автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка химического состава, технологии термомеханической обработки высокопрочной стали категории прочности Х120 (К90) для труб магистральных газопроводов высокого давления

На правах рукописи

СИМБУХОВ ИВАН АНАТОЛЬЕВИЧ

РАЗРАБОТКА ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА, ТЕХНОЛОГИИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ КАТЕГОРИИ ПРОЧНОСТИ Х120 (К90) ДЛЯ ТРУБ МАГИСТРАЛЬНЫХ ГАЗОПРОВОДОВ ВЫСОКОГО ДАВЛЕНИЯ

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

0 4 СЕН 2Щ

Москва 2014

005552244

Работа выполнена в Федеральном государственном унитарном предприятии «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина»

Научный руководитель:

Кандидат технических наук Морозов Юрий Дмитриевич

Федеральное государственное унитарное предприятие «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» (ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»), научный руководитель Центра сталей для труб и сварных конструкций

Официальные оппоненты:

Доктор технических наук, профессор Кудря Александр Викторович

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС» (НИТУ «МИСиС»), профессор кафедры металловедения и физики прочности

Кандидат технических наук Кантор Матвей Матвеевич

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН им. A.A. Байкова), ведущий научный сотрудник

Ведущая организация:

Общество с ограниченной ответственностью «Научно-исследовательский институт природных газов и газовых технологий - «Газпром ВНИИГАЗ»

Защита состоится «15» октября 2014 г. в 14:00 на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, г. Москва, ул. Радио, д. 23/9. С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (автореферат диссертации размещен на сайте ВАК РФ http://vak.ed.gov.ru).

Автореферат разослан «25» августа 2014 г.

Ученый секретарь диссертационного

совета, доктор технических наук, л ,—

старший научный сотрудник Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Развитие энергетического сектора глобальной экономики, постоянно растущая потребность в энергоресурсах во всем мире способствуют строительству газопроводов высокого давления с большой пропускной способностью.

С целью повышения производительности нефтегазовых трубопроводов существуют тенденции к повышению рабочего давления прокачиваемого газа и/или увеличению диаметра магистральных трубопроводов. В свою очередь, это делает необходимым применение более высокопрочных сталей во избежание использования толстостенных труб.

В настоящее время для строительства магистральных трубопроводов, прокладываемых по территориям России и стран СНГ, преимущественно применяют трубы категории прочности К60 (ств > 590 МПа, стт > 480 МПа), К65 (ав > 625 МПа, стт > 555 МПа), Х70, Х80. Рост рабочего давления газа свыше 10, 12 МПа в магистральных газопроводах в случае использования сталей К60(Х70), К65(Х80) приводит к увеличению металлоемкости трубопроводов и удельных затрат при их строительстве.

Применение особо высокопрочных сталей категории прочности XI20 (К90) (ов тш= 915 МПа, от > 830 МПа) позволяет увеличить давление подачи газа в трубопроводе, уменьшить затраты на прокачку газа, а также сократить требуемое количество стали вследствие уменьшения толщины стенки и диаметра трубы, что приведет к снижению стоимости трубопровода.

Согласно оценкам экономической эффективности, применение труб из стали категории прочности XI20 может дать экономию инвестиций в объеме 15-20 % по сравнению со сталью Х80 (К65) и 30-40 %, по сравнению со сталью Х70 (К60). Использование сталей Х120 дает возможность снижения общей стоимости проекта протяженных магистральных трубопроводов на 10-15 %.

Переход от сталей категории прочности Х80 (К65) к сталям категории прочности Х120 (К90) требует пересмотра металловедческих принципов их легирования, микролегирования и разработки новых технологических решений. На листовом прокате из трубных сталей XI20 на базе ферритно-бейнит-ной структуры становится трудно достижимым одновременное получение уровня прочности ств > 915 МПа, а > 830 МПа в сочетании с другими важнейшими характеристиками механических свойств (55> 16 %; КСЧ при -30 °С КСМ 30 > 290 Дж/см2; доля вязкой составляющей в образцах при ИПГ > 85 % при температуре испытания -20 °С). Требуется переход к иному структурному состоянию стали - к дисперсной многофазной структуре, состоящей из гранулярного и нижнего бейнита и/или отпущенного малоуглеродистого

мартенсита с определенной долей МА-фазы, упрочненной частицами карбо-нитридных фаз ниобия, полученной после термомеханической контролируемой прокатки. В подобных сталях значительно снижается роль углерода как упрочняющего элемента и возрастает значение более прогрессивных видов упрочнения (дислокационного и дисперсионного). Важными задачами становятся получение бейнита со сверхмелким зерном размером 1-3 мкм, а также повышение прокаливаемо сти стали с помощью микродобавки бора для достижения необходимых прочностных показателей стали на экономнолегиро-ванном химическом составе.

Влияние различных композиций химического состава стали, технологии термомеханической прокатки (ТМП) с последующим ускоренным охлаждением (УО), индукционного отпуска, структурного фактора на получение необходимого уровня механических свойств в листовом прокате из сталей категории прочности XI20 (К90) применительно к российскому производству недостаточно исследовано. В связи с этим разработка высокопрочных сталей категории прочности XI00—XI20 и технологии их производства являются актуальным и перспективным направлением развития трубной отрасли России и стран СНГ. Разработка технологий получения высококачественной продукции из высокопрочной стали позволит снизить металлоемкость и повысить надежность строящихся отечественных магистральных газо- и нефтепроводов (особенно в зонах с нестабильной и сложной климатической обстановкой), что внесет существенный вклад в развитие металлургической и нефтегазовой отраслей промышленности.

Цель и задачи исследования. Целью настоящего исследования является установление основных закономерностей формирования микроструктуры и механических свойств низколегированной трубной стали категории прочности XI20 (К90) в зависимости от композиции химического состава, технологических параметров прокатки, прерванного ускоренного охлаждения с последующим индукционным (высоким) отпуском в потоке прокатного стана.

Разработка рекомендаций по химическому составу, технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением для промышленного производства сталей категории прочности Х120 (К90), применяемых для магистральных газопроводных труб.

