автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние режимов термомеханической обработки на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры и свойства рулонного проката из низколегированных трубных сталей

На правах рукописи

СОЯ СЕРГЕЙ ВЛАДИМИРОВИЧ

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ ФЕРРИТНО-БЕЙНИТНОЙ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВА РУЛОННОГО ПРОКАТА ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

1 8 ОКТ 2012

Москва-2012

005053596

Работа выполнена во ФГУП «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина»

Научный руководитель: кандидат технических наук,

Настич Сергей Юрьевич

Официальные оппоненты: Эфрон Леонид Иосифович, доктор технических наук, ОАО «ВМЗ», научный руководитель инженерно-технологического центра

Ливанова Ольга Викторовна, кандидат технических наук, ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», ведущий научный сотрудник лаборатории КС-МТ Института качественных сталей (ИКС)

Ведущая организация: Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС» (НИТУ «МИСиС»)

Защита диссертации состоится 24 октября 2012 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01, созданного на базе федерального государственного унитарного предприятия «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 9/23

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»

Автореферат разослан 21 сентября 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук, старший научный сотрудник

Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В настоящее время в мировой металлургической практике происходит расширение производства рулонного проката высоких классов прочности, который применяется как для изготовления труб газо- и нефтепроводов, так и для сварных конструкций. Рулонный прокат производится на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП) по высокопроизводительным технологиям, обеспечивающим конкурентное преимущество по сравнению с производством на толстолистовых станах. Прокат может поставляться как в виде рулонов, так и в листах, полученных порезкой рулонов на мерные длины.

Современной тенденцией является повышение требований, предъявляемых к высокопрочному прокату, особенно по величине ударной вязкости, хла-достойкости и свариваемости, что имеет целью обеспечение надежности изделий. Это требует разработки составов стали и технологии производства, обеспечивающих формирование оптимальной микроструктуры проката. Для низколегированных высокопрочных сталей перспективной является ферритно-бейнитная микроструктура, получаемая в результате термомеханической обработки (ТМО), сочетающей высокотемпературную контролируемую прокатку (КП) с последующим ускоренным охлаждением (УО). Реализация технологии ТМО в условиях НШС ГП имеет ряд принципиальных особенностей, некоторые из которых до сих пор недостаточно исследованы. Поэтому работа, направленная на совершенствование технологии производства рулонного проката класса прочности К60 (ств > 590 Н/мм2, в целом соответствующая стали категории прочности Х70) толщиной 12-16 мм с улучшенными характеристиками ударной вязкости, хладостойкости и свариваемости, является актуальной.

Целью диссертационной работы является установление закономерностей формирования ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной стали для повышения прочности и хладостойкости металла при производстве рулонного проката по технологии термомеханической обработки, и разработка на этой основе технологических схем производства хладостойкого рулонного проката толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости в условиях непрерывных широкополосных станов 2000.

Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:

- изучить влияние различных режимов ускоренного охлаждения, в том числе УО, производимого в две стадии, на формирование конечной микроструктуры низколегированной стали, в том числе наличия и объемных долей продуктов бейнитного превращения различной морфологии;

- определить оптимальные параметры ускоренного охлаждения для составов стали К60 (Х70) с различным уровнем легирования, позволяющие получать требуемый комплекс механических свойств проката в условиях НШС ГП 2000;

- исследовать влияние температуры начала деформации аустенита вблизи температуры торможения его рекристаллизации на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной ниобийсодержащей стали К60 (Х70);

- определить взаимосвязь параметров конечной микроструктуры, в том числе размера условного зерна и разнозернистости, а также наличия, количества и типа структурных составляющих, на хладостойкость низколегированной стали К60 (Х70);

- разработать с использованием результатов выполненных исследований режимы ТМО рулонного проката толщиной 12-16 мм класса прочности К60 (Х70) с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости при ИПГ и осуществить опробование промышленного производства на НШС 2000 ГП ОАО «ММК».

Объектом исследования служили низколегированные трубные стали нескольких систем легирования: стали Х70 с пониженным содержанием углерода, увеличенным содержанием МЬ и добавками N1 и Си - сталь 06Г2НДБ без добавки ванадия и стали 08Г2НДФБ и 07Г2НДФБ с микролегированием V, а также известная сталь 10Г2ФБЮ (К60), но с пониженным содержанием V.

Научная новизна

1. Выявлены закономерности структурообразования в трубной стали класса прочности К60 (Х70) с добавками № и Си при ускоренном охлаждении (УО), выполняемом в две стадии (с перегибом кривой охлаждения) на отводящем рольганге непрерывного широкополосного стана. Показано, что температура конца УО на первой стадии (Т,) в основном определяет тип и морфологию ферритной матрицы, а температура конца УО на второй стадии (Тсм) определяет тип и дисперсность углеродсодержащей фазы.

2. Формирование игольчатого феррита (ИФ) со значительной объемной долей (более 20-30%) обеспечивается при Т) не выше температуры начала бей-нитного превращения (Взэ). Погашение Тсы в этом случае способствует увеличению объемной доли ИФ; низкая Тсм не является достаточным условием для получения значительной доли ИФ, так как при высоких Т^Вв, даже в комбинации с низкими Тсм образование ИФ происходит на заключительной стадии УО из локальных участков аустенита.

3. Установлено, что структурными факторами, приводящими к снижению значений ударной вязкости и хладостойкости рулонного проката толщиной 1216 мм из стали Х70 являются: наличие объемной доли продуктов бейнитного превращения реечной морфологии - бейнитного феррита (БФ), превышающей 10-15%, а также разнозернистость матрицы из квазиполигонального и полигонального феррита с долей зерен размером крупнее 10 мкм, превышающей 15%.

4. Показано, что причиной неоднородности микроструктуры и формирования областей БФ в границах бывших крупных зерен аустенита является наследование при фазовом превращении разнозернистости аустенита, возникающей вследствие частичной рекристаллизации аустенита при температуре начала

прокатки в чистовой группе клетей стана (Тнчп) вблизи температуры торможения рекристаллизации (Тн,,п > Тк[1). Необходимым условием получения высокой хладостойкости рулонного проката является начало прокатки в группе чистовых клетей в температурной области отсутствия рекристаллизации аустенита при фактической Т„,п < (Ткк - 20 °С) для стали К60 (Х70) с данным содержанием №.

Практическая ценность

1. На основании проведенных исследований усовершенствована промышленная технология производства рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и повышенной ударной вязкостью и хладостойкостью в условиях НШС ГП 2000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

2. Разработаны научные рекомендации по выбору составов стали, обеспечивающих требуемые свойства рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 12-16 мм при минимальном уровне легирования в условиях НШС ГП 2000.

3. С использованием разработанных технологических рекомендаций на стане 2000 ОАО «ММК» произведены промышленные партии рулонного проката из стали 10Г2ФБЮ (К60) толщиной 10,3 мм и 12,3 мм для прямошовных труб ОАО «ЧТПЗ», а также опытно-промышленные партии проката класса прочности К60 из стали типа (06-08)Г2НД(Ф)Б толщиной 16 мм для труб ОАО «Уральский трубный завод» («Уралтрубпром»), получаемых сваркой токами высокой частоты (ТВЧ).

Основные научные положения, выноснмые на защиту

1. Установленные закономерности влияния режимов ускоренного охлаждения, производимого по режиму в две стадш! (с перегибом кривой охлаждения) и моделирующего охлаждение толстой полосы на отводящем рольганге стана 2000, на тип микроструктуры, объемные доли структурных составляющих и свойства низколегированной стали К60 (Х70).

2. Выбранные режимы двухстадийного ускоренного охлаждения, позволяющие обеспечить для низколегированной стали К60 (Х70) требуемый комплекс свойств при различном уровне ее легирования.

3. Полученную зависимость величины ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ рулонного проката от разнозернистости матрицы и объемной доли структурных составляющих с реечной морфологией (бейнитного феррита).

4. Установленные взаимосвязи параметров микроструктуры рулонного проката из ниобийсодержащей стали К60 (Х70) температуры начала прокатки в чистовой группе клетей НШС 2000, в частности разнозернистости и наличия продуктов бейнитного превращения реечной морфологии.

5. Разработанные научные рекомендации по совершенствованию технологии производства рулонного проката из стали К60 (Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств на стане 2000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

Достоверность полученных результатов обеспечивается воспроизводимостью и согласованностью анализируемых данных, применением совре-

менных методов исследования микроструктуры и механических свойств стали, использованием программных пакетов обработки изображений, положительными результатами промышленного опробования разработанных на основании экспериментальных данных рекомендаций по совершенствованию технологии КП+УО для производства полосы.

Личный вклад автора

Автор лично разрабатывал методику лабораторного эксперимента, результаты которого изложены в диссертации, осуществлял подготовку образцов, участвовал в эксперименте, исследовал микроструктуру методом оптической микроскопии, производил обработку и анализ полученных результатов; разрабатывал схему промышленного эксперимента; участвовал в промышленном опробовании и механических испытаниях, исследованиях микроструктуры проката методами сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии. 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».

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов, списка цитируемой литературы из 130 наименований и приложения. Работа изложена на 141 странице машинописного текста, содержит 33 рисунка и 14 таблиц.

Апробация работы: Основные положения и результаты работы доложены и обсуждены на: I, П и Ш научно-технических конференциях молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий», г. Москва (2008, 2010 и 2011 гг.); VI Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2012», г. Москва (2012 г.).

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

Автор выражает благодарность коллективу Центра сталей для труб и сварных конструкций ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» за ценные теоретические и практические советы.

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 рассмотрено современное состояние вопроса производства рулонного проката категорий прочности Х70-Х80 по технологии ТМО.

Проанализированы требования, предъявляемые к современным трубным сталям, в том числе для электросварных спиральношовных труб большого диаметра. Представлены основные процессы структурообразования, происходящие в низколегированной стали в ходе осуществления ТМО, смотки полос и охлаждения рулонов. Определены пути совершенствования микроструктуры стали К60 (Х70) с целью обеспечения требуемого уровня прочностных свойств, ударной вязкости и хладостойкости при экономном уровне легирования стали. Отмечено, что основными проблемами, требующими решения в условиях отечественных станов 2000 является управление формированием ферритно-бейнитной микроструктуры стали при повышенных температурах начала прокатки в чистовой группе клетей стана и УО толстых полос, производимом в двух группах секций УО (т.е. в две стадии) на отводящем рольганге стана 2000. Однако эти вопросы не нашли широкого освещения в литературе. Исходя из этого обоснован выбор направления и задач исследования.

Во второй главе обосновываются и описываются выбранные материалы и методы исследования. Экспериментальные исследования выполнены на материале низколегированных трубных сталей с содержанием углерода 0,06-0,08% и повышенным содержанием ниобия (0,06-0,07%), также содержавших добавку ~ 0,20%№+0,20%Си для получения ферритно-бейнитной микроструктуры (табл.1). Сталь 06Г2НДБ имела экономный уровень легирования, выражавшийся величиной Сэкв = 0,36%, а сталь 08Г2НДФБ имела близкое к максимально допустимому для стали Х70 значение Сэкв = 0,43%. Промышленное опробование производства рулонного проката с гарантией уровня механических свойств осуществляли на стали 10Г2ФБЮ-К60 и на сталях 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ.

