влияние температуры завершения деформации металла и термической обработки на микроструктуру стали 12Г2СБ.

Выводы.

Для обеспечения высокой надежности газопроводов в суровых климатических условиях листовой прокат, предназначенный для изготовления сварных труб, должен иметь повышенный уровень прочностных свойств, низкотемпературной вязкости, хладостойкости, а также хорошую свариваемость.

Основные пути решения проблемы заключаются в оптимизации: химического состава сталей, количества, морфологии, пластичности и хрупкости неметаллических включений, технологических режимов ее получения; оценке влияния структурных и металлургических факторов на вязкость и пластичность.

В обеспечении стабильности свойств проката, когда технология уже отлажена, важную роль играет развитие методов управления процессами, обеспечивающих возможность компенсации отрицательных возмущений для исключения выбросов по свойствам. Среди них наибольший интерес представляют статистические методы, т.к. металлургическое производство хорошо оснащено средствами измерения и контроля.

Универсального рецепта решения проблемы листового проката в настоящее время не существует. В каждом конкретном случае, для условий реального производства необходима разработка комплекса мер обеспечения качества, базирующихся на установлении роли структурных и металлургических факторов на формирование вязкости и пластичности стали. Это обстоятельство и определяет актуальность постановки настоящей работы. 4

Выводы

1. Обоснованы принципы корректировки химического состава стали 09ГСФБ, позволившие разработать хладостойкую сталь 12Г2СБ для изготовления штрипсов категории прочности К56.

2. Сформулированы требования к уровню загрязненности серой стали 12Г2СБ и предложен комплекс технологических принципов, обеспечивающих ее оптимальное содержание в стали.

3. На основе исследования влияния режимов термодеформационной обработки на свойства стали 12Г2СБ, изучения ее структуры, предложены режимы обработки, обеспечивающие получение штрипсов с уровнем прочностных и вязких свойств, полностью удовлетворяющих требованиям нормативных документов.

4. Комплекс проведенных исследований позволил создать сквозную технологию производства новой стали 12Г2СБ для использования в качестве материала для изготовления труб в северном направлении.

5. На основе статистического анализа базы данных производственного контроля технологии получения стали 09Г2С, 10Г2С1 и 14Г2АФ апробированы способы управления качеством стали по отклонениям технологических параметров в пределах заданного допуска. Этот подход, в частности позволил выявить роль повышенного содержания кремния и азота (0,40 % масс, и > 0,015 % масс, соответственно) в появлении выбросов пластичности в третьем направлении и установить оптимальные диапазоны их изменения, обеспечивающие высокую вероятность (0,70) получения пластичности Ч^г на верхнем пределе.

6. Изучена морфология строения изломов Ъ - образцов на растяжение (на разных масштабных уровнях измерения), позволяющие установить ключевую роль неметаллических включений, в частности, силикатов на снижение пластичности стали в третьем направлении. Эти выводы удовлетворительно согласуются с результатами статистического анализа базы данных производственного контроля.

125

1. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А. Высокопрочная строительная сталь. -М.: Металлургия, 1972. 240С.

2. Бернштейн М.Л., Добаткин C.B., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д., Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей (Справочник). -М. Металлургия, 1989, С.544

3. Лахтин Ю.М., Рахштадт А.Г. термическая обработка в машиностроении, -М., Машиностроение, 1980, С.783

4. Glaser J., Morris J.W. -Phil. Mag. Letters, 1990, У.62, №1, p.33

5. Мартин Дж. У. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов.:пер. с англ. -М.: Металлургия, 1983, С. 168.

6. Syn С.К., Lesner D.R., Sherby O.D. -Mat. Met.Trans. A, 1994, V.25,№7, p. 1481.

7. Лейкин И.M., Литвиненко Д.А., Рудченко A.B. Производство и свойства низколегированных сталей. -М.: Металлургия, 1972. 256С.

8. Mahgen W., Nembach Е., Acta Met., 1989, V37, №5.p. 1451.

9. Золотаревский B.C. Механические свойства металлов. -M, МИСиС, 1998. -С.400

10. Duva J.M., Dauenblur М.А., Starke Е.А., Luetjering G.:-Acta Met.,1988, v.36,№3, p.585

11. Микляев П.Г., Фридман Л.Б., анизотропия механических свойств металла, 2-е изд., -М.: Металлургия, 1986, С.224

12. Kitagawa H., Katayama M., Mamyama H., -Trans. Iron Steel Inst. Japan, 1982,V.22,№3,p.424

13. Дэвис Г.Дж., Гудвилл Д.Дж., Келлиндер Дж. С. Новые методы исследования текстуры поликристаллических материалов. Сборник/Под ред. Пакирова И.И., Савеловой Т.М., -М., Металлургия, 1985, С.256