В рамках достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:

1. Провести сравнительный анализ влияния композиций химического состава низколегированных сталей XI20 с микродобавкой бора и без бора на формирование комплекса механических свойств и микроструктуру.

2. Провести исследования кинетики фазовых превращений переохлаж-

денного аустенита. Построить термокинетические диаграммы сталей с микродобавкой бора и без бора.

3. Изучить влияние параметров термомеханической прокатки, прерванного ускоренного охлаждения на формирование комплекса необходимых свойств и микроструктуру проката из стали XI20.

4. Провести сравнительную оценку влияния дополнительного ускоренного индукционного отпуска на механические свойства и микроструктуру стали Х120.

5. Оценить влияние режимов ускоренного охлаждения на микроструктуру, количество и тип структурных составляющих, тонкую структуру комплексно микролегированных сталей Х120.

6. Провести сопоставительный анализ свариваемости стали категории прочности XI20, микролегированной бором, и стали XI20 без бора;

7. На основе полученных результатов подготовить рекомендации к промышленному опробованию производства проката из сталей категории прочности Х120.

Научная новизна

1. Впервые в отечественной практике разработана концепция микролегирования стали категории прочности XI20, предусматривающая низкое содержание углерода, добавки N1, Си, Сг, Мо, комплексное микролегирование Т1+№>+(В). Определено влияние химического состава на свойства и микроструктуру стали.

2. Разработаны два состава низкоуглеродистой трубной стали категории прочности XI20: экономнолегированная сталь 04Г2ХНДМБР, микролегированная бором, с более низким углеродным эквивалентом (С = 0,48 %, Рст = 0,19 %), и без бора - 06Г2ХНДМБ (С кв = 0,55 %, Рст = 0,23%).

3. На основе исследования термокинетических особенностей установлено, что бор приводит к повышению устойчивости аустенита, способствует снижению критических точек (температура начала бейнитного превращения ниже) на 50 °С, область бейнитного превращения смещается в сторону более низких скоростей охлаждения и начинается с 0,1 °С /с, изменяется морфология бейни-та от зернистого к игольчатому по сравнению со сталью без бора.

4. Изучен характер распределения бора в стали категории XI20. Показано что бор находится в виде сегрегаций на межфазных границах по периферии бейнитных колоний в свободном состоянии и оказывает сильное тормозящее влияние на превращение аустенита в феррит, расширяя область скоростей охлаждения формирования структуры реечного нижнего бейнита, малоуглеродистого мартенсита.

5. Выявлены закономерности изменения типа, соотношения, морфологии фаз и структурных составляющих стали XI20 в зависимости от химиче-

ского состава, параметров контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения. Установлено, что оптимальной структурой для стали XI20, содержащей бор, является нижний реечный бейнит, а для стали без бора предпочтительна двухфазная структура, состоящая из 60-70 % гранулярного бейнита и 30-40 % нижнего реечного бейнита.

6. Установлено положительное влияние на деформационную способность, хладостойкость сталей XI20 с бором индукционного отпуска в потоке прокатного стана, который благодаря устранению МА-фазы, аннигиляции (перераспределению) дислокаций способствует повышению пластичности, ударной вязкости.

Достоверность полученных результатов обеспечивается:

— воспроизводимостью и согласованностью анализируемых данных, применением современных методов исследования микроструктуры и механических свойств стали, использованием современных программных пакетов обработки изображений и экспериментальных данных;

— положительными результатами, полученными в ходе лабораторных исследований проката из сталей XI20;

— положительными результатами характеристик качества стали категории прочности XI20, полученной в экспериментальном комплексе ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина».

Практическая ценность работы

1. Разработаны рекомендации, принципы легирования сталей категории прочности XI20, содержащих добавки Сг, N1, Си, Мо, микролегированные ниобием, бором. Предложена для промышленного опробования эконом-нолегированная сталь (Сзкв = 0,48 %, Рст = 0,19 %) с низким содержанием углерода (0,04 %), дополнительно микролегированная бором, а также более легированная сталь, не содержащая бора (Сзкв = 0,55 %, Р = 0,23 %).

2. На основании установленных закономерностей влияния технологических параметров на механические свойства и микроструктуру сталей разработаны практические рекомендации по отработке технологии производства высокопрочного проката категории прочности XI20 в условиях стана 5000.

3. Показано положительное влияние индукционного отпуска в потоке прокатного стана после ускоренного охлаждения на пластичность (деформационную способность) и ударную вязкость (хладостойкость) стали XI20, микролегированной бором.

На защиту выносятся:

1. Принципы легирования сталей категории прочности XI20. Результаты оценки влияния химического состава на механические свойства и структуру проката из сталей Х120 (К90).

2. Эффект влияния бора на формирование промежуточных мартенсит-но-бейнитных структур. Влияние микродобавки бора и характера его распределения на механические свойства и микроструктуру стали категории прочности XI20.

3. Закономерности влияния режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на механические свойства, тип микроструктуры и объемные доли структурных составляющих сталей XI20.

4. Анализ природы и количества упрочняющей МА-фазы в стали Х120 при исследовании тонкой структуры проката.

5. Положительный эффект индукционного отпуска на комплекс механических свойств, сопротивление хрупкому и вязкому разрушениям. Сравнительный анализ влияния индукционного отпуска после ускоренного охлаждения (ТМП+УО) на механические свойства и микроструктуру проката Х120.

6. Рекомендации для опытно-промышленного производства листового проката из сталей категории прочности XI20 в условиях стана 5000 ОАО «ВМЗ», ОАО «ММК».

Личный вклад автора

Автор лично разработал методику лабораторного эксперимента, результаты которого изложены в диссертации. Осуществил подготовку необходимых материалов для выплавки сталей, выплавку слитков и прокатку заготовок на экспериментальном стане дуо 300, проводил лабораторные эксперименты, исследовал влияние технологических параметров на механические свойства, микроструктуру. Методами оптической, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии изучал особенности формирования микроструктуры, морфологического строения. Проводил обработку и анализ полученных результатов. Основные положения диссертационной работы сформулированы автором лично.