Сталь выплавляли в 350-тонных конвертерах ОАО «ММК», подвергали внепечной обработке, вакуумированию и разливали на установках непрерывной разливки. Слябы прокатывали на НШС ГП 2000 с ускоренным охлаждением полос в установке ламинарного типа, состоящей из двух групп секций, полосы сматывали в рулоны. Охлаждение рулонов производили на воздухе.

Таблица 1. Химический состав исследованных сталей. Массовая доля химических эле-меитов, %______^___|

№№ п/п Сталь С Ми Б р Сг № Си N V Т1 № Сэкв Рсш

1 06Г2НДБ 0,06 1,55 0,003 0,006 0,02 0,18 0,17 0,008 0,006 0.018 0,066 0,36 0,16

2 08Г2НДФБ 0,08 1,69 0,003 0,010 0,05 0,21 0,19 0,008 0,053 0,019 0,066 0,426 0,19

3 07Г2НДФБ 0,07 1,61 0,003 0,007 0,03 0,20 0,20 0,008 0,043 0,018 0,067 0,40 0,18

4 10Г2ФБЮ-К60 0,100,11 1,601,70 0,003 0,0090,013 н.б. 0,10 н.б. 0,10 н.б. 0,10 0,008 0,030,05 0,0150.030 0,030,05 0,400,41 0,20

Примечание:

1. Содержание кремния во всех плавках находилось в пределах 0,22-0,31%; алюминия -0,03-0,04 %

2. С,„ = С + Мп/6 +(Сг + Мо + У)/5 + (N1 + Си)/15 - углеродный эквивалент;

3. Рт = С + 81/30 + (Сг + Мп + Си)/20 N¡/60 + Мо/15 + У/10 + 5В - параметр трещнносгойкости металла при сварке.

Механические свойства проката определяли по стандартным методикам: на статическое растяжение на плоских пятикратных образцах тип П по ГОСТ 1497; на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах типа lull при температурах от +20 до -80°С; испытания падающим грузом (ИПГ) образцов по ГОСТ 30456-97 с определением доли вязкой составляющей в изломе в интервале температур от +20 °С до -60 °С; на твердость по Виккерсу - по ГОСТ 2999.

Моделирование КП с последующим двухстадийным УО производили с помощью деформационного дилатометра "BAHR-805" (Германия) в защитной среде на цилиндрических образцах диам.5х10 мм, вырезанных из проката из стали 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ промышленных плавок. Образцы подвергали следующей обработке: нагреву до 1200 °С (выдержка 120 сек.), деформации (s=25%) при температурах 1000 °С и 850 °С для моделирования черновой и чистовой стадий КП, ускоренному охлаждению с завершением первой стадии УО при температурах Тг =660, 630 и 600 °С и второй стадии - при Тсм=580, 540 и 500°С. Скорость охлаждения на первом участке охлаждения (Уохл2 (Тк„ - Т,)) изменялась от -4,7 °С/с при Т! = 660 °С до -6,5 °С/с при Т, = 660 °С, а на втором участке (Уохл3 (Т, - Тсм)) - от - 0,25°С/с при Т, = 600 °С и Тсм = 580 °С до ~1,9°С/с при Т! = 660 °С и Тсм = 500 °С, что в целом соответствует условиям УО полосы толщиной 14-16 мм на отводящем рольганге НШС ГП (при усреднении участков охлаждения в секциях УО и на воздухе). В сравнительных целях воспроизводили режим с равномерным охлаждением до температуры Тсм = 540 °С (для этого случая Т| ~ 735 °С). После УО имитировали замедленное остывание рулонов путем выдержки 1000 секунд при температуре Тс„, после которой образцы охлаждали до комнатной температуры со скоростью 0,5°С. В ходе эксперимента параметры режима, кроме Т! и Тси не изменялись.

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 5x10x55 мм) и высокоскоростного дилатометра ИМЕТ-ДБ.

Изучение микроструктуры проводили методами световой микроскопии при увеличении хЮО, х200 и х500 после травления шлифов в 2-4 % спиртовом растворе HN03 на микроскопе «Neophot 21». Углубленные исследования выполняли методами сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на микроскопе JEOL JSM 6610LV (ускоряющее напряжение 20 кВ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе JEM200CX (ускоряющее напряжение 120 кВ). Определение долей структурных составляющих производили по фотографиям оптических микроструктур с помощью метода Глаголева путем подсчета узлов сетки (10x10), соответствующих оцениваемой составляющей микроструктуры. Кристаллографическую текстуру исследовали при помощи рентгеновского дифрактометра Rigaku на поверхностях, расположенных в плоскости прокатки на расстоянии V* и ХА толщины, а также перпендикулярных направлению прокатки с торца образцов.

В третьей главе исследовано влияние параметров УО полосы, осуществляемого в два этапа на отводящем рольганге НШС ГП, на формирование микроструктуры сталей типа К60 (Х70) с различным уровнем легирования.

Технология КП+УО позволяет обеспечивать в прокате из низколегированных сталей сочетание высокой прочности, ударной вязкости и хладостойко-сти благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры. Охлаждение толстых полос (=10-16 мм) из трубных марок сталей в условиях НШС ГП 2000 производится на отводящем рольганге большой длины (= 250 м) в двух группах секций ламинарного УО, смотка полос при этом производится на моталки дальней группы. Температура завершения УО полосы на первом участке определяется перед моталками ближней группы (Ti), окончания УО в целом или температура смотки (Тсч) - перед моталками дальней группы. Скорость охлаждения полос толщиной 12-16 мм ограничена (до -10 °С/с на первом участке, до =2-5 °С/с - на втором), что затрудняет получение мелкодисперсной микроструктуры стали. Основным технологическим параметром, определяющим конечную микроструктуру толстой полосы, обычно рассматривается температура смотки (Тсм). Зависимости параметров микроструктуры и механических свойств от режимов УО широко освещены в литературе для случая производства толстолистового проката. Однако данные по режимам УО полос с неравномерным охлаждением относятся в основном к автосталям, а применительно к трубным сталям - ограничены.

Рулонный прокат класса прочности К60 толщиной 14-16 мм может быть получен (по литературным данным) при существенно различающемся уровне легирования стали, определяемом величиной углеродного эквивалента (Сэкв) от 0,36% до 0,43% путем применения разных режимов ТМО.

Исследовали влияние параметров УО полосы, производимого в две стадии на отводящем рольганге НШС ГП, на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры стали с целью получения требуемого комплекса механических свойств проката при использовании стали К60 (Х70) с различным уровнем легирования. Эксперимент состоял в имитации на деформационном дилатометре "BAHR-805" процесса КП с последующим УО полосы в две стадии (см. главу II). Использовали сталь К60 (Х70) промышленной выплавки двух составов 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ (Сэкв = 0,36% и 0,43%, соответственно). Стали содержали добавку =0,2%№+0,2%Си для получения ферритно-бейнитной микроструктуры при малых скоростях охлаждения толстой полосы.

Режимы обработки (Т1; Тсч) назначали с учетом температуры начала бей-нитного превращения в стали (Bs), которую определяли экспериментально и расчетным методом (по известной формуле: Bs=830-270*C-90*Mn-37*Ni-70*Cr-83*Мо, где С, Mn, Ni, Сг, Мо - массовые доли соответствующих элементов). Расчетные значения Bs составили 666 "С для стали 06Г2НДБ и 646 °С для стали 08Г2НДФБ, а экспериментальные (Bs,) - 640-645 °С для стали 06Г2НДБ и 620625 °С для стали 08Г2НДФБ (т.е. на 20-25 °С ниже расчетных значений).

Продукты у—>а превращения, полученные при разных режимах УО, классифицированы в порядке понижения температуры их образования: полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ), квазиполигональный феррит (КвПФ), игольчатый феррит (ИФ). КвПФ и ИФ являются продуктами бейнитного превращения, характерными для низкоуглеродистых трубных сталей при прохождении превращения в верхней и средней частях бейнитной области.

Выполнена оценка долей структурных составляющих в сталях 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ в различных структурных состояниях, полученных обработкой образцов по описанной методике с различными сочетаниями Т^ббО, 630 и 600 °С, Тсм=580, 540 и 500°С. Полученные зависимости (рис. I и 2) показывают, что для стали типа Х70 при режиме обработки с регулировкой значений Т, и Том возможно получение различных сочетаний основных структурных составляющих.

і '

/'Т- ! у

Температура конір первой стадии УО, °С

Температура конца первой стадии УО, °С

а б

Рис. 1. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Т, при разных фиксированных уровнях Тси (500 "С, 540 °С и 580 °С): а - сталь 06Г2НДБ; б - сталь 08Г2НДФБ Обозначения: точка-тире - ТОМ=580°С; пунктир - Т„=540°С; сплошная - Тс„=500°С

8 Ї а I

КіШ

-«-В0.ББ

Температура юнца атррой стадии УО, °С

—ИФ —»— КвПФ —4— РФ «г$$=ВП+ВБ ""

—Ні N _—6 ►

500 540 580

Температура конца второй стадии УО, °С

б

Рис. 2. Объемные доли составляющих микроструктуры стали при обработке по режиму с варьированием Т„ при фиксированном значении Ті=630 °С:

а - сталь 06Г2НДБ; б - сталь 08Г2НДФБ

Установлено, что температура Т1 во многом определяет тип матрицы стали. Формирование продуктов бейнитного превращения (КвПФ и ИФ) в стали в значительных количествах (>20%) происходило при Т1 не выше Вб,. Понижение Т, от 660 °С до 630 °С и 600 °С приводит к последовательной замене ПФ как основной структурной составляющей на КвПФ и далее - на ИФ (рис. 3).

Рис. 3. Микроструктура стали (х500) при обработке с Т1 = 660, 630 и 600 "С при фиксированной Тс„ = 540 "С: а - в - сталь 06Г2НДБ; в - г - сталь 08Г2НДФБ;

а, г - Т, = 660 °С (Уохл.1 -4,7 "С/с. - 1,2°С/е)

б, д - Т, = 630 °С(Уохл.1 -5,7 "С/с, Уох„.2 ~ 1Д°С/с)

в, е - Т, = 600 °С(Уохл. 1 -6,5 °С/с, Уох,.2 ~ 0,7°С/с)

При высоких Т!=660°С > Ввэ основной структурной составляющей является ПФ (в количестве =60-70% в 06Г2НДБ и =70-80% в 08Г2НДФБ), но также присутствует КвПФ (=20% в стали 06Г2НДБ и =10-12% в стали 08Г2НДФБ). Меньшая доля ПФ в стали 06Г2НДБ по сравнению со сталью 08Г2НДФБ объясняется более высокой температурой Вээ для стали 06Г2НДБ. Следует отметить, что некоторая доля КвПФ в стали формируется даже при Т\> Взэ.

Формирование ИФ при высоких Т1> В б, происходит в виде мелких колоний в небольшом количестве (=10-15%) только при пониженных Тсм=540 °С и особенно Тсм=500 °С. Это может быть объяснено переобогащением локальных областей аустенита углеродом при медленно протекающем превращении на первой стадии У О при высокой Ть и последующим образованием ИФ на заключительной стадии УО из этих участков аустенита даже при малой скорости охлаждения на втором участке У О.

