автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние ускоренного охлаждения после термомеханической обработки на структурообразование и свойства сталей для труб большого диаметра

На правах рукописи

МАТРОСОВ МАКСИМ ЮРЬЕВИЧ

ВЛИЯНИЕ УСКОРЕННОГО ОХЛАЖДЕНИЯ ПОСЛЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКГУРООБРАЗОВАНИЕ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ ДЛЯ ТРУБ БОЛЬШОГО ДИАМЕТРА

Специальность 05.16.01 — «Металловедение и термическая

обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

0030Б501Т

Москва - 2007

003065017

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

Научный руководитель — доктор технических наук,

Официальные оппоненты:

— доктор технических наук, профессор ОДЕССКИЙ Павел Дмитриевич

Ведущее предприятие — ОАО «Волжский трубный завод»

Защита состоится 3 октября 2007 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина».

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

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

Автореферат разослан 31 августа 2007 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 217.035.01, доктор технических наук

ЭФРОН Леонид Иосифович

— кандидат технических наук, старший научный сотрудник БОБЫЛЕВ Михаил Викторович

Н.М. Александрова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Развитие современных высокопрочных сталей для электросварных газопроводных труб большого диаметра основано на применении новых технологических воздействий, обеспечивающих достижение уровня свойств, отвечающих постоянно возрастающим требованиям нефтегазовой отрасли. Для сооружения новых магистральных трубопроводов, соединяющих основные месторождения с центрами энергопотребления, необходимы трубы с комплексом механических свойств, получение которого не представляется возможным с помощью традиционных технологий. Одним из эффективных методов воздействия на структурное состояние и свойства трубных сталей является ускоренное охлаждение листового проката после завершения контролируемой прокатки. Несмотря на ряд преимуществ, указанная технология не нашла промышленного использования на российских металлургических предприятиях, что было обусловлено отсутствием до последнего времени современных систем ускоренного охлаждения, а также отечественных исследований и разработок по созданию технологических схем, металловедческому обоснованию практических аспектов и отдельных этапов данной технологии.

В настоящее время ОАО «Северсталь» является одним из основных производителей высококачественных сталей для изготовления газопроводных труб большого диаметра. Производство листов из трубных сталей на этом комбинате осуществляется на толстолистовом стане 5000, оснащенном установкой ускоренного охлаждения.

Актуальность выполненной работы обусловлена тем, что она направлена на разработку технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, обеспечивающей существенное повышение служебных свойств трубных сталей, в том числе для производства труб для таких уникальных проектов как нефтепровод Восточная Сибирь — Тихий океан (ВСТО).

Целью диссертационной работы является установление влияния параметров ускоренного охлаждения после термомеханической обработки на формирование структуры и свойств ниобийсодержащих трубных сталей, разработка на этой основе технологических схем ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки листового проката для электросварных труб с уникальным комплексом свойств, оптимизация химического состава сталей, опробование и освоение технологии на стане 5000 ОАО «Северсталь».

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

— изучить влияние параметров охлаждения — скорости охлаждения, температуры начала ускоренного охлаждения (Тио), температуры его завершения (Тко), на формирование структуры сталей, в том числе на соотношение фаз и структурных составляющих по сечению проката;

— установить особенности выделения дисперсных карбонитридных фаз в микролегированной ниобием трубной стали, изготовленной путем контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением;

— оценить влияние режимов ускоренного охлаждения на микроструктуру и тонкую структуру комплексно микролегированной трубной стали;

— установить взаимосвязи между параметрами ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки, механическими свойствами и сопротивлением разрушению сталей различных систем легирования;

— на основе результатов проведенных исследований разработать режимы контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением трубных сталей различного назначения, опробовать и освоить промышленное производство толстых листов для труб большого диаметра на стане 5000 ОАО «Северсталь».

Научная новизна.

1. Установлены закономерности изменения типа, соотношения и морфологии фаз и структурных составляющих в зависимости от условий деформации и ускоренного охлаждения. Показано, что наилучшее сочетание прочности и хладостойкости достигается при формировании равномерной дисперсной структуры преимущественно игольчатого феррита, при этом неблагоприятной структурой являются участки грубого бейнита с крупными пластинами цементита по границам реек. Установлены и металловедчески обоснованы интервалы параметров ускоренного охлаждения, обеспечивающие формирование оптимальной структуры и уникального сочетания свойств в трубной стали.