Соответствие содержания диссертации паспорту специальности, по которой она рекомендуется к защите. Работа соответствует формуле и пункту 3 области исследования специальности 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»: «3. Теоретические и экспериментальные исследования влияния структуры (типа, количества и характера распределения дефектов кристаллического строения) на физические, химические, механические, технологические и эксплуатационные свойства металлов и сплавов».

Апробация работы. Основные положения и результаты работы доложены и обсуждены на II и III научно-технических конференциях молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий» (Москва, 2010 и 2011 гг.); VIII Российской ежегодной конференции молодых

научных сотрудников и аспирантов «Физико-химия и технология неорганических материалов» (Москва, 2011 г.); VI Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур ПРОСТ 2012» (Москва, 2012 г.); IV Международной конференции с элементами научной школы для молодежи «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества ФНМ 2012» (Суздаль, 2012 г.); V Международной молодежной научно-практической конференции «Новые технологии в газовой отрасли: опыт и преемственность» (Московская обл., пос. Развилка, ООО «Газпром ВНИИГАЗ». 2013 г.).

Публикации. По результатам диссертации опубликовано пять статей, в том числе четыре в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих выводов, списка цитируемой литературы из 146 наименований. Работа изложена на 162 страницах машинописного текста, содержит 60 рисунков и 28 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении раскрыта актуальность работы, обоснована цель и основные задачи, определены объект и предмет исследований, сформулированы научная новизна работы и практическая значимость полученных результатов.

В первой главе представлен литературный обзор, в котором рассмотрены основные действующие и перспективные требования, предъявляемые к высокопрочным сталям для труб магистральных газопроводов. Дан анализ тенденций развития высокопрочных низколегированных сталей. Рассмотрены современные металловедческие представления о высокопрочных сталях для электросварных труб большого и среднего диаметра, механизмах упрочнения, способах производства листового проката из высокопрочных сталей.

Отмечено отсутствие в научной литературе подробных данных о влиянии технологических режимов контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением на механические свойства и микроструктуру сталей XI20 (К90), отсутствие подробного металловедческого обоснования создания сталей категории прочности XI20 для газопроводных труб большого диаметра. Не приведены четко сформулированные принципы легирования высокопрочных сталей категории прочности Х120. Недостаточно представлен сравнительный анализ преимуществ и недостатков сталей категории прочности Х120, микролегированных бором и не содержащих его.

В этой главе определены пути совершенствования микроструктуры и свойств высокопрочных трубных сталей. Указаны области нерешенных вопросов и сформулированы задачи настоящего исследования.

Во второй главе обоснованы и описаны выбранные материалы и методы исследования. Для решения поставленных в работе задач в качестве материала исследования были выбраны низколегированные особо высокопрочные трубные стали двух систем легирования: первая - низкоуглеродистая (0,04-0,06 %) ниобийсодержащая сталь, дополнительно легированная элементами, обеспечивающими твердорастворное упрочнение - Mn, Ni, Mo, Cr, Си (0,2-0,3 %) - с микродобавкой бора (0,002 %); вторая - низкоуглеродистая ниобийсодержащая сталь с более высоким содержанием углерода (0,06-0,09 %) и легирующих добавок - Ni, Mo, Cr, Си (0,3-0,45 % каждого элемента) без дополнительного микролегирования бором (табл. 1). Сталь 04Г2ХНДМБР категории прочности XI20, содержащая бор, имеет экономный уровень легирования, выражающийся величиной С.жв = 0,48 %, Рст = 0,19 % (Р и = 0,25 % - максимальное значение для XI20 согласно ISO 3183:2007). Сталь 09Г2ХНДМБ без бора имеет максимально допустимый уровень легирования для сталей категории прочности XI20, выражающийся значениями С = 0,57 %, Р = 0,25 %.

^KR ' ' Г/М '

Таблица 1. Химический состав опытных плавок стали категории

Х120

Плавка №JYs Сталь Массовая доля химических элементов, % % Prm, %

С Si Mn Р S N А1 Ti Ni Mo Си Cr Nb В

Стали с бором > XI20 (К90) 04Г2ХНДМБР 0,04 0,22 1,95 0,006 0,001 0,005 0,03 0,025 0,31 0,21 0,20 0,20 0,07 0,002 0,48 0,19

2 X120(К90) 06Г2ХНДМБР 0,06 0,23 1,99 0,007 0,001 0,005 0,03 0,020 0,40 0,30 0,23 0,25 0,05 0,002 0,54 0,23

3 X120(К90) 07Г2ХНДМБР 0,07 0,23 1,95 0,006 0,001 0,006 0,03 0,021 0,35 0,32 0,20 0,23 0,05 0,002 0,54 0,23

Стали без бора 4 XI20 (К90) 06Г2ХНДМБ 0,06 0,22 2,0 0,007 0,001 0,005 0,03 0,022 0,45 0,31 0,42 0,20 0,07 - 0,55 0,23

5 XI20 (К90) 07Г2ХНДМБ 0,07 0,24 1.95 0,006 0,001 0,006 0,03 0,019 0,40 0,33 0,30 0,32 0,06 - 0,57 0,24

6 XI20 (К90) 09Г2ХНДМБ 0,09 0,23 1,99 0,006 0,001 0,007 0,03 0,022 0,42 0,29 0,25 0,20 0,06 - 0,57 0,25

Стали, составы которых приведены в табл. 1, выплавляли в 15-кг ва-куумно-индукционных электропечах и 30-кг индукционных электропечах ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», разливали в специальные изложницы. Полученные заготовки прокатывали в полуавтоматическом режиме на стане дуо 300 на полосы толщиной 11,0 мм по технологии термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением. Нагрев заготовок осуществляли до температуры 1100 °С для сталей, микролегированных бором, и до 1150 °С

для сталей без бора. Чистовую прокатку проводили с завершением в нижней части у-области (Т = 840-870 °С, Т = 800-820 °С) и в двухфазной

' v Н.ЧИСТ ' К.ЧИСТ ' J *

(у+а)-области (Г = 785-790 °С, Т = 690-700 °С). Ускоренное охлажде-

v ' ' 4 Н.ЧИСТ ' К.ЧИСТ /Г

ние прерывали при температурах 550, 500,450,400, 350, 300 °С. Варьировали скорость охлаждения от 15 до 35 °С /с. Суммарное обжатие во время чистовой стадии прокатки составило =80 %.