Характер изменения долей структурных составляющих при понижении Т! для сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ был различен. В стали 06Г2НДБ при Т!=630°С происходило резкое увеличение доли КвПФ (до 55-75%) за счет уменьшения доли ПФ (10-15%). Однако сталь 08Г2НДФБ при Т1=630°С имела микроструктуру, состоящую из ПФ+КвПФ+ИФ в примерно в равных долях. При этом доля КвПФ была практически постоянна, но не превышала = 40-45%.

При пониженной Т] = 600 °С микроструктура обеих сталей состояла в основном из ИФ (50-80%), а доли КвПФ и особенно ПФ резко уменьшались.

Понижение Тсм в исследованных пределах (580, 540 и 500 °С) при постоянных значениях Т, приводило к увеличению доли ИФ на 25-30%, главным образом за счет уменьшения доли КвПФ в стали 06Г2НДБ и суммарной доли (КвПФ+ПФ) в стали 08Г2НДФБ. Эффект в наибольшей степени проявлялся при обработке с Tj=630 °С (см. рис. 2): в стали 06Г2НДБ доля ИФ увеличивалась от -5% при Тсм=580 °С до = 20% при Тсм=540 °С и =35% при Тсм=500 °С, а для стали 08Г2НДФБ - от =15% до =30% и » 45%, соответственно.

При одинаковых режимах обработки в микроструктуре стали 06Г2НДБ объемная доля КвПФ была закономерно больше, а доля ИФ — наоборот, меньше, чем в более легированной стали 08Г2НДФБ (например, при Ti=630 °С доля ИФ составляла 5-33% и 15-44 %, соответственно).

Путем исследования микроструктуры стали методами СЭМ и ПЭМ показано, что при понижении Т, вид основных структурных составляющих матрицы изменяется от продуктов диффузионного превращения (ПФ) к продуктам промежуточного типа (КвПФ) и продуктам с неполигональной, блочной морфологией (ИФ) (рис. 4).

Влияние температуры Тсм помимо увеличения доли ИФ при ее снижении состояло в изменении объемной доли и морфологии углеродсодержащей (второй) фазы. При понижении Тсм от 580 °С до 540 °С и до 500 °С происходило последовательное измельчение элементов (островков) второй фазы, повышение их дисперсности и уменьшение объемной доли фазы от 7-11% в стали 06Г2НДБ и 8-10 % в стали 08Г2НДФБ до 2-3 %, что объясняется уменьшением диффузионной подвижности углерода при низких температурах. Морфология второй фазы изменялась от перлита (П) к смеси вырожденного перлита (ВП) (дисперсная смесь низкотемпературного перлита с малым межпластиночным расстоянием и феррита) и верхнего бейнита (ВБ) - ВП+ВБ (рис. 5).

При равномерном УО в интервале температур 800 - 540 °С микроструктура обеих сталей состояла в основном из ПФ (60-70%), доли КвПФ и ИФ были малы, но углеродсодержащая фаза имела вид крупных островков (ВП+ВБ).

Рис. 4. Характерный вид структурных составляющих матрицы стали 06Г2НДБ. ПЭМ. Светло-

польные изображения:

а) Полигональный (полиэдрический) феррит (ПФ), Т,=660 °С, Тои=540 °С; б) Квазиполигональный феррит (КвПФ), Т,=630 °С, Тс„=540 °С; в) Игольчатый феррит (ИФ), Т,=600 "С, 1^=540 "С

ЩррЩа! 1 1 шшш

¡УиёикЯ 1

Рис. 5. Углеродсодержащая фаза в стали 08Г2НДФБ (СЭМ):

а - смесь П, ВП и ВБ при 1^=580 "С (Т,=630 °С), х7000; б - смесь ВП с ВБ при Тс„=540 "С (Т,=660 °С), х 10000; в - дисперсные колонии ВБ при Тси=500 °С. (Т^ОО °С), х7000

Произвели измерения твердости (НУ0 2) образцов и определили расчетные значения временного сопротивления (по формуле ов = 9,8*НУ/3), которые показали близкую к линейной зависимость от температуры Т1 (рис. 6). Вопрос дисперсионного упрочнения в данной работе не рассматривался, однако по литературным данным максимальная интенсивность выделения частиц карбидов и карбонитридов № и V размером в несколько нм наблюдается при Тсм=550-590°С, поэтому в рассматриваемом случае при Тсм=540°С выделение частиц тормозится с понижением температуры. Более высокий уровень прочности стали 08Г2НДФБ обуславливается большей долей ИФ в широком диапазоне температуры Т) (при этом при высоких Т| присутствует большая доля ПФ). Требуемый для проката класса прочности К60 интервал значений временного сопротивления (590-700 Н/мм2) может быть обеспечен для стали 06Г2НДБ в интервале Т, = 600-635 °С, а для стали 08Г2НДФБ -Т, = 620-660 °С.

♦ Сталь 06Г2НДБ (Сэ«в=0,36%) а Сталь 08Г2НДФБ (Сака=0,43%)

1 №

г

580 600 620 640 660 680

Температура конца первой стадии УО, °С

Рис. 6. Зависимость расчетного временного сопротивления стали 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ 0ТТ1

при Тш= 540 °С

Режим УО полос из стали К60 (Х70) для получения прочностных свойств рулонного проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70) должен выбираться, исходя из уровня легирования стали, определяющего положение температуры Вбэ. Полосы из экономно легированной стали (Сэкв=0,36 %) целесообразно охлаждать по режиму с пониженной Т, = 600-620°С и Тсм = 500540°С для формирования смешанной микроструктуры из КвПФ и ИФ, характе-

ризующейся повышенной плотностью дислокаций и развитой субзеренной структурой. Для стали с повышенным уровнем легирования (С.жв~0,43%) рекомендуются режимы с Т, = 630 °С и Тсм ~ 540 °С, имеющие цель получить микроструктуру из смеси КвПФ+ИФ+ПФ, так как интенсивное УО приводит к переупрочнению стали вследствие формирования микроструктуры, состоящей в основном из ИФ. Для режимов с пониженными температурами смотки целесообразно использовать рулонные стали без добавки V, поскольку в этом случае выделение частиц УС в феррите в значительно мере подавляется.

Таким образом, тип основной составляющей микроструктуры в условиях двухстадийного УО определяется взаимным расположением температур Т1 и Вбэ, при этом формирование КвПФ и ИФ в значительных количествах обеспечивается при Т,< Взэ. Применение режимов с высокой температурой завершения УО на первой стадии УО (Т^ Вбэ) даже в комбинации с низкими температурами завершения УО на второй стадии УО (при смотке полосы) не обеспечивает формирования ИФ со значительной объемной долей, так как образование ИФ происходит на второй стадии УО из отдельных участков аустенита, переобогащенных углеродом. Поэтому для формирования микроструктуры, состоящей В ОСНОВНОМ ИЗ ИФ, необходимым условием является Т] < Вб,. Снижение То, способствует формированию и увеличению объемной доли ИФ при условии Т1< Вэ,, а также приводит к измельчению и повышению дисперсности углеродсодержащей (второй) фазы. Основной структурной составляющей стали 06Г2НДБ (Сэкв=0,36 %) является КвПФ, формирующийся в широком диапазоне температур из-за более высокой Взэ этой стали. Микроструктура стали 08Г2НДФБ (Сэкв=0,43 %) с более низкой Взэ в верхнем интервале Т1 (660630°С) содержит большую долю ПФ вместе с КвПФ и ИФ, но затем при понижении Т, до 600 °С резко возрастает доля ИФ, который становится основной структурной составляющей с долей до 80%.

В четвертой главе представлены установленные зависимости хладо-стойкости рулонного проката толщиной 12-16 мм из стали К60 (Х70) от параметров ферритно-бейнитной микроструктуры и анализ влияния температуры начала чистовой стадии КП на процесс структурообразования в низколегированной стали при производстве рулонного проката.

Особенностью реализации технологии ТМО в условиях НШС ГП с непрерывными группами клетей (без реверсивных клетей) является ограничение по толщине подката и по температуре начала прокатки в группе чистовых клетей. Для расширения температурного диапазона отсутствия рекристаллизации горячедеформированного аустенита рулонные стали Х70-Х80 обычно имеют увеличенное содержание №> (0,05-0,08%). Однако при производстве толстых полос (12-16 мм) с использованием подката максимально допустимой толщины (около 60 мм) температура начала прокатки в чистовой группе клетей НШС ГП (Тнчп) в реальных условиях часто имеет экстремально высокие значения.

Известно, что выполнение прокатки в области частичной рекристаллиза-щш аустенита приводит к разнозернистости аустенита и конечной микрострук-

туры, что ухудшает ударную вязкость и хладостойкость проката. Кроме того, низкотемпературные продукты бейнитного превращения с реечной морфологией (бейнитный феррит, верхний бейнит) обычно имеют повышенную долю малоугловых границ (с углом разориентировки <15 град.), что не обеспечивает торможения микротрещин в микроструктуре и, следовательно, ухудшает ударную вязкость и хладостойкость проката.

Исследование влияния условий начала прокатки полос в группе чистовых клетей на структурообразование и свойства рулонного проката проводили на материале опытной полосы толщиной 12,9 мм, произведенной на НШС ГП 2000 ОАО «ММК» из стали 07Г2НДФБ с достаточно высоким содержанием Nb (0,067%). Опытная полоса была произведена по режиму ТМО, но при этом Тнчп имела большое различие по длине полосы: для переднего участка полосы г=1020°С, для середины полосы =990 °С, для заднего конца полосы =960 "С.

В результате исследования механических свойств при порезке рулона по длине полосы и в разных направлениях (поперек, вдоль и под 30 град, к направлению прокатки) был получен высокий уровень и хорошая равномерность прочностных и пластических свойств проката (рис. 7). Наибольший уровень прочностных свойств получен на поперечных образцах, а свойства в продольном направлении и под углом 30 градусов к направлении прокатки были ниже на 20-30 НАмм~ . Однако значения ударной вязкости, хотя и были высокими (KCV20 >150 Дж/см2), но имели тенденцию к снижению для середины (С) и переднего конца (ПК) полосы по сравнению с задним концом (ЗК) полосы (рис. 8 а). Порог хладноломкости Т50% (по величине KCV > 150 Дж/см2) для ЗК полосы, а также середины полосы под углом 30 град, соответствовал температуре -60 °С; для ПК и середины в поперечном направлении - температуре -40°С. Подобный характер имело распределение доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ (рис. 8 б).

Рис. 7. Результаты испытаний на растяжение по длине полосы из стали 07Г2НДФБ толщиной 12,9 мм: ЗК — задний конец полосы; С — середина; ПК — передний конец полосы

Получена зависимость температуры порога хладноломкости при ИПГ (по 90% доле вязкой составляющей - Т9С,вс) от температуры Тнчл для испытанных участков полосы (ПК, С и ЗК), показывающая, что улучшение хладостойкости проката при ИПГ обеспечивалось при понижении температуры Твчп (рис. 9).

г 150 § 1ПО

..........

» ЗК - поперечные — О— ЗК - ПОД 30 град.

— Л— С- под 30 град.

——о—ГК- под30град.

I ЗК - поперечные —о— ЗК - над 30 град.

д С- поперечные — й— с-лодЗОград —я— ГК ■ поперечные —із— ГК - под 30 град.