2. Установлен немонотонный характер зависимости твердости исследуемой стали от Т с интервалом относительной стабильности при 450— 575 °С, обусловленный формированием феррито-бейнитной структуры. Показано, что снижение Т из у-области в (у+а)-область приводит к уменьшению в структуре доли продуктов промежуточного превращения аустенита (бейнита и игольчатого феррита), повышению доли полиэдрического феррита и появлению в структуре перлита. При этом зависимость твердости от Тт определяется режимом деформации: при деформации в у-области она монотонно снижается, а при проведении деформации в

верхней части (у+а)-области твердость изменяется слабо. Показано, что данный эффект обусловлен в первом случае частичным превращением аустенита до начала ускоренного охлаждения, во втором — наложением эффекта наклепа выделившегося до начала ускоренного охлаждения полиэдрического феррита.

3. Определены условия деформации, при соблюдении которых в а-фазе происходит выделение дисперсных частиц NbC, обеспечивающих эффективное дисперсионное твердение.

4. Установлено, что для стали типа 05Г1МБ по мере снижения Гко временное сопротивление монотонно возрастает, в то время как зависимость предела текучести имеет вид кривой с максимумом при 480—550 °С, после чего следует снижение из-за изменения формы диаграммы «напряжение—деформация»; повторный подъем наблюдается при при Тко ниже 300 "С.

Практическая ценность и реализация работы в промышленности.

1. На основании установленных закономерностей формирования структуры и свойств трубных сталей разработана промышленная технология термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением проката для электросварных труб большого диаметра. Разработана технологическая документация.

2. Разработан химический состав сталей классов прочности Х56—Х70 (К60) и научно-техническая документация на производство проката из сталей классов прочности Х56, К60.

3. Разработанные стали и технологии с положительным результатом прошли промышленное опробование и внедрены на стане 5000 ОАО «Северсталь». Изготовлены промышленные партии: проката толщиной 38,1 мм для кондукторных труб диам. 762 мм, проката толщиной 24 мм класса прочности К60 для труб диам. 1220 мм с повышенными требованиями по однородности структуры и хладостойкости для нефтепровода ВСТО. Всего по разработанной технологии изготовлено и отгружено в ОАО «Выксунский металлургический завод» и ЗАО «Ижорский трубный завод» более 17 тыс. т проката.

Основные научные положения, выносимые на защиту.

1. Установленные закономерности влияния параметров ускоренного охлаждения на формирование структуры трубных сталей.

2. Результаты изучения влияния режимов ускоренного охлаждения на тонкую структуру микролегированных трубных сталей, а также выделения дисперсных фаз в состоянии после термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением.

3. Выявленные зависимости механических свойств и сопротивления разрушению сталей от параметров термомеханической прокатки и ускоренного охлаждения.

4. Установленные структурные механизмы, определяющие характер изменения механических свойств и сопротивления разрушению.

5. Установленные соотношения между химическим составом стали, параметрами деформации и охлаждения, обеспечивающие формирование требуемой структуры и комплекса свойств трубных сталей.

6. Разработанные режимы термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением, реализованные на стане 5000 ОАО «Северсталь».

7. Результаты промышленного опробования и испытаний проката и основного металла труб.

Апробация работы. Основные положения и результаты работы доложены и обсуждены на: V и VI Конгрессах прокатчиков (Череповец, 2003 г.; Липецк, 2005 г.); Международной конференции «Теория и технология процессов пластической деформации — 2004 («Бернштейновские чтения»)» (Москва, 2004 г.); 5-й Международной конференции «Современные тенденции производства труб для магистральных газонефтепроводов на ОАО «Харцызский трубный завод» (Ялта, Украина, 2005 г.); The Joint Conference of HSLA Steels 2005 and ISUGS 2005 (Sanya, China, 2005); International Conference of Processing and Manufacturing of Advanced Materials — THERMEC'2006 (Vancouver, Canada, 2006); Международном семинаре «Современные стали для газо-нефтепроводных труб; проблемы и перспективы» (Москва, 2006 г.).