После ускоренного охлаждения часть прокатанных полос подвергали кратковременному индукционному нагреву токами промышленной частоты до температуры 620±10 °С в течение 5-10 с.

После прокатки от каждой полосы были отобраны образцы для определения механических свойств, оценки хладостойкости и анализа микроструктуры металла.

Кинетику полиморфного превращения при охлаждении горячедефор-мированного аустенита исследовали с помощью дилатометра BAHR-805 (Германия), оснащенного приставкой для деформирования сжатием образцов размерами 5 х 10 мм.

Особенности распределения бора в стали категории прочности XI20 изучали методами спектроскопии Оже-электронов и масс-спектрометрии вторичных ионов. Исследование элементного состава на поверхности изломов проводили с помощью методов электронной и ионной спектроскопии на электронном спектрометре ESCALAB МК2 английской фирмы VG.

Свариваемость металла исследовали методом имитации воздействия термических циклов сварки на структуру и ударную вязкость металла околошовной зоны (ОШЗ) сварного соединения с помощью установки индукционного нагрева на образцах размерами 5x10x55 мм и высокоскоростного дилатометра ИМЕТ-ДБ.

Изучение микроструктуры проводили методами световой микроскопии, сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), в том числе с использованием приставки для рентгеновского микроанализа (РМА); рентгеновской дифрактометрии (РД).

В третьей главе приведены результаты изучения влияния химического состава на механические свойства и микроструктуру сталей XI20.

На основе проведенных исследований установлены оптимальные композиции химического состава: экономнолегированная сталь, содержащая бор, — 04Г2ХНДМБР (плавка № 1, см. табл. 1), обладающая запасом прочности, и сталь, не содержащая бора, - 06Г2ХНДМБ (плавка № 4, см. табл. 1), обладающая запасом пластичности и ударной вязкости. В табл. 2 и на рис. 1 приведены значения механических свойств в зависимости от химического состава стали.

Механические свойства исследованных сталей удовлетворяют требованиям ISO 3183:2007. Однако сталь 04Г2ХНДМБР, микролегированная бором, с наиболее низкими значениями показателей (С =0,48%, Р =0,19%) об-

v экв ' * cm ' J

ладает более высокими показателями пластичности 65гаах = 16,3 %, ударной вязкости KCVcvm^30 = 263 Дж/см2, хладостойкости (7g() ниже -70 °С) в сравнении со сталями, содержащими бор (плавки № 2 и 3, см. табл. 2).

Таблица 2. Значения механических свойств опытного проката в зависимости от химического состава, а)п.п(Гуо = 550 °СН%,2, o)mai. (Гкуо = 350°С)/среднее

Номер плавки (С, %+В) о0 2, МПа с ,МПа в' ö5, % п. Ja 0,2 в КСУ3\ Дж/см2 Т °с 80'

1 (0,04 С+В) 790-997 881 862-1072 955 13.0-16.3 14,7 0.92-0.93 0,92 260-267 263 -72

2 (0,06 С+В) 831-1022 918 901-1078 983 10.4-14.2 12,4 0.92-0.95 0,93 201-215 210 -60

3 (0,07 С+В) 857-1035 945 932-1098 1011 10.4-13.5 11,9 0.92-0.94 0,93 192-203 201 -57

4 (0,06 С, без В) 741-852 799 830-934 888 15.9-19.2 17,7 0.89-0.91 0,90 339-359 345 Ниже -100

5 (0,07 С, без В) 760-880 822 841-960 906 14.9-17.7 16,3 0.90-0.92 0,91 322-348 333 Ниже -100

6 (0,09 С, без В) 835-1012 918 910-1087 989 9.6-15.0 12,6 0.92-0.93 0,92 244-271 260 -90

ISO 3183:2007 (min-max) 830-1050 915-1145 - <0,99 - -

Прокат из стали без бора 06Г2ХНДМБ (Сэкв = 0,55 %, Рст = 0,23 %) характеризуется наиболее высокими показателями пластичности ($5тах = 19,2 %), хладостойкости в сравнении со всеми исследованными сталями. Низкотемпературная ударная вязкость имеет максимальные значения во всем исследованном интервале температур: КСЧ Ъ0 = 333-345 Дж/см2; КСЧ шо _ 145—159 Дж/см2, критическая температура хрупкости Г80 ниже -100 °С (см. рис. 2).

Стали, микролегированные бором, показали более низкие значения ударной вязкости КСУ 30 = 210-263 Дж/см2; АГУ 100 = 70-80 Дж/см2, Тео ниже -70 °С (плавка № 1), что характеризует стали XI20, содержащие бор, как менее хладостойкие, чем стали без бора.

5.

Г; ™> 1-

|| 750

700 п

650 ■ '

Кочлошпин химического состава, У( плавки, (с« табл. 1)

1 2 3 4 5 6 Компалгпин химического состава, № шавки, (см габл. I)

1 2 3 4 5 6 Композиции шшческото состава, .4 плавки , (см таб.т. 1)

Рис. 1. Результаты механических испытаний стали XI20 исследованных композиций химического состава, полученные на прокате охлажденного до Т = 450 °С

- Плавка .V- 3

- Плавка № 4

- Плавка № 5

-110 -90 -70 -50 -30 -10 Температура нспытання, °С

110 100

е

а.' 90

и

1 80

а:

£

70 60 50

> Плавка ^^^^ Плавка

6 » Плавка ——Плавка ■' Плавка

3

-110 -90 -70 -50 -30 -10 Температура испытания, °С

Рис. 2. Сериальные кривые, зависимость доли вязкой составляющей в изломе образцов КСМ от температуры испытания сталей категории прочности Х120. Плавки № 1-3 - стали микролегированные бором, плавки № 4-6 - составы без бора

Особенности распределения бора в металле проката из опытной стали XI20, полученном при ТМП, были исследованы методами спектроскопии Оже-электронов (ОЭС) и масс-спектрометрии вторичных ионов (ВИМС).