Температура испытаю«, С

Температура испытания, "С

Рис. 8. Зависимость величины ударной вязкости (а) и доли вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ (б) стали 07Г2НДФБ от температуры испытания:

ЗК - задний конец полосы; С - середина; ПК - передний конец полосы

940 960 980 1000 1020 1040 Температура начала чистовой прокатай (Тнчп), "С

Рис. 9. Зависимость порога хладноломкости при Ш1Г (Т90%) от температуры начала прокатки

в группе чистовых клетей

Исследование микроструктуры стали по длине полосы, произведенное методами оптической микроскопии и СЭМ, показало, что прокат имел мелкодисперсную ферритно-бейнитную микроструктуру (размер условного зерна феррита - №11/12 по ГОСТ 5639) со слабо выраженной полосчатостью (рис. 10). Основной структурной составляющей являлся КвПФ, также присутствовали ПФ и ИФ. Микроструктура содержала участки в виде очень крупных «зерен» со слабо выявляемыми при травлении строчечными частицами карбидов (цементита), которые были идентифицированы как области бейнитного феррита (БФ) и, возможно, ИФ. БФ имеет реечную морфологию и располагается в

границах бывших аустенитных зерен. Микроструктура стали в середине и на ПК полосы характеризовалась повышенным количеством таких участков, а также разнозернистостью.

штшшщтшш шшт^Щ'ШШі штшщш^шгц

тШтш^ш^явШт SiSfevsSi^wsSSi^i

вшшші

ЛШШ^ ^даймк^

а б в

Рис. 10. Микроструктура (х500) рулонного проката из стали К60 толщиной 12,9 мм по длине полосы: а - ЗК полосы; б — середина; в - ПК полосы

Произвели анализ распределения размера зерен КвПФ и ПФ для исследованных ранее участков полосы с использованием программного пакета "Image Expert", при этом старались исключить из рассмотрения крупные области ИФ+БФ. В целом зерно матрицы стали имеет размер около 4-6 мкм (рис. 11). Микроструктура стали на ЗК полосы характеризовалась меньшим размером зерна феррита по сравнению с серединой и передним концом полосы, что может быть связано с более высокой скоростью УО для заднего конца полосы из-за ускорения стана для нейтрализации эффекта температурного клина.

Однако помимо различия в размере зерен КвПФ и ПФ в основном пике распределения, выявлен различный размер зерен в «хвосте» распределения. В микроструктуре стали на ЗК полосы количество относительно крупных зерен феррита резко уменьшается и доля крупных зерен (размером 10 мкм и более) составляет не более 13 %. Напротив, для распределения размера зерен в микроструктуре стали от середины и ПК полосы характерна повышенная доля (=25%) крупных зерен (10 мкм и более). Результаты определения объемной доли областей ИФ+БФ (с помощью метода Глаголева) были сопоставлены со значениями температуры Т„чп для исследованных мест по длине полосы. Зависимость, представленная на рис. 12, показывает, что объемная доля ИФ+БФ существенно уменьшается (с =20% до <10%) при понижении температуры входа подката в чистовую группу клетей НШС ГП с 990-1020 °С до 960 °С.

Произвели исследование кристаллографической текстуры поперечных образцов от переднего (ПК) и заднего (ЗК) концов полосы (методом рентгеновской дифрактометрии), которые имели значительное отличие по значению Т„чп (1020 °С и 960 °С, соответственно) и практически одинаковую температуру Ткп в нижней части у-области. Выявлено различие в интенсивности дифракционных линий для образцов от ПК и ЗК (табл. 2), наиболее значимым из которых было ослабление ориентировки [100] по направлению от ПК к ЗК для поверхностей с торца образцов («Т»). Ориентировка [100] соответствует семейству {110}<001>а, которое развивается из кубической ориентировки {001}<110>Y рекристаллизованного аустенита.

О 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 Размер зерна, мкм

Рис. 11. Распределение размеров условного зерна феррита в стали по длине полосы: ЗК- задний конец (Тнчп~960 °С); С - середина (Тнчп^990 °С); ПК - передний конец полосы (Тнчп^1020 °С)

940 980 980 1 000 1020 1040

Температура входа подката в ЧОП (Т7), 'С

Рис. 12. Зависимость объемной доли ИФ+БФ от температуры входа подката в чистовую группу

клетей НШС ГП (Т„,ш)

Таблица 2. Относительные интегральные интенсивности дифракционных линий

(Ш) У2 толщ. ПК У* толщ. ПК «Т»ПК 'Л толщ. ЗК 'А толщ. ЗК «Т»ЗК

(200) 1,67 1,45 0,66 1,66 1,75 0,37

(211) 1,13 1,10 0,62 1,56 0,99 0,44

(220) 0,29 0,29 1,49 0,32 0,27 1,95

Следовательно, при высоких температурах Тнчп (1020 °С и 990 °С) микроструктура проката характеризовалась значительной разнозернистостью матрицы (=25% доля зерен размером 10 мкм и более) и повышенным количеством областей БФ и ИФ (=20%). При этом интенсивность ориентировки кристаллографической текстуры [100], связанной с кубической ориентировки {001}<110>7 рекристаллизованного аустенита, свидетельствует о формировании а-фазы из аустенита с большей долей частично рекристаллизованных зерен при Тнчп > Ткк. Такой характер микроструктуры является следствием разнозер-нистости аустенита перед фазовым превращением, которая образуется из-за частичной рекристаллизации аустенита в начальной стадии чистовой прокатки при повышенной температуре Тнчп. На основании литературных данных темпе-

ратура начала торможения рекристаллизации горячедеформированного аусте-нита (Т95) в стали К60 (Х70) с добавкой = 0,06% КЬ составляет = 1020 °С, а температура практически полного торможения рекристаллизации (Т5) - = 975980°С. Поэтому условием получения однородной структуры аустенита и затем конечной ферритно-бейнитной микроструктуры проката в рассматриваемом случае является выполнение соотношения Т„чп < (Тхк - 20 °С).

Таким образом, основным структурным фактором, ухудшающим хладо-стойкость полосы в условиях прокатки с повышенной температурой задачи подката в группу чистовых клетей стана 2000, следует признать наличие разно-зернистости матрицы и наличие структурных составляющих с реечной морфологией (БФ), что является следствием частичной рекристаллизации аустенита в начальной стадии прокатки в чистовой группе клетей НШС ГП 2000. Технологическими способами улучшения хладостойкости рулонного проката в условиях стана 2000 является увеличение содержания ниобия в стали до максимально допустимого значения (до 0,10-0,11%) и (или) подстуживание подката.

Пятая глава посвящена представлению результатов промышленного опробования в ОАО «ММК» производства рулонного проката с применением разработанных технологических решений.

Разработана технология производства рулонного проката из стали К60 (Х70) толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости применительно к условиям НШС ГП 2000 ОАО «ММК». Основные положения представленной технологии предусматривают:

- использование стали типа 06Г2НДБ с пониженным содержанием углерода (0,05-0,07%), добавками №+Си для формирования бейнитной составляющей микроструктуры при невысоких скоростях УО, повышенным содержанием МЬ (0,06-0,08% и до 0,10%) для максимально возможного расширения температуры отсутствия рекристаллизации горячедеформированного аустенита;

- нагрев слябов до температур, минимально достаточных для перевода № в твердый раствор и предупреждения огрубления зерна - =1220±20 °С;

- завершение прокатки в черновой группе клетей у нижней границы области полной рекристаллизации аустенита - =1020±20 °С;

- подстуживание подката максимально возможной толщины (55-60 мм) до температуры Тнчп < (Тмь - 20 °С), соответствующей для стали типа 06Г2НДБ ~ 960-980 °С;

- завершение прокатки в чистовой группе клетей (Т11П=800±20 °С) и начало УО в нижней части однофазной у-области;

- УО проката с завершением охлаждения на первой стадии (Т() ниже температуры Ввэ = (В, расч. — (20-25 °С)) для устойчивого формирования бейнитной составляющей в микроструктуре проката (КвПФ+ИФ) и последующим охлаждением на 2-й стадии до середины бейнитной области. Для стали типа 06Г2НДБ рекомендуются значения 600-620 °С и Тсм = 500-540 °С. Для более легированных вариантов состава Х70 — типа 08Г2НДФБ, для предотвраще-

ния переупрочнения необходимо получение большей доли ПФ и КвПФ, для чего рекомендуется Т1 ~ 630 °С и Т,*, = 540 °С;

- для предотвращения образования выделений цементита и огрубления частиц карбонитридов МЬ(С,М), МЬС (или (МЬ,У)(С,К), (№%У)С при наличии в стали V) рекомендуется внедрение ускоренного охлаждения рулонов.

Указанные технологические решения могут быть применены для производства рулонного проката в условиях других станов типа 2000.

С использованием разработанных технологических решений в условиях стана 2000 ОАО «ММК» было произведено опробование производства проката толщиной 16 мм из стали К60 (Х70) типа 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ, а также толщиной 10,3 мм и 12,3 мм из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией механических свойств.

Разработанные режимы ТМО были использованы при промышленном опробовании производства рулонного проката толщиной 16 мм, предназначенного для прямошовных труб класса прочности К60 (Х70) (ОАО «Уральский трубный завод»), получаемых сваркой токами высокой частоты (ТВЧ). Составы стали (06Г2НДБ и 08Г2НДФБ) имели пониженное содержание углерода, что способствовало уменьшению осевой сегрегации в полосе и было благоприятно для обеспечения качества сварных соединений таких труб. Благодаря управлению структурообразованием стали в ходе У О была получена мелкодисперсная ферритно-бейнитная микроструктура проката, обеспечившая комплекс высоких прочностных свойств, ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ (табл. 3).

Таблица 3. Механические свойства рулонного проката щ стали К60 толщиной 16 мм

Сталь

о« Н/мм2

Н/мм2

о,/о.

85, %

ксу-

Дж'см2 (средние)

В(ИПГ2°), %

06Г2НДБ

- -500-520

590-600

0,86-0,89

26-27

295-329

95

08Г2НДФБ

Требования

570-590

650-670

0,87-0,89

21-22

183-232

95-100

480-590

590-700

<0,90

>20

>63

>85

Путем исследования свариваемости сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ по методике имитации влияния термического цикла сварки на микроструктуру и свойства металла ОШЗ показано, что при охлаждении с температуры 1300 °С составы стали К60 (Х70) с пониженным содержанием углерода и добавками № и Си характеризуются широкой областью формирования низкоуглеродистого бейнита, подавлением перлитного превращения и получением мартенсита только при повышенных скоростях охлаждения. Скорость охлаждения (Уохл) измеряли в диапазоне 800-700 °С. Такой характер микроструктуры обеспечивает сопротивляемость образованию холодных трещин в металле ОШЗ при Уохл. <140°С/с для 06Г2НДБ и Уом. < 110 °С/с для 08Г2НДФБ по критериям критической доли мартенсита [М] > 15% и твердости 350НУ10. Также достигается высокая ударная вязкость металла ОШЗ с обеспечением значения КСУ"40 > 39,2 Дж/см2 (принятого для труб класса прочности К60) в широком диапазоне ско-

ростей: для стали 06Г2НДБ - при Уохл. < 300 °С/с; для стали 08Г2НДФБ - при У0Ы1. = 5-300 °С/с. Следует отметить, что 06Г2НДБ по сравнению с 08Г2НДФБ имела более широкую область, в которой происходило только бейнитное превращение, что обеспечило существенно более высокие значения низкотемпературной вязкости металла ОШЗ в широком диапазоне Уохл.