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 10 печатных работ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов, списка литературы из 136 наименований. Работа изложена на 196 страницах машинописного текста, содержит 71 рисунков и 34 таблиц.

Автор выражает глубокую благодарность г-ну К.Хулка (NPC Gmbh) за содействие в выполнении работы и ценные замечания по содержанию диссертации.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении раскрыта актуальность работы, обоснована цель, основные задачи, сформулированы научная новизна работы и ее практическая ценность.

В первой главе на основании опубликованных данных рассмотрены современные металловедческие представления о сталях для электросварных труб большого диаметра, структурных механизмах упрочнения, способах их производства.

Отмечено отсутствие в литературе данных о влиянии широкого диапазона температур начала и окончания ускоренного охлаждения на структуру, механические свойства и сопротивление разрушению трубных сталей, а также металловедческого обоснования практических аспектов технологии производства толстолистового проката для газопроводных труб большого диаметра с применением ускоренного охлаждения. Исходя из этого обоснован выбор направления исследования.

Во второй главе обосновываются и описываются выбранные материалы и методы исследования. Для решения поставленных в работе задач в качестве материала исследования были выбраны ниобийсодер-жащие низколегированные трубные стали нескольких систем легирования: 1 — углеродистая сталь СтЗсп; 2 — широко применяемая сталь типа 10Г2ФБ; 3 — сталь с пониженным содержанием углерода, дополнительно легированная молибденом; 4 — сталь с добавками хрома, никеля, меди (табл. 1); 5 — сталь категории прочности Х56, отличающаяся от стали 10Г2ФБ пониженным содержанием углерода и ванадия; 6 — сталь класса прочности К60 с пониженным по сравнению со сталью 10Г2ФБ содержанием углерода и ванадия и добавками хрома, никеля и меди.

Стали выплавляли в 100-т дуговых электропечах или 350-т конвертерах ОАО «Северсталь», подвергали в ковше внепечной обработке и разливали на установках непрерывной разливки. Слябы прокатывали на толстолистовом реверсивном стане 5000. Листы охлаждали в установке ускоренного охлаждения с плоскоструйными форсунками конструкции ВНИИМТ.

Определение механических свойств проводили по стандартным методикам: на статическое растяжение на плоских пятикратных образцах тип II по ГОСТ 1497 и на образцах АБТМ А370 с расчетной длиной 2" (50,8 мм); на ударную вязкость по ГОСТ 9454 на образцах типа 1 и 11

Таблица 1. Химический состав опытных сталей, (% по массе)

№№ п/п Сталь С Мп Б Р Сг N1 Си Мо Л № V

1 СтЗсп 0,140,18 0,480,58 0,0030,008 0,0080,015 - - - - - - -

2 10Г2ФБ 0,070,10 1,551,66 0,0020,006 0,0060,012 - - 0,0110,025 0,030,065 0,0500,085

3 05Г1МБ 0,050,06 1,43 0,003 0,008 0,16 0,016 0,050 -

4 05ХГНДБ 0,040,05 1,401,43 0,004 0,0080,009 0,27 0,21 0,27 - 0,0130,014 0,08

5 07Г2ФБ (Х56) «Сахалин» 0,060,08 1,551,63 0,0030,007 0,0060,010 - - - 0,0100,016 0,0440,050 0,02-1 0,046

6 06Г2НДФБ (К60) вето 0,050,08 1,521,65 0,0010,003 0,0070,011 0,07 0,14 0,150,27 0,090,18 - 0,0120,026 0,0340,065 0,040,06

Примечание: содержание кремния во всех плавках находилось в пределах 0,20-0,35%; алюминия — 0,029-0,050%; азота - 0,004-0,009%.

при температурах от +20 до -80 °С; падающим грузом (ИПГ) образцов по ГОСТ 30456—97 с определением доли вязкой составляющей в изломе в интервале температур от +20 до —60 °С; твердость по Виккерсу по ГОСТ 2999 - на приборах ТП-2 и НРО 250.

Кинетику полиморфного превращения при охлаждении горяче-деформированного аустенита исследовали с помощью дилатометра BAHR-805, оснащенного приставкой для деформации образцов сжатием. Наряду с построением термокинетических диаграмм исследовали формирование структуры при термомеханической прокатке, варьируя параметры охлаждения.