На рис. 3 представлены результаты масс-спектроскопического исследования поверхности изломов образцов, предварительно очищенных ионным травлением и затем нагретых до 550 °С. На спектрах масс присутствуют кластеры В2+ и В и отсутствуют более сложные кластеры бора с азотом (ВЫ -масса порядка 25 а.е.м), кислородом (ВО, В02 - массой около 27 а.е.м. и 43 а.е.м. соответственно) или металлами, что свидетельствует о присутствии бора в свободном состоянии в сегрегациях на межфазных границах (рис.4.). По результатам проведенных исследований установлено, что бор в стали XI20 находится в свободном состоянии (твердом растворе) и не связан в нитриды бора (ВЫ), что способствует повышению прокаливаемое™ (прочности) стали.

Масса, а.е.м

в

20 40 60 80 Time, min

Рис. 3. Спектры масс-положительных и отрицательных ионов, полученные для поверхности излома образца стали XI20 после его нагрева в вакууме при 550 °С в зависимости от продолжительности выдержки:

а - 10 мин; б- 30 мин; в -60 мин; г - зависимость интенсивности линии бора на спектре масс

от длительности нагрева при 550 "С

Рис. 4. Микроструктура стали Х120 с добавкой бора,плавка № 1.

Распределение бора по периферии бейнитной колонии. Увеличение *6000

В четвертой главе приведены результаты исследования кинетики фазовых превращений переохлажденного аустенита, влияния режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на формирование микроструктуры стали категории прочности Х120. С помощью дилатометра ВАН11-805 построены термокинетические диаграммы (ТКД) превращения горячедефор-мированного аустенита, имитирующие условия контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением стали, содержащей бор (плавка № 1) и без бора (плавка № 4).

Термокинетические диаграммы исследованных сталей представлены на рис. 5.

В результате исследования установлено, что микролегирование стали XI20 бором способствует преимущественно сдвиговому превращению аустенита, бор замедляет превращение основных фаз - феррита, гранулярного бейнита, сдвигает на ТКД область распада переохлажденного аустенита по шкале температур вправо, тем самым облегчая образование нижнего реечного бейнита, малоуглеродистого мартенсита.

Легирование стали бором способствует повышению устойчивости аустенита, приводит к снижению критических точек (температуры начала бей-нитного превращения) на 50 °С, область бейнитного превращения смещается в сторону более низких скоростей охлаждения и начинается с 0,1 °С/с. При этом изменяется морфология бейнита от зернистого к игольчатому.

s.

s

B.

Рис. 5. Термокинетические диаграммы сталей категории прочности Х120 (К90) с добавкой бора и без бора

Увеличение твердости HV10 с 251 до 349 и прочности при температурах охлаждения ниже 300-350 °С связано с формированием в структуре мар-тенситной составляющей.

В пятой главе представлены результаты изучения влияния режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на механические свойства и формирование микроструктуры стали XI20 (К90) рекомендованных химических составов путем моделирования и прокатки на стане дуо 300. Исследовано влияние индукционного отпуска в потоке прокатного стана после ускоренного охлаждения на механические свойства и микроструктуру стали. Исследовано тонкое строение, морфология, микроструктура и ее влияние на свойства, а также способы управления структурой и свойствами металла.

Исследование влияния температуры завершения чистовой прокатки на механические свойства опытных сталей 04Г2ХНДМБР, 06Г2ХНДМБ показало, что технология контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (КП+УО) с завершением в нижней части у-области позволяет получить необходимые прочностные показатели согласно ISO 3183:2007 (предел текучести, временное сопротивление на 50-100 МПа выше показателей, полученных

15

!_. _______ _.. _ ___________ __________

при низкотемпературной прокатке с завершением в двухфазной (у+а)-обла-сти), также получена более высокая ударная вязкость (на 50-100 Дж/см2) при температурах от 0 до -100 °С, более низкая температура вязкохрупкого перехода Tso, лежащая ниже -100 °С для сталей, не содержащих бора, и -70 °С для сталей с бором. Прокат, полученный по технологии ТМП с завершением в нижней части у-области и последующим УО, обладает лучшей хладостой-костью.

Исследовано влияние температуры прерывания УО и скорости охлаждения на микроструктуру и механические свойства стали исследованных составов. Определены оптимальные температуры прерывания ускоренного охлаждения:

- для сталей Х120, содержащих бор, рекомендуется Г = 400-450 °С, скорость охлаждения 20-25 °С /с. По данному режиму получен наилучший комплекс свойств для сталей с бором: о0 2 = 857 МПа; а = 931 МПа; = 14,7 %; KCV 30 = 263 Дж/см2; Г80 = -70 °С;

- для сталей Х120 без бора определены Ткуо = 35(МЮ0 °С, скорость охлаждения 30-35 °С/с. По данному режиму получен наилучший комплекс свойств для сталей XI20: о0, = 852 МПа; ов = 934 МПа; б5 = 15,9 %; KCVcp 30 = 362 Дж/см2; Г80 ниже -100 °С.

В ходе проведенного исследования микроструктуры, тонкой структуры сталей, содержащих и не содержащих бор, установлены оптимальные типы структур, способы управления структурой, влияние особенностей тонкого строения на свойства проката из стали XI20.

Структура сталей XI20 без бора, как правило, многофазная и состоит из продуктов промежуточного превращения, сформированных по бейнитному (диффузионно-сдвиговому) механизму. В зависимости от температуры прерывания УО структура содержит гранулярный бейнит (или видоизмененный игольчатый феррит) с областями (колониями) нижнего реечного бейнита, а также «островковые» структуры микронного размера - МА-фаза (рис. 6, а, б).