Перспективным составом стали для производства рулонного проката толщиной 14-16 мм является сталь 06Г2НДБ (Сзкв~0,36%), обеспечивающая улучшенные характеристики хладостойкости основного металла и металла ОШЗ. Применение разработанных схем ТМО с интенсивным УО позволяет получить мелкодисперсную ферритно-бейнитную микроструктуру проката.

Технология производства полосы с интенсивным УО также применена при изготовлении рулонного проката класса прочности К60 из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией уровня механических свойств и хладостойкостью при ИПГ для прямошовных (двухшовных) труб ОАО «41113». Прокат имел ферритно-бейнитную микроструктуру вместо традиционной для этой стали ферритно-перлитной микроструктуры. Микроструктура, состоявшая из смеси КвПФ+ИФ+ПФ, позволила получить вид диаграммы растяжения поперечных образцов с «вырожденной» площадкой текучести (в виде перегиба). Уровень прочностных свойств проката соответствовал требованиям класса прочности К60, но без значительного запаса по величине прочностных свойств. Однако основной металл труб имел требуемый комплекс механических свойств (табл. 4). При изготовлении труб диаметром 1020 мм было отмечено отсутствие существенного снижения величины предела текучести (эффекта Баушингера) и повышение величины временного сопротивления (табл. 5). Это объясняется закономерным уменьшением эффекта Баушингера на стали, имеющей диаграмму растяжения без протяженной площадки текучести, и превалирующим действием деформационного упрочнения.

Таблица 4. Механические свойства основного металла труб из стали 10Г2ФБЮ

Толщина стенки трубы, мм 00.5, Н'мм2 Н/мм2 Сг/СТв 8;, % КС\Г20, Дж/см2 вагпг20), %

10,3 481-550 519,6 610-670 645 0.77-0.86 0,80 21.5-26.0 22,9 134-187 164 100-100 100

12,3 490-520 510 630-650 639 0.77-0.83 0,80 21-27 24,2 150-196 166 100-100 100

Требования >460 >590 <0,90 >20 >69,5 >80

Примечание: в числителе — пределы изменения параметра (мин — макс.); в знаменателе — среднее значение параметра

Таблица 5. Средние значения пзмепеппа механических свойств стали 10Г2ФБЮ при трубном переделе (труба-лист)_____

Толщина стенки трубы, мм Ас 0,2 МПа Дев, МПа Д§5, Го ДКСУ2", Дж/см2 АВ(ИПГ-20),%

10,3 14,73 50,37 -5,28 -81,38 0...1

12,3 -11,80 34,60 -3,20 -29,40 1...2

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Исследовано влияние режимов чистовой стадии контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения в условиях непрерывного широкополосного стана горячей прокатки 2000 (НШС ГП 2000) на структурообразование и механические свойства рулонного проката толщиной 10-16 мм из низколегированной стали класса прочности К60 (Х70). Определены условия устойчивого формирования однородной ферритно-бейнитной микроструктуры для сталей с различным уровнем легирования; разработаны научно-обоснованные рекомендации по совершенствованию технологии, реализованные в условиях стана 2000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

2. Выявлены закономерности формирования микроструктуры низколегированной стали К60 (Х70) при ускоренном охлаждении (УО), производимом в две стадии, что соответствует условиям охлаждения толстых полос (10-16 мм) на отводящем рольганге НШС ГП 2000 при смотке полос на моталки 2-й (дальней) группы, состоящие в том, что температура завершения охлаждения на первой стадии (ТО в основном определяет тип, морфологию и долю структурных составляющих ферритной матрицы, а температура конца УО на второй стадии (Ткуо ~ Тс„) - тип и морфологию углеродсодержащей фазы (перлит, вырожденный перлит, верхний бейнит).

3. Показано, что для получения значительной доли игольчатого феррита (более 20-40%), обеспечивающей упрочнение проката, в микроструктуре низколегированной стали К60 (Х70) с добавками № и Си при двухстадийной схеме УО необходимо обеспечить завершение УО на первой стадии при Т1 < Вя = (В3расч. - (20-25 °С)), а также конец У О (смотку) при температуре в средней части области бейнитного превращения (Тсч = 540°С), при этом понижение Тсм в интервале от 580°С до 500 °С способствует увеличению доли игольчатого феррита. Понижение Т« при высоких значениях Т^ > Вю позволяет получить ограниченное количество игольчатого феррита (< 20%), так как его формирование происходит на заключительной стадии УО. Снижение Тсм обеспечивает уменьшение полосчатости микроструктуры, повышение дисперсности углеродсодержащей фазы и изменение ее типа от перлита к вырожденному перлиту и верхнему бейниту дисперсной морфологии, что объясняется уменьшением диффузионной активности углерода с понижением температуры.

4. Выявлены структурные факторы, ответственные за снижение величины ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ рулонного проката толщиной 1216 мм: разнозернистость матрицы из КвПФ и ПФ с долей зерен размером > 10 мкм более 15%, а также объемная доля областей из продуктов бейнитного превращения реечной морфологии в границах бывших аустенитных зерен более 10-15%.

5. Показано, что причиной неоднородности микроструктуры является частичная рекристаллизация аустенита в начальной стадии прокатки в чистовой группе клетей стана при Т^ > приводящая к разнозернистости аустенита и

наследуемая при фазовом превращении. Поэтому необходимым условием получения высокой хладостойкости рулонного проката, производимого в условиях НШС ГП 2000, является начало прокатки в группе чистовых клетей в температурной области отсутствия рекристаллизации аустенита при Tmn < (Tn-r -20°С). Это может достигаться путем увеличения содержания ниобия в стали до максимально допустимого значения (до 0,10-0,11%) и (или) подстуживания подката.

6. Разработаны режимы УО полос толщиной 12-16 мм из стали К60 для получения прочностных свойств проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70) для сталей с разным уровнем легирования. Полосы из экономно легированной стали (Сзи~0,36%) целесообразно охлаждать по режиму с пониженной Т, ~ 600-620 °С и Тсм ~ 500-540 °С для получения большой доли игольчатого феррита в микроструктуре стали. Для стали с повышенным уровнем легирования (Сэкв;=0,43%) рекомендуются режимы с Ti=630 °С и Тси~540 °С, так как интенсивное УО приводит к переупрочнению стали.

7. Разработанные рекомендации использованы при опробовании производства рулонного проката из сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ толщиной 16 мм и 10Г2ФБЮ (К60) толщиной 10,3 и 12,3 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости при ИПГ в условиях стана 2000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат». Применение усовершенствованной технологии ТМО позволило получить в рулонном прокате толщиной до 16 мм сочетание высоких показателей прочности (ат >500 Н/мм2, ств > 600 Н/мм2), ударной вязкости (КСV"20 > 150 Дж/см2) и хладостойкости (Т50 < -80 °С, Т90 (ипг) < -30... -40 °С), что достигнуто благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали.

Основное содержание работы итожено в следующих публикациях:

1. Насгич С.Ю., Соя C.B., Ефимов A.A., Молостов MA., Васильев Н.С. Разработка режимов ускоренного охлаждения полосы для формирования ферритно-бешштной микроструктуры проката из низколегированной стали Х70 // Сталь. 2012. № 4. С. 50-57.

2. Настич С.Ю., Соя C.B., Молостов МЛ, Васильев И.С., Дьяконова Н.Б. Влияние температуры начала чистовой прокатки на параметры микроструктуры и хладостойкость рулонной стали Х70 // Металлург. 2012. № 7. С. 57-62.

3. Филатов Н.В., Настич С.Ю., Голованов A.B., Торопов С.С., Попов Е.С., Соя C.B. Обеспечение равномерности свойств и хладостойкости при ИПГ в рулонном и листовом прокате из стали Х70 со стана 2000 // Металлург. 2009. № 8. С. 57-61.

4. Соя C.B., Настич С.Ю. Исследование процесса структурообразования в рулонном прокате из стали Х70 при двустадийном ускоренном охлаждении на отводящем рольганге стана 2000 горячей прокатки / В сборнике: труды конференции «Прочность неоднородных структур» («ПРОСТ-2012»), Москва, 17-19 апреля 2012. М.: НИТУ «МИСиС», Изд-во «Альянс Пресс». 2012. С. 221.

5. Соя C.B. Разработка режимов ускоренного охлаждения полосы для формирования ферритно-бейнитной микроструктуры проката из низколегированной стали Х70 / В сборнике: тезисы III конференции «Перспективы развития металлургических технологий», 14-15 декабря 2011 г., Москва. М.: ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. 2011. С. 10-11.

6. Соя C.B. Влияние параметров ускоренного охлаждения полосы на формирование микроструктуры и комплекс свойств рулонного проката класса прочности К60 толщиной 16 мм / В сборнике: тезисы II конференции «Перспективы развития металлургических технологий», 8-9 декабря 2010 г., Москва. М.: ЦНИИчермет им. И.П. Бардина. 2010. С. 38-39.

Подписано в печать 12 сентября 2012 г. Формат 60x90/16. Объём 1,0 п.л. Тираж 100 экз. Заказ № 120924

Оттиражировано на ризографе в ООО «УниверПринт» ИНН/КПП 7728572912У772801001 Адрес: 105066, г. Москва, Лефортовский пер., дом 8, корпус 2. Тел. 728-97-17, +7(499)261 -78-22. http://www.onlinecopy.ru

Введение

Глава I. Литературный обзор

1.1 Требования к рулонному прокату для газопроводных труб

1.1.1 Общие требования к сталям для труб большого диаметра

1.1.2 Особенности требований к рулонному прокату, определяемые с 18 учетом изготовления спиральношовных труб

1.2 Области применения рулонного проката для изготовления труб 20 большого диаметра

1.3 Понятие о термомеханической обработке низколегированных 23 сталей

1.4 Механизмы упрочнения низколегированной стали

1.5 Основные процессы структурообразования, происходящие в 28 стали в процессе ТМО

1.5.1 Рост зерна аустенита в стали при нагреве слябов под прокатку

1.5.2 Рекристаллизация горячедеформированного аустенита

1.5.3 Выделение частиц Мэ(С,1Ч) в аустените под действием 33 деформации

1.5.4 Фазовое превращение аустенита

1.5.5 Выделение дисперсных частиц избыточных фаз карбонитридов 37 микролегирующих элементов при фазовом превращении и в а

1.6 Развитие процесса ТМО применительно к производству 39 проката на НШС ГП

1.7 Металловедческие особенности формирования 42 микроструктуры в рулонном прокате при производстве на НШСГП

1.7.1 Особенности композиции химического состава сталей для рулонного проката.