Исследование свариваемости проводили методом имитации термических циклов в околошовной зоне при сварке с помощью установки ИМЕТ-ДБ.

Испытания на стойкость против водородного растрескивания (HIC) проводили по методике стандарта NACE ТМ 02—84; на стойкость против сероводородного растрескивания под напряжением (SSCC) — по методике стандарта NACE ТМ 01—77 (96).

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

В третьей главе рассмотрены результаты исследования влияния температурных режимов ускоренного охлаждения после горячей пластической деформации, имитирующей условия контролируемой прокатки, на структурные превращения и микроструктуру ниобийсодержащих малоуглеродистых сталей.

С применением дилатометра BAHR-805 построены термокинетические диаграммы превращения горячедеформированного аустенита сталей СтЗсп, 10Г2ФБ, 05ХГНДБ, 05Г1МБ и 06Г2НДФБ, которые явились основой для дальнейших исследований и разработок.

Эксперименты по разработанной методике позволили установить, что по мере снижения температуры завершения ускоренного охлаждения ( Г о) микроструктура образцов исследованной стали типа 10Г2ФБ изменяется от феррито-перлитной при Тт = 675 °С, состоящей из полиэдрического феррита и перлита, до феррито-бейнито-мартенситной при Тко = 20 °С, при этом также повышается дисперсность структуры (рис. 1).

В структуре образцов обнаружены следующие фазы и структурные составляющие: полиэдрический феррит при Тко> 600-н625 "С; феррит с нерегулярными границами и игольчатый феррит, имеющий развитую

= 220

200

240 ^

180

0

Температура прерывания охлаждения, "С

200 400 600

О

600

б

800

0

200 400 / 600 800

5

Температура прерывания охлаждения, 'С

Рис. 1. Зависимость структуры (а) и твердости (б) стали типа 10Г2ФБ от Тт:

1— полиэдрический феррит; 2— перлит; 3— игольчатый феррит; 4— бейнит пластинчатой и гранулярной морфологии; 5— высокоуглеродистый бейнит;

6— реечный мартенсит

блочную субструктуру и повышенную плотность дислокаций; смесь игольчатого феррита и углеродосодержащей фазы, расположенной на границах зерен и элементов блоков (субзерен), идентифицированную как реечный или гранулярный бейнит (Тко < 650+625 °С); пластинчатый и вырожденный перлит (Го > 600+625 °С); высокоуглеродистый бейнит (Тко = 550+650 °С) обычно содержится в объеме перлитных областей, или в смеси с игольчатым ферритом; реечный мартенсит, образующийся при Гю < 400 °С; двойникованный мартенсит (менее 1%) содержащийся в объемах, занятых реечным мартенситом; остаточный аустенит (Го= 200 °С) менее 1%, встречающийся в виде компактных участков или в виде тонких прослоек между рейками мартенсита.

Увеличение скорости охлаждения повышает твердость структурных составляющих за счет измельчения структуры, формирования субструктуры, а также приводит к увеличению доли бейнитной и мартен-ситной составляющих при тех же температурах окончания охлаждения. Увеличение твердости образцов, охлаждавшихся со скоростью 25 °С/с по сравнению со скоростью 10 °С/с при одинаковой температуре конца охлаждения достигало 14 НУ10 (в среднем 5 НУ10).

Понижение Т увеличивает твердость металла, которая изменяется немонотонно, для обеих скоростей охлаждения характер кривых изменения твердости аналогичен: отмечены температурные интервалы охлаждения сравнительно резкого увеличения твердости: 675—625 °С и 450—200 °С и интервал с относительно стабильной твердостью: 575-450 °С (рис. 1). При Тко в интервале температур 575-450 °С тип структуры образцов стали 10Г2ФБ отличался незначительно.