С понижением температуры прерывания ускоренного охлаждения после ТМП до 350-400 °С и увеличения скорости охлаждения до 30-35 °С/с в структуре наряду с гранулярным бейнитом повышается доля нижнего реечного бейнита. На рис. 6, в показана область (пакет) нижнего реечного бейнита в структуре, состоящей из гранулярного бейнита стали XI20 без бора. Плотность дислокаций в нижнем реечном бейните ниже, чем в мартенсите, но существенно выше, чем в гранулярном бейните. Наряду с областями нижнего реечного бейнита в структуре формируются «островковые» структуры микронного размера (1-3 мкм), содержание углерода в которых существенно выше, чем исходное. Эти «островковые» структурные составляющие содержат аустенит и мартенсит (МА-фаза). Объемная доля «островковых» струк-

тур минимальна и составляет около 5-7 % в зависимости от температуры окончания охлаждения (см. рис. 6, б г).

е-ПЭМ, х30 ООО г-ПЭМ, хЗОООО д-ПЭМ,

дифракционная картина

Рис. 6. Структура прокатанных полос из опытной стали XI20, не содержащей бора, выполненная на СЭМ Tescan Vega и ПЭМ JEM-200CX: а - двухфазная структура, состоящая

из гранулярного бейнита и нижнего реечного бейнита, плавка № 4, Т = 350 °С; б - структура гранулярного бейнита, между блоками бейнита присутствуют включения аусте-

нита, темнопольное изображение в рефлексах аустенита, плавка № 4, Г уо = 400 °С; в - структура, состоящая из гранулярного бейнита и реечного нижнего бейнита, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита, плавка № 4, Гкуо = 350^100 °С; г - структура гранулярного бейнита с «островковой» структурной составляющей, содержащей аустенит и мартенсит (МА-фаза), темнопольное изображение в рефлексах аустенита, плавка № 4, Гуо = 350 °С; д - дифракционная картина структурной составляющей МА-фазы

В опытных сталях XI20, микролегированных бором (плавка № 1), получена структура, сформированная по сдвиговому механизму и состоящая преимущественно из нижнего реечного бейнита. В зависимости от температуры прерывания УО наряду с нижним реечным бейнитом формируется структура малоуглеродистого мелкодисперсного реечного мартенсита (рис. 7, а).

а-СЭМ, х2000 б-ПЭМ, х 15 ООО

Рис. 7. Структура металла прокатанных полос из опытной стали Х120 (плавка №1), микролегированной бором, выполненная на СЭМ Tescan Vega и ПЭМ JEM-200CX: а - структура нижнего реечного бейнита, Т = 450 °С; б - структура реечного нижнего бейнита, светлопольное изображение, Т = 450 °С; в - структура малоуглеродистого дисперсного реечного мартенсита, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита, Т = 300-350 °С; г - структура малоуглеродистого дисперсного реечного мартенсита, светлопольное изображение, Г = 300-350 °С

в-ПЭМ, х60 000

г - ПЭМ, х15 000

Анализ морфологического строения сталей XI20, микролегированных бором, показал, что при понижении температуры прерывания ускоренного охлаждения до 350 °С и увеличения скорости охлаждения до 25-30 °С/с повышается доля малоуглеродистого мелкодисперсного реечного мартенсита, характеризующегося высокой плотностью дислокаций (р ~ 10" см 2), малой шириной реек порядка 0,1-0,3 мкм, наличием субструктуры пакетов с однонаправленными блоками (близким габитусом реек), развернутых друг относительно друга на угол ~10° (см. рис. 7, б). Двойники мартенсита практически отсутствуют, в образцах охлажденных до 350 °С со структурой малоуглеродистого мартенсита двойники ещё можно найти, хотя и с трудом, в образцах со структурой нижнего реечного бейнита (образцы охлажденные до 450 °С) двойники не обнаружены. Аустенит присутствует в крайне незначительном количестве в виде отдельных «кусочков» среди мартенсита. Квазиполигональный феррит (КПФ) имеется в незначительном количестве, мелкоблочный. Цементит в явном виде не наблюдается.

Увеличение доли малоуглеродистого мартенсита в структуре способствует повышению прочности и снижению сопротивления хрупкому разрушению (рис. 7, в).

С целью повышения деформационной способности (8рав[[) и хладостой-кости опытных сталей XI20 с бором было исследовано влияние индукционного отпуска (Т — 630 °С) после УО в темпе прокатки на механические

J v отпуска ' г

свойства. В результате после индукционного отпуска пластичность стали увеличилась: относительное удлинение увеличилось на 2,8-3,9 %, равномерное удлинение 8равн - на 1,8-2,5 %. Улучшились показатели хладостой-кости: низкотемпературная ударная вязкость увеличилась на 44—73 Дж/см2 (KCW 30 = 325 Дж/см2; KCV 100 = 112 Дж/см2), температура вязкохрупкого перехода Г80 снизилась с -70 до -80 °С и ниже, увеличилась доля вязкой составляющей в изломах образцов при испытаниях KCV. На продольных образцах на 0,03 снизилось отношение а /ов (рис. 8). Для высокопрочных трубных сталей категории прочности XI20, микролегированных бором, такое увеличение этих показателей является существенным, если сравнивать со сталями XI20 с бором, полученными без индукционного отпуска, а также с существующими аналогами.

Исследование морфологического строения, микроструктуры опытной стали XI20 с бором после индукционного отпуска не выявило существенного отличия от структуры образцов без индукционного отпуска, за исключением релаксационных процессов, связанных с влиянием температуры отпуска на процессы аннигиляции и перераспределение дислокаций.

19

Температура окончания прерывания УО, "С

300 350 400 450 500 550 600 Температура окончания прерывания УО, °С

Температура цепы (пннн, "С

300 3SO 41Ю 450 500 550 Темперагура окончании прерывании УО,°С

в г

Рис. 8. Зависимость механических свойств проката из опытной стали Х120 с добавкой бора после отпуска (1) и без отпуска (2) от температуры прерывания УО:

а - значения 55; б - значения 8раян, полученные на продольных образцах; в - сериальная кривая, значение ударной вязкости при Г уо = 450 °С; г - отношения ат/ов, полученные на продольных образцах

В ходе сравнительного анализа тонкой структуры сталей после отпуска и без отпуска было выявлено отсутствие МА-фазы в отпущенных сталях (рис. 9).