1.7.2 Использование повышенных температур нагрева слябов под прокатку

1.7.3 Особенности стратегии обжатий

1.7.4 Ускоренное охлаждение полосы на отводящем рольганге

1.7.5 Формирование окончательной микроструктуры проката в смотанном рулоне

1.8 Зависимость уровня механических свойств проката, производимого по технологии ТМО, от угла отбора проб относительно направления прокатки

1.9 Опыт производства рулонного проката класса прочности К56

К60 толщиной 8-16 мм по технологии ТМО на отечественных

НШС ГП

1.10 Актуальные направления совершенствования технологии производства рулонного проката касса прочности К60 (Х70) с повышенными требованиями по хладостойкости при ИПГ

Выводы по главе I

Глава II. Материалы и методы исследования

2.1 Материалы исследования

2.1.1 Химический состав исследованных сталей

2.1.2 Выплавка стали и термомеханическая обработка рулонного проката

2.2 Методы исследования

2.2.1 Исследование механических свойств

2.2.2 Методы исследования микроструктуры

2.2.3 Методика проведения лабораторного эксперимента

2.2.4 Исследование микроструктуры дилатометрических образцов

2.2.5 Исследование свариваемости

Глава III. Исследование влияния параметров ускоренного 65 охлаждения полосы на формирование микроструктуры низколегированной стали Х70 при двухстадийной схеме охлаждения на отводящем рольганге НШС ГП

3.1 Выявление технологических параметров, определяющих 65 процессы структурообразования низколегированной стали на отводящем рольганге НШС ГП

3.2 Классификация продуктов промежуточного (бейнитного) 69 превращения в исследованной стали

3.3 Определение типа микроструктуры, наличия и долей 70 структурных составляющих в низколегированной стали после двухстадийного УО

3.4 Изучение морфологии составляющих микроструктуры стали 78 Х70 методами электронной микроскопии

3.5 Анализ влияния технологических параметров двухстадийного 86 УО полосы на отводящем рольганге НШС ГП на формирование микроструктуры стали типа Х

Выводы по главе III

Глава IV. Исследование влияния температуры начала прокатки 91 в группе чистовых клетей НШС ГП на параметры микроструктуры и хладостойкость рулонной стали Х

4.1 Влияние параметров чистовой стадии КП на микроструктуру и 91 хладостойкость рулонного проката

4.2 Изучение влияния температуры начала прокатки в группе 93 чистовых клетей НШС ГП на механические свойства и микроструктуру стали Х

4.2.1 Характеристика объекта исследования

4.2.2 Определение механических свойств проката по длине полосы

4.2.3 Исследование микроструктуры стали при различных значениях 97 температуры начала чистовой стадии КП

4.3 Анализ влияния температуры начала чистовой прокатки на 102 параметры микроструктуры и хладостойкость рулонной стали Х

Выводы по главе IV

Глава V Промышленное опробование производства рулонного 107 проката класса прочности К60 с гарантией уровня механических свойств на стане 2000 ОАО «ММК»

5.1 Разработка технологических параметров производства 107 рулонного проката класса прочности К60 (Х70) толщиной 1216 мм с гарантией механических свойств и хладостойкости из сталей с экономным легированием

5.2 Производство опытно-промышленной партии рулонного 110 проката толщиной 10,3 и 12,3 из стали 10Г2ФБЮ (К60) с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости при

ИПГ для прямошовных труб 0530 и 0 1020 мм

5.3 Промышленное опробование производства рулонного проката 113 класса прочности К60 толщиной 16,0 мм из сталей с различным уровнем легирования для труб, производимых сваркой ТВЧ

5.4 Исследование свариваемости сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ

5.5 Выводы по главе V 120 Общие выводы 122 Список использованной литературы 125 Приложение

Основным направлением развития магистральных трубопроводов в отечественной и мировой практике является повышение уровня требований, предъявляемых к прокату и трубам, что вызвано увеличением рабочего давления в трубопроводах (до 9,8 МПа (100 атм.) и 11,8 МПа (120 атм.) и строительством трубопроводов в областях с суровым климатом. Применение проката и труб повышенных классов прочности К60 (Х70) и К65(Х80) с улучшенными характеристиками ударной вязкости, хладостойкости и свариваемости обеспечивает повышенную производительность трубопроводов при сохранении их надежности.

В последнее время спиральношовные трубы категорий прочности Х70 и Х80 находят широкое применение при строительстве протяженных магистральных трубопроводов (в особенности в Китае, США). Для производства таких труб необходим прокат толщиной 12-16 мм (в ряде случаев до 20-25 мм), с гарантией уровня механических свойств, высокой ударной вязкостью и хладостойкостью. Современные спецификации на спиральношовные трубы также регламентируют получение ферритно-бейнитной микроструктуры стали (игольчатого феррита).

Мелкодисперсная ферритно-бейнитная микроструктура проката является предпочтительной для обеспечения указанного сочетания свойств при ограниченном уровне легирования стали, поскольку характеризуется меньшим размером элемента матрицы (зерна) и повышенной плотностью дислокаций по сравнению с ферритно-перлитной микроструктурой.

Высокопрочный рулонный прокат производится на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки (НШС ГП) по технологии термомеханической обработки (ТМО), сочетающей высокотемпературную контролируемую прокатку (КП) с последующим ускоренным охлаждением (УО), что имеет цель получить мелкодисперсную ферритно-бейнитную микроструктуру стали. Однако до настоящего времени в отечественной практике на НШС ГП по технологии ТМО производился прокат классов прочности К52-К56 толщиной до 10-12 мм преимущественно с ферритно-перлитной микроструктурой.

Реализация технологии ТМО в условиях НШС ГП существенным образом отличается от процесса на тол сто листовом стане горячей прокатки (ТЛС). Применительно к формированию ферритно-бейнитной микроструктуры важными вопросами являются состояние горячедеформированного аустенита перед превращением и условия прохождения фазового превращения. Влияние основных параметров технологии в условиях НШС ГП - температуры конца прокатки (Ткп) и смотки (Тсм), на формирование микроструктуры и механические свойства рулонного проката из низколегированных сталей достаточно хорошо изучены. Однако при увеличении толщины полосы до 12-16 мм в условиях станов 2000 важными факторами технологии ТМО являются: ограничение по температуре начала прокатки в группе чистовых клетей и толщине подката, а также малая скорость ускоренного охлаждения полосы при ламинарном охлаждении на отводящем рольганге. Поэтому в работе рассматриваются вопросы структурообразования, существенные для получения ферритно-бейнитной микроструктуры в толстой полосе применительно к условиям отечественных станов 2000.

В России для производства спиральношовных труб (в ОАО «ВТЗ») используется технология объемной термической обработки готовых труб, заготовкой для которых является рулонный прокат с факультативным уровнем прочностных свойств. Применение рулонного проката с гарантией уровня механических свойств, производимого технологии ТМО, позволяет отказаться от объемной термической обработки труб и обеспечить соответствие труб удовлетворить требования современных спецификаций.

Большой вклад в разработку теоретических основ термомеханической обработки низколегированных сталей по схеме контролируемой прокатки внесли отечественные ученые: М.Л. Бернштейн, С.А. Голованенко, Д.А. Литвиненко, Ю.И. Матросов, Ю.Д. Морозов, Л.И. Эфрон и др.

Целесообразность работы обусловлена необходимостью совершенствования технологии производства рулонного проката большой толщины (12-16 мм и более), предназначенного для перспективных трубопроводных проектов, для повышения качества проката при экономном легировании стали.

Целью диссертационной работы является установление закономерностей формирования ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной стали для повышения прочности и хладостойкости металла при производстве рулонного проката по технологии термомеханической обработки, и разработка на этой основе технологических схем производства хладостойкого рулонного проката толщиной 12-16 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости в условиях станов 2000. Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:

- изучить влияние различных стратегий и параметров ускоренного охлаждения, в том числе производимого в две стадии, на формирование конечной микроструктуры низколегированной стали; в том числе наличия и объемных долей продуктов бейнитного превращения различной морфологии;

- определить оптимальные параметры двухстадийного ускоренного охлаждения для составов стали Х70 с различным уровнем легирования, позволяющие получать требуемый комплекс механических свойств проката;

- исследовать влияние температуры начала деформации аустенита вблизи температуры торможения его рекристаллизации на формирование ферритно-бейнитной микроструктуры низколегированной ниобийсодержащей стали Х70;

- определить взаимосвязь параметров конечной микроструктуры, в том числе размера условного зерна и степени разнозернистости, а также наличия, количества и типа структурных составляющих, на хладостойкость низколегированной стали Х70;

- разработать с использованием результатов проведенных исследований технологические режимы ТМО рулонного проката толщиной 12-16 мм класса прочности К60 (Х70) с гарантией уровня механических свойств и 8 хладостойкости при ИПГ и осуществить опробование промышленного производства на стане 2000 ОАО «ММК».

Объектом исследования служили низколегированные трубные стали нескольких систем легирования, в том числе: сталь 06Г2НДБ с микролегированием ниобием и добавками никеля и меди; стали 08Г2НДФБ и 07Г2НДФБ, кроме того, имевшие микролегирование ванадием; а также микролегированная ниобием и ванадием сталь 10Г2ФБЮ (К60).

Предметом исследования являлось: установление влияния режима горячей пластической деформации аустенита с началом деформации вблизи температуры торможения рекристаллизации, а также реж имов ускоренного охлаждения, производимого с ограниченными скоростями в две стадии, на формирование микроструктуры и механические свойства ниобийсодержащих низкоуглеродистых трубных сталей с различным уровнем легирования; изучение особенностей микроструктуры в стали Х70 с добавками элементов, повышающих устойчивость аустенита, и микролегированием ниобием; опробование и освоение с применением разработанных рекомендаций промышленного производства рулонного проката толщиной 12-16 мм для труб большого диаметра в условиях НШС ГП 2000 ОАО «ММК».

Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов, списка цитируемой литературы из 130 наименований и приложения. Работа изложена на 141 страницах машинописного текста, содержит 33 рисунка и 14 таблиц.

Общие выводы

1. Исследовано влияние режимов чистовой стадии контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения в условиях непрерывного широкополосного стана горячей прокатки 2000 (НШС ГП 2000) на структурообразование и механические свойства рулонного проката толщиной 10-16 мм из низколегированной стали класса прочности К60 (Х70). Определены условия устойчивого формирования однородной ферритно-бейнитной микроструктуры для сталей с различным уровнем легирования; разработаны научно-обоснованные рекомендации по совершенствованию технологии, реализованные в условиях стана 2000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат».

2. Выявлены закономерности формирования микроструктуры низколегированной стали К60 (Х70) при ускоренном охлаждении (УО), производимом в две стадии, что соответствует условиям охлаждения толстых полос (10-16 мм) на отводящем рольганге НШС ГП 2000 при смотке полос на моталки 2-й (дальней) группы, состоящие в том, что температура завершения охлаждения на первой стадии (Т]) в основном определяет тип, морфологию и долю структурных составляющих ферритной матрицы, а температура конца УО на второй стадии (Тку0 ~ Тсм) - тип и морфологию углеродсодержащей фазы (перлит, вырожденный перлит, верхний бейнит).

3. Показано, что для получения значительной доли игольчатого феррита более 20-40%), обеспечивающей упрочнение проката, в микроструктуре низколегированной стали К60 (Х70) с добавками № и Си при двухстадийной схеме УО необходимо обеспечить завершение УО на первой стадии при Т! < Вдэ (ВБрасч. - (20-25 °С)), а также конец УО (смотку) при температуре в средней части области бейнитного превращения (Тсм ~ 540°С), при этом понижение Тсм в интервале от 580°С до 500 °С способствует увеличению доли игольчатого феррита. Понижение Тсм при высоких значениях Т] > В5Э позволяет получить ограниченное количество игольчатого феррита (< 20%), так как его

122 формирование происходит на заключительной стадии УО. Снижение Тсм обеспечивает уменьшение полосчатости микроструктуры, повышение дисперсности углеродсодержащей фазы и изменение ее типа от перлита к вырожденному перлиту и верхнему бейниту дисперсной морфологии, что объясняется уменьшением диффузионной активности углерода с понижением температуры.