700 725 750 775 800 Температура начала охлаждения, °С

825

Рис. 2. Зависимость структуры стали 10Г2ФБ от температуры начала ускоренного охлаждения: 1 — перлит; 2 — поли-гэдрический феррит; 3— квазиполигональный феррит; 4 — бейнит

675 700 725 750 775 800 Температура начала охлаждения, °С

Рис. 3. Зависимость твердости стали 10Г2ФБ от температуры начала ускоренного охлаждения

Проведенный эксперимент по изучению влияния температуры начала ускоренного охлаждения (Тио) на структуру и свойства исследованной стали позволил получить следующие результаты (рис. 2, 3):

— если температура окончания деформации и Тно лежат выше точки Аг} (для исследованной стали в интервале температур 830—775 °С), то микроструктура состоит из продуктов промежуточного превращения (бейнита и блочного феррита) и значения прочностных свойств металла максимальны;

— если деформация заканчивается в у-области, снижение Тио из у-области в (у+а)-область (750-675 °С) приводит с уменьшению доли бейнита и игольчатого феррита, повышению доли полиэдрического феррита и появлению в структуре перлита. Такое изменение соотношения структурных составляющих приводит к монотонному снижению твердости металла;

— при изменении схемы проведения эксперимента (окончательная деформация проводится на 25 °С выше Т и соответственно также снижается в (у+а)-область) характер изменения соотношения структурных составляющих в зависимости от Тно сохранился, при этом твердость металла выше, чем в случае завершения деформации в у-области и выдержки перед началом ускоренного охлаждения. Это объясняется тем, что при окончании деформации и начале охлаждения в (у+а)-области происходит деформационное упрочнение феррита, выделившегося до начала ускоренного охлаждения. Об этом свидетельствуют и различ-

ные зависимости твердости от объемной доли феррита при окончании деформации выше и ниже точки Агу При проведении деформации в нижней части (у+а)-области (700 °С) наблюдается существенный рост прочности, возможно, связанный с сильным деформационным упрочнением полиэдрического феррита при низкой температуре.

Важное практическое значение имеет производство проката для труб с большой толщиной стенки. При имитации процессов, происходящих при ускоренном охлаждении проката толщиной 30 мм, установлено, что твердость исследованных сталей снижается от поверхности к середине проката. Чем больше расстояние от поверхности листа (и, соответственно, ниже скорость охлаждения), тем больше доля феррита и меньше доля бейнитных продуктов. В сталях 05ХГНДБ, 10Г2ФБ и 05Г1МБ доля бейнита составляет 55, 60 и 75% на поверхности и 17, 30 и 55% в средней части листа, соответственно. Размер элементов структуры увеличивается по мере удаления от поверхности листа в результате снижения скорости охлаждения. В целом на распределение твердости влияет: соотношение структурных составляющих — бейнита, игольчатого феррита и феррита; дисперсность продуктов превращения аусте-нита; содержание углерода; содержание микролегирующих элементов ниобия, ванадия (эффект дисперсионного упрочнения). Показано, что минимальное снижение твердости наблюдается для стали, микролегированной ванадием, со структурой игольчатого феррита и бейнита по всему сечению.

В четвертой главе исследованы особенности микроструктуры и выделения дисперсных карбонитридных фаз в микролегированной ниобием трубной стали типа 05Г1МБ, изготовленной в промышленных условиях путем контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением по различным режимам. Варьировали режим черновой прокатки, а также температуру начала (860—1025 °С) и окончания (760—865 °С) чистовой прокатки.

Результаты исследования фазового состава проката, карбидной и карбонитридной фаз для различных режимов прокатки приведены в табл. 2.

Варьирование температурно-деформационных режимов контролируемой прокатки в сочетании с ускоренным охлаждением позволило получить в исследованной стали широкий спектр структур: полиэдрический и игольчатый феррит (ПФ и ИФ), верхний бейнит (Б), участки, содержащие остаточный аустенит и мартенсит (МА-фазу), а также частицы карбонитридов различной морфологии. После деформации при относительно высоких температурах (1050— 1000 °С) большая часть ниобия

Таблица 2. Результаты исследования микроструктуры листов из стали типа 05Г1МБ методами оптической микроскопии, ПЭМ, СЭМ, РМА, РД

CS S о о. Структурные составляющие, % Частицы (Ti,Nb)(C,N), мкм Частицы TiN, мкм Частицы NbC, мкм Усредненная величина микроискажений, (Ad/d)xl0~3