14. Ren В., Li Z., Morris J.G., -Scripta Met. Mat., 1994, V.31, №4

15. Adams B.L., Kinderlehrer P., Scripta Met., V.38, №5, 1998, p.531-536

16. Cho K., Chi J.C., Duffy J., -Met. Trans. A, 1990, V.21A,№5, pp.1161-1223126

17. Явойский В.И., Рубенчик Ю.И., Окенко А.П., Неметаллические включения и свойства стали, -М: Металлургия, 1980, С. 176

18. Волчок И.П. Критический размер неметаллических включений /Проблемы прочности, 1978, №9, с.87-89.

19. Явойский В.И., Близнюков С.А. Вишкарев А.Ф. и др., Неметаллические включения и газы в стали, -М: Металлургия.

20. Прайст А., Мей М., Вязкость разрушения опытных высокопрочных сталей //Вязкое разрушение высокопрочных материалов, -М.:, Металлургия, 1973,С. 161-163

21. Коттрелл К.JI. Влияние примесей на вязкость разрушения высокопрочных сталей Вязкое разрушение высокопрочных материалов, -М.:, Металлургия, 1973,С.194-201.

22. Krafft Y.M.//Appl. Mater. Res. -1964, №13, p.88-94.

23. Spitrig W.A.//Electron Microfractography.-Philadelphia. -ASTM, STP 453 -1969, p.90-110

24. Alan A.M., Chieragatti R., Acamatsu M., Scripta Met, V.37, №10, 1997, p.1559-1567/

25. Kolednik O., Albrecht M., Berchthaler M„ Acta Met. Mat., V.44,№8,1996,p.3307-3319

26. Shinozaki K., WanaX., North T.N., Met. Trans A., V.21 A,№5,1990,p.l287-1297

27. Екобори Т. Научные основы прочности и разрушения материало, Киев: Наукова думка,1978, С.352

28. Pellissier G.// Engineering fracture Mechanics, 1968, №1, p. 18-24.

29. Бернштейн M.JI., Займовский В.А. Механические свойства металлов, -М.:Металлургия,1979, С.495

30. Nong M., Hwang U., Scripta Mat., V.37,№11,1997,p.1637-1642.

31. Коттрелл A.X. Теоретические аспекты процесса разрушения //Атомный механизм разрушения,-М:, Гос. Научно-техническое изд. по черной и цветной металлургии, 1963, С.30-68

32. Голыптейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали -М.: Металлургия, 1985.-408 С.127

33. Бернштейн М.Л., Прочность стали, -М:, Металлургия, 1973, С.200.

34. Ксенофонтов А.Г., Синельникова М.Ю., Крылов М.Н., Фадеев В.К., Высокотемпературное термопластическое упрочнение сталей СтЗсп и 09Г2С , //МиТОМ, 1991, №7, С.18-19.

35. Щербединский Г.В., Бащенко А.П., Еднерал А.Ф., Металлургия: проблемы, поиски решения: Тематический сборник тр. МЧМ СССР (ЦНИИЧМ), Москва, Металлургия., 1989. .С.130-147.

36. Штрейльберг А., Бауэр Дж, Шульц В., Швинн В., Высокопрочные стальные штрипсы для магистральных трубопроводов, получаемы при помощи TM-обработки, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №4, 1994, С.41-48.

37. Dlouhyl К, Kozak V., Valka Г., Holzmann М., Journal de phisique III, V.6, 1996, p.205-211.

38. Тушинский JI.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов. Новосибирск: Наука. Сиб. Отд. 1990. С.306.

39. Болшаков В.И., Прейснер Р. Структурное упрочнение строительных сталей , //МиТОМ, 1991, №9, С.6-7.

40. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий A.B., Контролируемая прокатка. Москва, Металлургия, 1979, С. 184.

41. Большаков В.И, Рычагов В.Н. Сопротивление разрушению строительных сталей после термомеханической обработки. //МиТОМ, 1990, №10, С.85-87.

42. Большаков В.М., Стародубов К.Ф., Кусенко И.В. Электронно-микросопическое исследование тонкой структуры низколегированной стали после контролируемой прокатки и прямой закалки.//ДАН УССР. Серия А. 1983. №8. С76-78.128

43. Повышение качества и надежности высокопрочных конструкционных сталей методами субструктурного упрочнения. В.И. Большаков, И.А. Монгай, Л.И. Котова, Н.Э.Погребная, //МиТОМ, 1985, №8. С.42-48

44. Стародубов К.Ф. Упрочняющая термическая и термомеханическая обработка проката в потоке производства металлургического зовода.//МиТОМ. 1967, №11, С.36-38.