4. Выявлены структурные факторы, ответственные за снижение величины ударной вязкости и хладостойкости при ИПГ рулонного проката толщиной 1216 мм: разнозернистость матрицы из КвПФ и ПФ с долей зерен размером > 10 мкм более 15%, а также объемная доля областей из продуктов бейнитного превращения реечной морфологии в границах бывших аустенитных зерен более 10-15%.

5. Показано, что причиной неоднородности микроструктуры является частичная рекристаллизация аустенита в начальной стадии прокатки в чистовой группе клетей стана при Тнчп > Т^, приводящая к разнозернистости аустенита и наследуемая при фазовом превращении. Поэтому необходимым условием получения высокой хладостойкости рулонного проката, производимого в условиях НШС ГП 2000, является начало прокатки в группе чистовых клетей в температурной области отсутствия рекристаллизации аустенита при Тнчп ^ (Тш - 20°С). Это может достигаться путем увеличения содержания ниобия в стали до максимально допустимого значения (до 0,10-0,11%) и (или) подстуживания подката.

6. Разработаны режимы У О полос толщиной 12-16 мм из стали К60 для получения прочностных свойств проката в пределах требований класса прочности К60 (Х70) для сталей с разным уровнем легирования. Полосы из экономно легированной стали (Сэкв~0,36%) целесообразно охлаждать по режиму с пониженной Т1 ~ 600-620 °С и Тсм ~ 500-540 °С для получения большой доли игольчатого феррита в микроструктуре стали. Для стали с повышенным уровнем легирования (Сэкв~0,43%) рекомендуются режимы с

T i~63 О °С и Тсм~540 °С, так как интенсивное У О приводит к переупрочнению стали.

7. Разработанные рекомендации использованы при опробовании производства рулонного проката из сталей 06Г2НДБ и 08Г2НДФБ толщиной 16 мм и 10Г2ФБЮ (К60) толщиной 10,3 и 12,3 мм с гарантией уровня механических свойств и хладостойкости при ИНГ в условиях стана 2000 ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат». Применение усовершенствованной технологии ТМО позволило получить в рулонном прокате толщиной до 16 мм сочетание высоких показателей прочности (сгт > 500 Н/мм2, ав > 600 Н/мм2), ударной вязкости (KCV"20 > 150 Дж/см2) и хладостойкости (Т50 < -80 °С, Т90(ипг>< -30.-40 °С), что достигнуто благодаря формированию мелкодисперсной ферритно-бейнитной микроструктуры стали.

1. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И. и др. Ниобийсодержащие низколегированные стали. М.: СП Интермет Инжиниринг, 1999, 94 с.

2. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами. -М., Металлургиздат, 2003.- 520 с.

3. DeArdo A.J. Modern Thermomechanical Processing of Microalloyed Steel: A Physical Metallurgy Perspective // Microalloying'95 Conference Proceedings. Pittsburgh, PA, June 11-14, 1995, The Iron and Steel Society, pp. 1533.

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

5. Филимонов В.Н., Матросов Ю.И., Бородкина М.М., Орехова Т.С., Куптасов С.Ф. Текстура низколегированных сталей, подвергнутых контролируемой прокатке // Металлы. 1983.- №1.- С. 101-107.

6. Матросов Ю.И., Филимонов B.H., Бородкина M.M., Григорьева Т.М. Влияние контролируемой прокатки на механические свойства, структуру и характер разрушения стали 09Г2 // Металлы. 1980. - №5. - С. 99-104.

7. Rittmann R., Freier K. Niobium Containing Steels for Spiral and Electric Resistance Welded Line Pipe Production. Proceedings of the Int. Symposium Niobium 2001 (Orlando, USA)/ Niobium 2001 Lim., pp. 571-586.

8. JIA Shu-jun, LIU Qing-you, Peng Ling-li, Qu Peng. Research on

9. Alloying Desigh and Process Control for XI00 Hot-Rolled Strips. / in Proceedings: th

10. The 6 International Conference on High Strength Low Alloy Steels (HSLA Steels'2011). Journal of Iron and Steel Research int. 2011. Vol 18. Supplement 1-2. May 2011. P. 675-680.

11. Hulka K., Gray J.M. High Temperature Processing of Line-Pipe Steels. Proceedings of the Int. Symposium Niobium 2001 (Orlando, USA)/ Niobium 2001 Lim., pp. 587-612.

12. Чикалов С.Г., Кириченко B.B., Федичкин В.Ф., Фролочкин В.В., Кузнецов В.Ю. Освоение технологии производства электросварных спиральношовных нефтепроводных труб // Сталь. 2000. №2. С 43-45.

13. Nakate Н., Kami С., Matsuo N. API Х80 grade electric resistance welding line pipe with excellent low temperature toughness. // JFE gicho. 2007. # 17. P. 37-41 (Engl.) // Новости черной металлургии за рубежом. 2008. №3. С 60-63.

14. Литвиненко Д.А. Влияние легирования и режимов контролируемой прокатки на свойства сталей для газопроводных труб // Сталь. 1984. №1. С 6873.

15. Tamura I., Ouchi С., Tanaka Т., Sekine H. Thermomechanical Processing of High Strength Low Alloy Steels // Butterworth's, Borrough Green, Seven oaks, Kent TN 158 PH, England, 1989, 248 p.

16. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий А.В. Контролируемая прокатка//М. «Металлургия», 1979 184 с.

17. Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов//М.: «Металлургия», 1989 288 с.

18. DeArdo A. J. Fundamental Metallurgy of Niobium in Steel // Niobium. Science & Technology / Proceedings of the International Symposium Niobium 2001. Orlando, Florida, USA. December 2-5, 2001. TMS. (Niobium 2001 Lim.). PP. 427500.

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

20. Голованенко С.А., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Болотов А.С., Щербак В.М. Малоперлитная сталь высокой прочности и хладостойкости для магистральных газопроводов // Сталь. 1988. №4. С 86-89.

21. Эфрон Л.И. Состав и свойства конструкционных сталей, получаемые ТМО в потоке стана // Сталь. 1996. №1. С 54-61.

22. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А. Влияние параметров ускоренного охлаждения на структурообразование и механические свойства конструкционных сталей // Сталь. 1994. №1. С 53-58.

23. Эфрон Л.И., Ильинский В.И., Голованов А.В. Морозов Ю.Д. Металловедческие основы получения хладостойких трубных сталей путем высокотемпературной контролируемой прокатки // Сталь. 2003. №6. С 69-72

24. Эфрон Л.И., Ильинский В.И., Морозов Ю.Д., Голованов А.В. Разработка и промышленное опробование трубной стали повышенной прочности и хладостойкости с преимущественно бейнитной структурой // Сталь. 2003. №9. С. 83-87.

25. Петч Н. Дж. Переход из вязкого состояния в хрупкое в а-железе. В кн. Атомный механизм разрушения / Пер. с англ. М.: Металлургиздат, 1963. С. 69-83.

26. Low J.R. Relation of properties to microstructure. ASM. Cleveland. 1954. P. 163-177.

27. Armstrong R., Codd I., Doutwaite R.M., Petch N. J. The plastic deformation of polycrystalline aggregates // Phil. Mag. 1962. V. 7. № 73 P. 45-58.

28. Котрелл A.X. Теретичские аспекты процесса разрушения. В кн. Атомный механизм разрушения / Пер. с англ. М.: Металлургиздат, 1963. С. 30-68.

29. Конрад X. Модель деформационного упрочнения для объяснения влияния величины зерна на напряжение течения металлов. В кн.: Сверхмелкое зерно в металлах / Пер. с англ. -М.: Металлургия, 1973. С.206-219.

30. Orowan E. Conditions for dislocation passage of precipitates. In: Symp. Intern. Stress in Metals and Alloys. London. 1948. P. 451-454.

31. Gladman Т., Holmes В., Mclvor D. The effect of second Phase particles on mechanical properties of steels. London. ISI Publ. 1967. P. 68-72.

32. Gray J.M. et al. Columbium carbonitride precipitation in low-alloy steels with particular emphasis on "precipitate-row" formation. // ASN (Amer. Soc. Metals) Trans. Quart., 61 (2). 1968. pp. 255-269.

33. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979, 208 с.

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

35. Seilars С.М., Whitman W.A. Recristallization and grain growth in hot rolling//"Metal Science", №13, 1979, p.p. 187-194.

36. Gladman T. Grain refinement in multiple microalloyed steels // Proceedings of HSLA Steels 92 / Warrendale, PA: TMS-AIME, 1992. PP. 3-14.

37. Honeycombe R.W.K. Carbide precipitation in HSLA steels // Proceedings of an International Symposium on Processing, Microstructure and Properties of HSLA steels, Pittsburg, Pennsylvania, November 3-5, 1987, pp. 1-13.

38. Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И. Влияние титана на структуру и свойства горячекатаной стали типа 10Г2 // Сталь. 1988. №9. С 76-79.

39. Матросов Ю.И. // МиТОМ. 1984. - № 11. - С. 13-22.

40. Irvine J. et al. Grain refined C-Mn steels. J. Iron Steel Inst., 205 (1967), 161-182.

41. Kozasu I., Ouchi C., Sampei T., Okita T. Hot rolling as a high temperature thermomechanical process//Microalloying 75. Hystory and theory. New York, 1977, pp. 120-135.

42. Yamamoto S., Ouch Ch., Osuka T. // Thermomechanical processing of microalloyed austenite: TMS. Warrendale (PA). 1982. pp. 613-639.

43. Cho S.H., Kang K.B., Jonas J.J. Effect of manganese on recrystallization kinetics of Nb microalloyed steel. / Mater. Sci. and Techn., vol. 18, 2002, pp. 389395.

44. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов // М.: «Металлургия», 1978, 556 с.

45. Ouchi C., Sampei Т., Okita Т., Kozasu I. Microstructural changes of austenite during hot rolling and their effects on transformation kinetic//Conference on hot deformation kinetics of austetite, New York, 1977, p.p. 68-85.

46. Хулка К. Взаимосвязь между микролегированием, обработкой и свойствами листовой трубной стали / В сборнике докладов международной научно-технической конференции «Азовсталь-2002»/ -М.: «Металлургиздат», 2004.-С. 43-47.

47. DeArdo A.J. Ferrite formation from thermomechanically processed austenite in HSLA steels / Proceedings of HSLA Steels-85, (Port Kembla) South Coast Printers. 1985. pp. 70-79.

48. Hutchinson B. Microstructure development during cooling of hot rolled steels//Termomechanical processing of steels, 24-26 May, 2000, Church House Conference Centre, London, UK, p.p. 233-244.

49. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей // Пер. с англ. М., Металлургия, 1982, - 183 с. (С. 38-54).

50. Фарбер В.М. и др. Влияние высокотемпературной деформации и последующей выдержки на структуру низколегированных строительных сталей//Физика металлов и металловедение. М., 1976, т. 41, вып. 4, с. 634-642.

51. Gray M.J., De Ardo A.J. Austenite conditioning alternative for microalloyed steels products. HSLA steels: metallutgy and applications//Proceedings of on International Conference on HSLA Steels 85, Beijing, China, 4-8 November, 1985, p.p. 83-96.

52. Хлусова Е.И., Михайлов M.C., Орлов B.B. Особенности формирования структуры толстолистовой низкоуглеродистой стали при термомеханической обработке. // Деформация и разрушение материалов. 2007. №6. С. 18-24.