а. а> S О К ФИ ПФ «3 MA

1 80 10 10 + 0,3-0,5 - <0,005 1,4

2 80 10 10 - 0,15-0,2 0,04-0,1 - 1,6

3 20 40 40 0,3-0,5 <0,005 0,9

4 - 80 20 0,3-0,6 <0,005 0,4

остается в твердом у-растворе и выделяется в ходе у->а-превращения и в a-фазе при ускоренном охлаждении в форме дисперсных частиц NbC размером менее 0,005 мкм. Горячая пластическая деформация в интервале температур 930—970 "С и ниже инициирует интенсивное выделение в у-фазе равномерно распределенных, некогерентных частиц Nb(C,N) и (Ti,Nb)(C,N) размером 0,15—0,6 мкм, не вносящих существенного вклада в упрочнение. В зависимости от режимов прокатки и охлаждения свойства проката изменялись в широком диапазоне (предел текучести — от 508 до 620 Н/мм2). Наиболее высокие прочностные свойства обеспечил режим производства, предусматривающий охлаждение из нижней части у-области до температур 550—500 "С, при котором формируется дисперсная микроструктура, состоящая из мелкозернистого полиэдрического и игольчатого феррита и бейнита. Правильный подбор температурно-деформационного режима контролируемой прокатки с учетом интервала интенсивного выделения карбонитридной фазы в ау-стените позволяет управлять содержанием ниобия в твердом растворе и обеспечивать выделение дисперсных частиц NbC в феррите. Вклад дисперсионного упрочнения в данной стали может достигать 75—100 Н/мм2 при оптимальной морфологии частиц.

В пятой главе расмотрены результаты промышленных экспериментов в условиях листопрокатного стана 5000 ОАО «Северсталь» по установлению зависимостей между параметрами деформации и охлаждения и структурой, механическими свойствами и характеристиками сопротивления разрушению сталей различных систем легирования.

Прочностные свойства стали СтЗсп возрастают по мере снижения температуры окончания охлаждения. Достигнутый эффект ускоренного охлаждения составил 35-55 Н/мм2 по пределу текучести и 45—55 Н/мм2 по временному сопротивлению. Ускоренное охлаждение из у- или верхней части (у+а)-области существенно повышает ударную вязкость металла, особенно в листах повышенной толщины (для листов толщиной 50 мм увеличение ударной вязкости КСЧ при температурах испытания +20...—60 °С составляет -110 Дж/см2). При ускоренном охлаждении упрочнение стали СтЗсп достигается за счет формирования ферритного зерна неполиэндрической морфологии, измельчения зерна и участков перлита или образования бейнитных структур. Разработаны режимы для листов толщиной более 40 мм, включающие в себя прокатку с окончанием деформации в у-области и ускоренное охлаждение (7^=840+870 °С; Го=600+670 °С). Рекомендовано скорректировать химический состав в сторону снижения содержания углерода до 0,14—0,16% для предотвращения роста временного сопротивления выше требований стандарта.

Применение технологии контролируемой прокатки с окончанием в (у+а)-области и с охлаждением на воздухе не обеспечивает уровня прочностных свойств стали типа 07Г2ФБ, необходимого для проката категории прочности Х56 большой толщины. Контролируемая прокатка (КП) не обеспечивает в данных условиях (толщина сляба 245—250 мм, толщина листа 38,1 мм) эффективного измельчения зерна. Ускоренное охлаждение (УО) приводит к дополнительному измельчению зерна и изменению количественного соотношения структурных составляющих. Ускоренное охлаждение со скоростью 10—12 °С/с вызывает дополнительное упрочнение стали, достигающее 50—70 Н/мм2 при Тко = 600+625 °С. Снижение температуры начала охлаждения из у- в (у+а)-область (780-710 °С) ведет к снижению предела текучести и временного сопротивления металла на 60—80 Н/мм2. При температуре »700—720 "С свойства листов после ускоренного охлаждения и контролируемой прокатки одинаковы, что говорит о неэффективности применения в этом случае ускоренного охлаждения. Снижение Тт приводит к увеличению доли феррита, образованного при медленном охлаждении, и снижению количества более прочных структурных составляющих.