Улучшение вязких свойств и пластичности связано с отсутствием МА-фазы, аннигиляцией дислокаций, релаксацией локальных пиковых напряжений, характерных для мартенситной структуры (и/или структуры нижнего бейнита) в исходном состоянии, однако краткость индукционного нагрева не приводит к видимым изменениям общей дислокационной структуры. Нагрев проката до температуры 630 °С способствует началу образования полигони-зованной субструктуры, что приводит к улучшению вязких характеристик стали.

Рис. 9. Тонкая структура образцов из стали XI20 с бором после индукционного отпуска (630 °С), выполненная на ПЭМ - ЛЕМ-200СХ: а - структура нижнего бейнита без отпуска, темнопольное изображение в рефлексах аустенита (Гк ?о = 450 °С); б - структура нижнего бейнита после отпуска, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита (Г = 450 °С)

-Аустенит

}0ЭСЬ0

В шестой главе приведен анализ свариваемости проката из сталей категории прочности XI20, микролегированной бором и без добавок бора лабораторных плавок № 1 и 4.

Анализ кинетики фазовых превращений металла околошовной зоны (ОШЗ) стали XI20 с добавками и без добавок бора лабораторной выплавки показал, что основными видами превращения являются бейнитное и мартен-ситное.

Влияние скорости охлаждения после сварки на изменение ударной вязкости металла ОШЗ изучали на образцах, нагретых до 1320 °С с последующим охлаждением со скоростями 6 и 10 °С/с. Такие режимы характерны для сварки труб с толщиной стенки соответственно более 30 мм и 18-25 мм (рис. 10).

Проведенные эксперименты показали, что сталь XI20 исследованных составов обеспечивает высокие свойства в околошовной зоне при автоматической сварке под флюсом на погонных энергиях сварных соединений толщиною менее 25 мм при скорости охлаждения порядка 10 °С/с при температуре испытания до -20 °С. Сталь XI20 без добавки бора обеспечивает требуемый уровень прочностных свойств (105 Дж/см2) до -40 °С против -20 °С для стали с бором.

Рис. 10. Изменение ударной вязкости металла ОШЗ стали XI20 с добавкой и без добавки бора в зависимости от скорости охлаждения, температуры испытания при сварке

При увеличении толщины стенки трубы свыше 25 мм и снижении скорости охлаждения с 10 до 6 °С/с возможно получение значительного разброса свойств металла ОШЗ реальных сварных соединений. При толщине стенки свыше 30 мм металл ОШЗ обеих сталей имеет стабильно низкие свойства при отрицательных температурах (менее 25 Дж/см2).

Достаточно низкая твердость (порядка 260 НУ]0) при автоматической сварке под флюсом гарантирует отсутствие холодных трещин в металле околошовной зоны.

В разделе 6.3 приведены рекомендации по химическому составу, технологии термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением и последующим индукционным отпуском.

По результатам проведенных исследований для опытно-промышленного производства листового проката из сталей категории прочности XI20 рекомендованы экономнолегированная сталь с микродобавками бора и более легированный состав без бора (табл. 4).

Таблица 4. Рекомендованные химические составы для промышленного опробования в условиях стана 5000

Сталь Массовая доля химических элементов, % c„, %

С Si Мп Р S AI Ti N1 Mo Си Cr Nb В

Не более

1 -Х120 с бором 0,05 0,25 2.0 0,008 0.002 0,007 0,03 0,025 0,30 0,20 0,20 0,20 0,07 0,002 0,48

2 - XI20 б» бора 0,07 0,25 2.0 0,008 0,002 0.007 0,03 0.025 0,45 0.35 0,45 0,30 0,07 - 0,57

Для опытного производства на стане 5000 листового проката из стали категории XI20 с микродобавками бора и без бора рекомендовано следующее.

1. Нагрев слябов под прокатку осуществлять до температуры 1100 °С для стали, микролегированной бором, и до 1150 °С для стали без бора. Выдержка слябов в печи не более 5-7 ч;

2. Прокатку слябов производить по технологии термомеханической прокатки с завершением процесса в нижней части у-области и с последующим ускоренным охлаждением:

-температура начала черновой стадии прокатки Ти = 1000-1050 °С, температура окончания прокатки Т = 950-1000 °С:

1 J г 1 к.чсрн '

- частная деформация во время черновой стадии прокатки рекомендуется не менее 10 % при разбивке ширины проката и не менее 12-15 % после разбивки ширины проката;

- рекомендуется четырехкратный подкат;

- температура начала чистовой стадии прокатки Тичжт = 800-850 °С, температура окончания прокатки Т = 790-820 °С;

Г J Г Г К.ЧИСТ '

- суммарное обжатие при чистовой прокатке 80 %;

3. Ускоренное охлаждение:

- температура начала ускоренного охлаждения Гнуо = 750-790 °С;

- температура окончания ускоренного охлаждения для сталей XI20, микролегированных бором, Т = 400-450 °С, скорость охлаждения 20-25 °С/с;

- температура окончания ускоренного охлаждения для сталей XI20 без бора Т = 350-400 °С, скорость охлаждения 30-35 °С/с.

4. Для получения высокой деформационной способности (пластичности, вязкости) на сталях категории прочности XI20, микролегирован-

ных бором, рекомендуется проведение высокого индукционного отпуска до 620±10 °С после ускоренного охлаждения (ТМП+УО).

5. С целью получения оптимального комплекса свойств для стали Х120 с микродобавкой бора предпочтительна микроструктура, преимущественно состоящая из нижнего бейнита.

Для стали без бора предпочтительна микроструктура, состоящая преимущественно из гранулярного (зернистого) бейнита с областями нижнего реечного бейнита (до 25-35 %).

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Впервые в отечественной практике исследовано влияние двух композиций химического состава - с бором и без бора, режимов термомеханической обработки, ускоренного охлаждения, включая индукционный нагрев в потоке прокатного стана на структуру и механические свойства высокопрочного проката категории XI20 для магистральных трубопроводов высокого давления.

Разработаны рекомендации для опытно-промышленного производства стали в условиях стана 5000.