45. Piokering F/В/ Low carbon high-strength structural steels A status report. Low carbon structural steel for the heights. 1977. V.3.№6.P1-11.

46. Parrini C., Pazzimenti N., Rozzi A. New heat treatment for high-strength, Low-alloy steels as an alternativ to controlled rolling. Micro Alloing. 1975

47. Tither G., Kewel J. Properties of directly quenched and tempered structal steel plate/ J/ Iron and Steel Inst. 1970. V.207,№7. P686-694.

48. Пупынина С.М., Орджоникидзе Н.Ш., Пузачев В.И., Семичева Т.Г., разработка технологии производства листового проката для крупногабаритных конструкций,, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №4, 1994, С.75-77.

49. Спаваков В.П., Узлов И.Г., Моисеева Л.А., Орлов Э.А., Тихонюк Л.С. Особенности формирования микроструктуры термически упрочненной стали, //МиТОМ, 1998г., №8, С.9-11

50. Бернштейн М.А. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. Москва. Металлургия, 1989. С.543

51. Смагоринский М.Е. Повышение прочности толстолистового проката. // Сталь, 1990.№3. С. 74-77129

52. Сенина Т.В., Фролов В.Ф., Высокопрочные хладостойкие трубы широкого сортамента из технологичных хорошо свариваемых сталей,, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №4, 1994, С.98-99.

53. Трусов В.А. Термомеханическая обработка сортовых профилей. Бюллетень. Черная металлургия (БНТИ). 1995. Вып. 12(1160). С.12-21.

54. Спиваков В.И., Сахно В.А., Орлов Э.А. и др. Эффективные процессы термической обработки толстолистового проката в условиях стана 3600, //Сталь. 1993 .№7. С. 62-67

55. Ильина В.П., Калмыков В.И., Склонность к хрупкому разрушению сталей 1ОХСНД и 09Г2С., //МиТОМ, 1993, №5, С. 14-16.

56. Титова Т.И., Ривкин С.И., Баландин С.Ю., Семернина И.Ф. Особенности формирования структуры листовой низколегированной стали при термической обрабтке в промышленных условиях., //МиТОМ, 2000,№4, С.ЗО

57. Котунова С.А., Ксенофонтов А.Г., Влияние высокотемпературной термопластической обработки на механические свойства стали 09Г2С. //МиТОМ, 1993г., №3, С.2-3

58. Крутасова Е.И., Надежность металлов энергетического оборудования, -М:, Энергоиздат, 1981, С.240.

59. Komenda J, Henderson P.J., Scripta Met. Mat., 1993, V.28, №5, p.553

60. Shen H.P., Lei T.C., Liu J.Z., -Mat. Sei. Techn., 1986, V.2,№1, p.28.

61. Ankern S., Margolin H.,-Met. Trans. A, 1982, V.13, №4, p.595

62. Большаков В.И., Дейнеко JI.H., Щербаков А.Г., Губайдулин Р.Г., Тиньгаев А.К. Повышение ударной вязкости металла соединительных деталей магистральных трубопроводов., //МиТОМ, 1992г., №5, С. 8-10

63. Одесский П.Д., Тишаев С.И., Бахтеева Н.Д., Упрочнение в потоке станов низкоуглеродистых сталей, //МиТОМ, 2000, №9С.36-38

64. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов. Москва, Металлургия, 1989. С.288.130

65. Красовский АЛ., Красико В.И. Трещиностойкость сталей магистральных трубопроводов. Киев. Наукова думка. 1990, 176 С.

66. Cho К., Gurland J. Met.Trans. A, 1988, VI9, №8, p.2027.

67. Kaspan R., Kapeliner W„ Lang C. -Steel Research, 1998, V59, №11, p.492

68. Харионовский B.B. Повышение прочности газопроводов в сложных условиях. Москва. Недра. 1990. С.180.

69. Блинов Ю.И., Перспективы развития технологических процессов и оборудования труно-го производства, , Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №3, 1994, С.260-264

70. Роде В. Новые концепции экономического и гибкого производства высококачаственных горячих штрипсов,, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №3, 1994, С.268-274

71. Романов О.Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей, -М: Металлургия, 1979, С.179.

72. Степаненко А.Н., Пашков Ю.И., Ершов В.В., Анисимов Ю.И. Влияние фактора времени эксплуатации на остаточный ресурс прочности трубопровода,, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №4, 1994, С.101-103.

73. Бакши O.A., Кукин А.Г., Моношков А.Н., Помозан Д.А. К вопросу о показательности испытаний на ударную вязкость. //Заводская лаборатория. 1966. №5.С.615-616.