Ускоренное охлаждение после сходных температур окончания прокатки трубных сталей типа 05Г1МБ, 10Г2ФБ обеспечивает по сравнению с охлаждением на воздухе повышение предела текучести на 50—100 Н/мм2 и временного сопротивления на 100—120 Н/мм2. При снижении температуры окончания ускоренного охлаждения временное сопротивление разрыву монотонно возрастает с одновременным снижением пластичности. Зависимость предела текучести от Т для

Температура конца охлаждения, "С

Рис. 4. Влияние Гко на прочностные свойства и хладостойкость листов толщиной 18,4 мм из стали 05Г1МБ

>

-80 -60 -40 -20 Температура испытания, °С

Рис. 5. Ударная вязкость и хладостойкость сталей 05Г1МБ и 10Г2ФБ, листы толщиной 18,7 мм, КП+УО

стали 05Г1МБ имеет более сложный вид: первоначально возрастает на 40-50 Н/мм2, достигая максимума при Гко=500+550 °С, далее снижается и снова возрастает при Го=250+350 °С (рис. 4).

Зависимость предела текучести от Тко определяется характером изменения структуры: если изменяется тип структуры или дисперсность матрицы (измельчение зерна феррита, переход от полиэдрического феррита к игольчатому ферриту или бейниту), то предел текучести возрастает, а если изменения затрагивают в первую очередь вторую структурную составляющую — переход от перлита к бейниту и/или мартенситу, то имеет место экстремальная зависимость, обусловленная изменением вида кривой «напряжение—деформация» (исчезновением площадки текучести).

Хладостойкость стали (см. рис. 4) слабо зависит от Т в интервале 600—470 °С. При более низких Тко доля вязкой составляющей в изломе (В-80, %) снижается, в основном за счет образования мартенсита. Сопоставление вязкости и хладостойкости сталей 05Г1МБ и 10Г2ФБ после прокатки и ускоренного охлаждения по аналогичным режимам показало преимущество стали 05Г1МБ (рис. 5), т.е. ее химический состав больше подходит для технологии КП+УО.

Эффект ускоренного охлаждения существенно зависит от температуры начала ускоренного охлаждения (Тио). Снижение Тю ниже точки Аг3 приводит к снижению прочности исследуемой стали типа 10Г2ФБ, поскольку частично у-»а превращение происходит до начала ускоренного охлаждения. Повышение Т выше 800 "С может привести к двоякому

результату, поскольку с одной стороны повышается устойчивость ау-стенита, а с другой увеличивается размер зерна аустенита, и вследствие повышения температурного интервала деформации происходит выделение части ниобия в аустените в виде крупных частиц с потерей части эффекта дисперсионного упрочнения. Поэтому для стали 05Г1МБ при Тт выше 800 °С отмечено снижение прочностных свойств, а для стали 10Г2ФБ в прокате большей толщины с более низкой температурой начала чистовой прокатки и с микродобавкой ванадия снижения прочности не наблюдается до 7^-830 °С.

Прочность стали 10Г2ФБ после КП+УО при Ткп я 800 °С примерно соответствует прочности после КП с окончанием деформации при 660—680 °С и с охлаждением на воздухе при лучшей пластичности.

При увеличении толщины проката от 12 до 32 мм снижение скорости охлаждения от 35—40 до 12—15 °С/с приводит к понижению временного сопротивления трубных сталей на 50—60 Н/мм2.

Технология КП+УО обеспечивает более высокий уровень ударной вязкости, чем низкотемпературная КП с завершением в (у+а)-области, соотношение хладостойкости проката для обеих схем зависит от химического состава стали: для стали 10Г2ФБ она после КП+УО несколько ниже, для стали 05Г1МБ с более низким содержанием углерода — выше.

Структура стали после ускоренного охлаждения в сравнении с охлаждением на воздухе более дисперсная, равномерная (устраняется полосчатость) и, в зависимости от параметров охлаждения, может содержать игольчатый феррит, бейнит или МА-фазу.

Применение ускоренного охлаждения позволяет повысить стойкость к сероводородному растрескиванию под напряжением (ЗБСС) до уровня, соответствующего состоянию после закалки и последующего отпуска.

При использовании контролируемой прокатки в у-области с последующим ускоренным охлаждением наиболее благоприятной с точки зрения сочетания высокой прочности и хладостойкости (в частности, при ИПГ) является структура, состоящая из дисперсных зерен игольчатого феррита (1—2 мкм). Неблагоприятной с точки зрения хладостойкости является структура, в которой наряду с игольчатым ферритом образуются крупные участки верхнего бейнита с грубыми цементитными пластинами по границам реек (рис. 6).