53. Krauss G., Thompson S.W. Ferritic Microstructures in Continuous Cooled Low- and Ultralowcarbon Steels J. // ISIJ International, Vol. 35 (1995), No 8, pp. 937-945.

54. Смирнов M.A., Пышминцев И.Ю., Борякова A.H. К вопросу о классификации микроструктур низкоуглеродистых трубных сталей // Металлург. 2010. - № 7. - С. 45-51.

55. Schwinn V., Zajac S., Fluess P., Tacke K-H. Bainitic steel plates for XI00 and XI20 // in Proceedings of 4-th International Conference on Pipeline Technology (Ostend, Belgium, 9-13 May 2004)/ Scientific Surveys Ltd, UK. 2004. Vol. 2, pp. 837-850.

56. Asahi, Т. Нага, E, Tsuru et al. The metallurgical design of high-strength steels, and development of XI20 UOE linepipe // 4-th International Conference on

57. Pipeline Technology (Ostend, Belgium, 9-13 May 2004)/ Scientific Surveys Ltd, UK. 2004. Vol. 2, pp. 851- 871.

58. Эфрон Л.И., Настич С.Ю., Столяров В.И., Лубе И.И., Голованов A.B., Филатов Н.В. Рулонная сталь контролируемой прокатки для труб класса прочности К60 // Сталь. 2006. № 7. С. 75-78.

59. Бодяев Ю.А., Столяров В.И. Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Корнилов В.Л., Лубе И.И. Применение технологии контролируемой прокатки при производстве рулонной стали для нефтепроводных труб класса прочности до К65 //Металлург. 2006. №8. С. 63-67.

60. Корчинский М. Высокотемпературная контролируемая прокатка низколегированных сталей // Сталь. 1990. №7. С 85-92.

61. Korchynsky M. Microalloying and thermo-mechanical treatment // Proceedings of an International Symposium on Processing, Microstructure and Properties of HSLA steels, Pittsburg, Pennsylvania, November 3-5, 1987, pp. 169201.

62. Настич С.Ю., Шульга Е.В., Лясоцкий И.В., Дьяконов Д.Л. Выделение избыточных карбонитридных фаз в рулонном и листовом прокате из микролегированной стали при различных вариантах охлаждения. // Сталь. 2011. №12. С.48-54.

63. Настич С.Ю., Филатов Н.В., Морозов Ю.Д., И.В. Лясоцкий, Е.В. Шульга. Структурообразование и выделение наноразмерных частиц в стали Х70 при смотке и охлаждении рулонов // Сталь. 2009. № 9. С. 82-87.

64. Смирнов Е.В.,. Гунько Б.А,. Тишков В .Я,. Алюшин Б.А, Сергеев Е.П. Охлаждение полос при горячей прокатке на непрерывных широкополосных станах // Сталь. 1980. №5. С 388-394.

65. Погоржельский В.И., Чистяков Ю.И., Хромов В.Д., Поор Ф., Вида 3. Контролируемая прокатка низколегированных сталей на то л стол истовом и широкополосном станах // Сталь. 1980. №9. С 790-792.

66. Погоржельский В.И., Франценюк И.В., Дегтеренко В.К., Коцарь С.Л., Бобров М.А., Лома В.К., Мухин Ю.А., Белянский А.Д. Контролируемая прокатка малоперлитных сталей на непрерывном широкополосном стане 2000 // Сталь. 1981. №3. С 39-43.

67. Литвиненко Д.А., Стеценко Б.А., Извалов С.Б., Сергеев Е.П. Рулонная высокопрочная сталь 09Г2СФ для многослойных газопроводных труб //Сталь. 1981. №10. С 70-72.

68. Рудченко А.В. Производство и разработка рулонной стали для спиральношовных газонефтепроводных труб // Сталь. 1982. №3 С 70-73.

69. Франценюк И.В., Шаповалов А.П., Ермолаев В.Г., Бобров М.А., Лома В.К. Разработка режимов прокатки на НШС-2000 НЛМК рулонной стали для двухслойных спиральношовных труб // Сталь. 1984. №11. С 46-48.

70. Насибов А.Г., Литвиненко Д.А., Попова Л.В. Свойства стали 08Г2СФБ для рулонированных сосудов высокого давления // Сталь. 1985. №3. С 73-75.

71. Насибов А.Г., Попова Л.В., Ковтуненко В.А., Шнайдер М.Б., Ковальчук E.H. Высокопрочная рулонная сталь 08Г2СФБ для многослойных сосудов высокого давления // Сталь. 1990. №1. С 76-79.

72. Гладштейн Л.И., Бобылева Л.А., Литвиненко Д.А., Эфрон Л.И., Лома В.К., Соболев A.B., Широкополосная сталь для гнутосварных профилей северного исполнения // Сталь. 1993. №5. С 64-69.

73. Капнин В.В., Спиридонова Л.М., Ларин Ю.И., Гуляев Н.И. Производство горячекатаной товарной продукции класса Х60 на АО НЛМК // Сталь. 1994. №10. С 79-81.

74. Рашников В.Ф., Карагодин H.H., Карпов Е.В., Краснов С.Г., Черятьев А.П. Нетрадиционные технологические решения при освоении стана 2000//Сталь. 1999. №11. С 36-38

75. Настич С.Ю., Морозов Ю.Д., Зинько Б.Ф., Корнилов В.Л., Денисов C.B., Кудряков Е.А. Производство рулонной стали с улучшенной свариваемостью для труб большого диаметра // Металлург. 2006. №2. С 36-40.

76. Настич С.Ю., Филатов Н.В., Немтинов A.A., Попов Е.С., Голованов A.B. Формирование гарантированного комплекса свойств рулонного проката категории прочности Х70 // Металлург. 2008. № 7. С. 46-51.

77. И.П. Бардина») / Сб. докладов. М.: Металлургиздат, 2009. - 102 с. Илл. С. 3033.

78. Настич С.Ю., Корнилов B.JL, Морозов Ю.Д., Денисов С.В., Молостов М.А. Новые рулонные стали для магистральных трубопроводов классов прочности К54-К60(Х70): опыт производства в ОАО ММК и комплексное исследование // Сталь. 2009. №5. С. 59-63.

79. Филатов Н.В., Настич С.Ю., Голованов А.В., Торопов С.С., Попов Е.С., Соя С.В. Обеспечение равномерности свойств и хладостойкости при ИПГ в рулонном и листовом прокате из стали Х70 со стана 2000 // Металлург. 2009. № 8. С. 57-61.

80. Модернизация станов горячей прокатки и анализ технологических аспектов производства горячекатаных стальных полос / Реф. Зиновьев А.В. // ОАО «Черметинформация». Новости черной металлургии за рубежом. 2008. №1. С. 44-51.

81. Бринк А., Флакса В., Кнуп Ф.М., Соммер Б. Термомеханическаяобработка штрипса и производство спиральношовных труб // Труды

82. Международного семинара «Современные стали для газо-нефтепроводных137труб; проблемы и перспективы», г. Москва, 15-16 марта 2006 г. М.: «Металлургиздат», 2006. - С. 113-116.

83. Эфрон Л.И., Настич С.Ю. Состояние производства листового и рулонного проката для спиральношовных труб категории прочности до XI00 // Бюллетень научно-технической информации «Черная металлургия». 2006. №11 (1283). С. 68-81.

84. Настич С.Ю. Производство рулонного проката для газопроводных спиральношовных труб категорий прочности Х70 и Х80. // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2011. №4. С.29-42

85. Настич С.Ю. Разработка технологии термомеханической обработки рулонного проката класса прочности К56-К60 в условиях станов 2000. // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012. №1. С.40-53.

86. Gray J.M. Evolution of Microalloyed Linepipe Steels With Particular

87. Emphasis on the "Near Stoichiometry" Low Carbon, 0.10 Percent Niobium "HTP"th

88. Concept. / in Proceedings: The 6 International Conference on High Strength Low Alloy Steels (HSLA Steels'2011). Journal of Iron and Steel Research int. 2011. Vol. 18. Supplement 1-2. May 2011. P. 652-657.

89. Patel J.K., Evans P.J., Wilshire B. Optimisation of Hot Strip Moll Processing Conditions for Niobium HSLA Steels / In Conference Proceedings: Thermomechanical Processing of Steels (London 24-26 may 2000). The Institute of Metals. 2000. P. 265-274.

90. Patel J.K., Evans P.J. The Effect of Processing Conditions of the Consistency of Mechanical Properties for Nb HSLA Strip Stees / Proceedings of 41st MWSP Conference. ISS. Vol. XXXVII 1999. P. 445-457.

91. Чащин B.B., Куклев A.B., Попов E.C., Славов В.И. Регулируемое охлаждение полосы в рулоне ответственный этап формирования тонкой структуры стали // Сталь. 2007. №3. С. 79-82.

92. Чащин В.В., Хлопонин В.Н., Пешков В.А., Белянский А.Д., Каретный З.П., Захаров И.Ю. Улучшение качества горячекатаных полос регулируемым охлаждением рулонов // Сталь. 1990. №3. С 77-81.

93. Гашо Е.Г., Прохоров В.И., Мороз А.Т., Франценюк Л.И. Режимы охлаждения горячекатаных стальных рулонов // Сталь. 1987. №2. С 63-65.

94. Мазур В.Л., Костяков В.В., Каретный З.П., Корниенко В.Ф., Чуйко А.В. Эффективные режимы принудительного ускоренного охлаждения рулонов горячекатаных полос // Сталь. 1989. №4. С 44-48

95. Славов В.И., Попкова H.A., Бецофен С .Я. Влияние температурных режимов горячей прокатки на структуру и свойства штрипсового проката // ОАО «Черметинформация». Бюллетень «Черная металлургия». 2007. №10. С. 41-48.

96. Кичкина А.А., Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Клюквин М.Б., Голованов А.В. Влияние анизотропии ферритно-бейнитной трубной стали на механические свойства при испытаниях на растяжение и ударный изгиб // Металлург. 2010. №12. С. 33-39.

97. Бодяев Ю.А., Николаев О.А., Корнилов В.Л., Морозов Ю.Д., Лубе И.И., Денисов С.В., Фролов В.В. Оценка качества новых микролегированных сталей для труб большого диаметра // Сталь. 2007. №2. С. 114-117.

98. Салганик В.М., Сычев О.Н. Совершенствование технологии контролируемой прокатки трубной стали на широкополосном стане горячей прокатки // Бюллетень «Черная металлургия». 2007. №8. С.42-46.

99. Морозов Ю.Д., Настич С.Ю, Матросов М.Ю., Чевская О.Н. Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большого диаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали // Металлург. 2008. №1. С. 41-46.

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

101. Настич С.Ю., Соя C.B., Ефимов A.A., Молостов М.А., Васильев И.С. Разработка режимов ускоренного охлаждения полосы для формирования ферритно-бейнитной микроструктуры проката из низколегированной стали Х70// Сталь. 2012. - №4. - С. 50-57.

102. Использование разработанной технологии обеспечило выполнение требований к прокату по ТУ 14-1-5477-2004 по уровню механических свойств проката; при этом достигнуты повышенные показатели ударной вязкости и хладостойкости стали.

103. Заместитель начальника ЦЛК ОАО «ММК»1. B.JI. Корнилов