2. На основе результатов исследований основных закономерностей формирования микроструктуры и механических свойств стали категории прочности XI20 разработаны два состава низкоуглеродистой трубной стали: экономнолегированная 04Г2ХНДМБР с микродобавкой бора и наиболее низким углеродным эквивалентом (Сэкв = 0,48 %, Рст = 0,19 %), и без бора -06Г2ХНДМБ (Сзкв = 0,55 %, Рст = 0,23%).

Полученные стали удовлетворяют требованиям ISO 3183:2007 для сталей XI20, а также обладают повышенной пластичностью (85 = 16-19 %), низкотемпературной ударной вязкостью (KCV~i0 = 325-345 Дж/см2).

3. Методами спектроскопии Оже-электронов и масс-спектрометрии вторичных ионов установлено, что бор находится в свободном состоянии (твердом растворе) в виде сегрегации на межфазных границах по периферии бейнитных колоний и не связан в нитриды, оксиды и карбиды бора (BN, ВО, В02), что делает его эффективным и способствует повышению прокаливаемое™, прочности.

4. Исследование кинетики фазовых превращений показало, что бор способствует преимущественно сдвиговому превращению аустенита, замедляет превращение основных фаз - феррита, гранулярного бейнита. Микролегирование стали бором приводит к снижению критических точек (температур начала бейнитного превращения) на 50 °С, область бейнитного превращения на ТКД смещается в сторону более низких скоростей охлажде-

ния и начинается с 0,1 °С /с, изменяется морфология бейнита от зернистого к игольчатому в сравнении со сталью без бора.

5. Установлено, что для достижения необходимого комплекса свойств стали XI20 предпочтительна термомеханическая прокатка с завершением в нижней части у-области (температура окончания прокатки Гч = 790820 °С).

Определены оптимальные температуры прерывания ускоренного охлаждения:

- для сталей Х120 с бором рекомендуется Г = 400-450 °С, скорость охлаждения 20-25 °С/с. По данному режиму получена сталь со следующими свойствами: ст02 = 857 МПа; а = 931 МПа; 65 = 14,7 %; KCV'30 = 263 Дж/см2; Г80 = -70 °С;

- для сталей Х120 без бора Т = 350^400 °С, скорость охлаждения 30-35 °С/с. По данному режиму получен наилучший комплекс свойства о02 = 852 МПа; ов = 934 МПа; 55 = 15,9 %; KCV 30 = 362 Дж/см2; Tg0 ниже -100 °С;

6. Показано положительное влияние на деформационную способность кратковременного индукционного нагрева до 620±10 °С в потоке прокатного стана после ускоренного охлаждения, который благодаря устранению МА-фазы, аннигиляции (перераспределения) дислокаций способствовал увеличению относительного удлинения 5? на 2,8-3,9 %, равномерного удлинения 5равн на 1,8-2,5 %, низкотемпературной ударной вязкости на 44—73 Дж/см2 (ЛГУ 30 = 325 Дж/см2; KCV~m = 112 Дж/см2). Улучшились показатели хладо-стойкости, температура вязкохрупкого перехода Г80 снизилась с -70 до -80 °С и ниже, увеличилась доля вязкой составляющей в изломах KCV. Снизилось отношение ст/ов на 0,03 на продольных образцах.

7. Установлено, что в исследованных сталях в зависимости от режимов прокатки и охлаждения образуется широкая гамма структур: гранулярный бейнит, нижний реечный бейнит, малоуглеродистый мартенсит, МА-фаза, частицы карбонитридов различной морфологии. Наилучшее сочетание прочности и сопротивления разрушению достигается:

- в сталях с бором при формировании структуры мелкозернистого (1-2 мкм) нижнего реечного бейнита, упрочненной дисперсными частицами Nb(C), а также состоящей из МА-фазы с объемной долей около 5 %;

- в сталях без бора при формировании структуры, состоящей на 6070 % из гранулярного бейнита и на 30-40 % из нижнего реечного бейнита, около 5-7 % МА-фазы.

8. Методами имитации термических условий проведена оценка свариваемости. Показано что, разработанные стали имеют удовлетворительную свариваемость. Металл околошовной зоны обладает высоким сопротивлени-

ем хрупкому разрушению (КСУ 20 > 105 Дж/см2) и не склонен к образованию «холодных» трещин.

9. Разработаны и рекомендованы для промышленного опробования следующие режимы (параметры) контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения для сталей с микродобавками бора: Г ю =1100 °С, завершение контролируемой прокатки в нижней части у-области (температура окончания прокатки Гп около 800 °С), Г о = 400-450 °С, скорость охлаждения

20-25 °С/с; для сталей без бора: Т "У° = 1150 °С, Т ~ 800 °С, Т = 350г нагрева ' кп ' к.у.о

400 °С, скорость охлаждения 30-35 °С/с.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Морозов Ю.Д., Симбухов И.А., Дьяконов Д.Л. Исследование микроструктуры и свойств сверхвысокопрочной трубной стали категории прочности XI20, изготовленной в лабораторных условиях // Металлург. 2012. № 7. С. 50-56.

2. Симбухов И.А. Влияние индукционного нагрева на свойства стали категории прочности Х120 для газопроводных труб // Сталь. 2013. № 1. С. 63-67.

3. Морозов Ю.Д., Ковалев А.И., Вайнштейн ДЛ., Рашковский А.Ю., Симбухов И.А. и др. Особенности перераспределения бора в трубной стали при термомеханической обработке // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012. № 2. С. 61-69.

4. Мартынов П.Г., Симбухов И.А., Морозов Ю.Д. Исследование трубных сталей категории прочности XI 00-Х 120 для магистральных газопроводов // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012. № 3. С. 66-70.

5. Симбухов И.А. Исследование и разработка химического состава, технологии производства сверхвысокопрочной стали категории прочности Х120 для труб магистральных газопроводов высокого давления: Тр. конф. «Прочность неоднородных структур ПРОСТ 2012» (Москва, НИТУ «МИСиС». 17-19 апреля 2012). М. : Альянс Пресс, 2012. С. 220.

Подписано в печать 11.08.14. Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 100 экз. Заказ № 92 Отпечатано в ЗАО «Металлургиздат» 105005, г. Москва, ул. Радио, 23/9