74. Куслицкий A.B., Неметаллические включения и усталость стали, -М:, Металлургия, 1970, С.242.13:

75. Бакши О.А., Кукин А.Г., Моношков А.Н. Методы определения составляющих ударной вязкости. //Заводская лаборатория. 1969, №5, С.615-616.

76. Горицкий В.М., Гусева И.А., влияние размеров частиц дисперстной фазы на микрострук-туцру чашечного излома/ФММ, 1978, т.45, №5, С. 1095-1103.

77. Рафинированный переплав, под ред. Патона Б.Е., Медовара Б.И., -Киев, Наукова думка, 1974, С.230

78. Электрошлаковый переплав, Медовар Б.И., Максимович Б.И., Латали Ю.А. и др., -М:, Металлургия, 1973, С. 170.

79. Электрошлаковая металлургия, Патон Б.Е., Медовар Б.И., -Киев, Наукова думка, 1981, С.680.

80. Исаев Ю.П., Болотов А.С., Горицкий В.Н., Альтзицер М.Я. Способ количественной оценки волокнистой составляющей в изломе. //Заводская лаборатория 1981. №6.С.94.

81. Kiessling R. Non-metallic inclusions in steel. Part III. London, Iron Steel Inst. Publ. 1968, № 115, p. 128.

82. Шпис X. Поведение неметаллических включений в стали при кристаллизации и деформации. М.: Металлургия. 1971.

83. Штремель М.А. и др. Изв. вузов. Черная металлургия, 1980, № 5.

84. Kozasu I., Schimizu I., Kubota H. Trans. Iron Steel Inst. Japan, 1973, v. 13, № 1, p.20

85. Browning A., Chambers F. J. Iron Steel Inst., 1970, v. 208, № 12, p. 1078

86. Виноград M.И., Громова Г.П. Включения в легированных сталях и сплавах. М.: Металлургия, 1971. 216 с.

87. Фарфурин А.Н. Журнал русского металлургического общества, 4.1. -М., ГНТИ, 1928, С.91-129

88. Смоленский С.И., Замятин М.М., //Металлург, 1937, №7(91), С.25-36

89. Красильщиков Р.Б., Нагрев при холодном волочении проводки, -М:, Муталлургиздат, 1962.132

90. Долженков И.Е., Долженков И.И., Сфероидизация карбидов в стали, -М:, Металлургия, 1984, .С.144.

91. Каптюг И.С., Голубев А.Я. Шиферный излом и расслоения в стали, -М, Металлургия,1982,С.88

92. Штремель М. А. Проблемы металлургического качества стали (неметаллические включения) // Металловедение и термическая обработка металлов.-1974.-№2.-С.67-74.

93. Волчок И. П. Критический размер неметаллических включений // Проблемы прочности. -1978.-№9.-87-89.

94. Явойский В. И., Близнюков С. А., Вишкарев А. Ф. И др. Неметаллические включения и газы в стали. М.: Металлургия

95. Явойский В. П., РубенчикЮ. И., Оксенко А. П. Неметаллические включения и свойства стали. -М.:Металлургия, 1980.-176 С.

96. Гутовский И.Б., Бондарчук В.И., Кочкин В.Г., Колчанов В.А., О влиянии оксидных включений на механические свойства стали с низким содержанием углерода. //МиТОМ, -1991. -№9. -С. 13-16

97. Albarran J.L., Martínez L., López U.F., Scripta Mat., V38, №5,1998, p.749-755

98. Явойский В.И., Кряновский Ю.В. и др. Металлургия стали. Москва. Металлургия.1983. С.266-267.

99. Stahl undEisen. 1982. V.102. №22. Р.54.

100. Миттаг Х.-И., Ринне X., Статистические методы обеспечения качества,

101. Полховская Т.М., Соловьев В.П., Карпов Ю.А. Основы управления качеством Раздел 1-2 -М.МИСиС.-1990.с.47-70,с101-141

102. Shtremel M.A., Kudrya A.V,. Sokolovskaya E.A., Algorithms of quality management of metallurgical productions in real time.2-nd International Congress "Mechanical Engineering Technologies'99" Sofia, September, 1999. v 4., p.1-3133

103. Бринза В.В., Погоржельский В.И., Коровин A.B., Оптимизация механических свойств толстолистового проката,, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке,-М:, Металлургия, №4, 1994, С. 122-124.

104. Штремель М.А. Перспективы качества стали, Черная металлургия России и стран СНГ в 21 веке, -М, Металлургия, 1994, т.5, С. 159-162.

105. Беккерт М., Клемм X., Способы металлографического травления, -М, Металлургия, 1988, С.400.