Причиной появления участков грубого верхнего бейнита является формирование отдельных крупных зерен аустенита с невысокой плотностью дефектов кристаллической решетки, что может быть обусловлено повышенной температурой нагрева, недостаточными частными

а б

Рис. 6. Оптимальная структура стали класса прочности КбО (Х70) после КО+УО (а) и неблагоприятная структура (£), СЭМ, увеличение >¡1500

обжатиями в черновой стадии прокатки, повышенным температурный интервалом чистовой прокатки. Для баланса прочности (предпочтительна температуры окончания прокатки Т в у-области) и хладостой-кости (предпочтительно снижение 'Г;| н (у+а)-область) рекомендовано увеличить в стали Категории прочности Х70 содержание марганца до 1,6—1,7%, легировать сталь никелем 0,2—0,3% зля снижения интервала у—>а" превращения (возможно снижение Г ) и снизить содержание углерода до 0,05-0,07%.

Получены экспериментальные данные о снижении хладостойкости трубной стали типа 06Г2НДФБ при повышении температуры деформации в интервале Ак < Г < Т , что может быть связано с аннигиля-

1 .1 деф рскр

цией дефектов решетки в нере кристаллизован ном аустените при повышенных температурах.

В шестой главе приводятся и анализируются результаты промышленного опробования и внедрения разработок на ОАО «Северсталь»,

На основании результатов проведенных исследований разработана технология контролируемой прокжки с ускоренным охлаждением, даны рекомендации по химическому составу стали, проведено промышленное опробование и освоено производство проката категории прочности Х56 для кондукторных труб диам. 762 мм с толщиной стенки 38,! мм и класса. прочности КбОлля труб диам. 1020 мм с толщиной стенки 24 мм для участков нефтепровода Восточная Сибирь—Тичий океан с сейсмичностью более 8 баллов.

Разработан состав стали типа 07Г2ФБ для кондукторных труб диам. 762x38,1 мм категории прочности Х56. Разработанная технология тер-

момеханической прокатки включает нагрев до 1170±10 °С, прокатку с Ткп выше точки Аг3 с последующим охлаждением до 590+20 "С со скоростью 10-12 °С/с.

В условиях стана 5000 ОАО «Северсталь» из стали 07Г2ФБ изготовлена промышленная партия (более 3000 т) проката, который по комплексу свойств полностью отвечал предъявляемым требованиям (табл. 3). Структура проката после КП+УО представляла собой у поверхности смесь мелкозернистого игольчатого феррита с номером зерна 10—11 по ГОСТ 5639, равномерно распределенного вырожденного перлита (1—2%) и бейнита (~ 3—5%). Перлитная полосчатость отсутствовала. В середине сечения проката структура феррито-перлитная, номер зерна 8—9, полосчатость — балл 1. Из этого проката впервые в России в ОАО «Выксунский металлургический завод» изготовлена промышленная партия кондукторных труб с толщиной стенки 38,1 мм и повышенными требованиями по вязкости. Свойства основного металла и сварного соединения труб полностью удовлетворяли предъявляемым требованиям.

Разработан химический состав стали типа 06Г2НДФБ и технология производства проката размерами 24x3728x18 000 мм для труб нефтепровода Восточная Сибирь—Тихий океан класса прочности К60 на давление до 14 МПа и сейсмичностью более 8 баллов в соответствии с требованиями ТУ 14-1-5539—2006. В связи с повышенными требованиями к прокату (доля вязкой составляющей в изломе образцов для ИПГ-20 не менее 70%, полосчатость структуры не более бал-

Таблица 3. Механические свойства промышленных партий проката классов прочности Х56 и К60

Статистика Н/мм2 т' Н/мм2 8Г, % КГ40, Дж Н/мм2 стт, Н/мм2 «5> % КСУ'т, Дж/см2 ИПГ-20, %

Х56, требования к прокату К60, требования к прокату

тш тах 500 620 420 520 29 85 590 690 480 600 22 78,4 70

Х56, фактические данные К60, фактические данные

тт 502 421 42 200 590 516 22 131 71

тах 605 515 82 470 667 595 26 453 100

ла 2 по ГОСТ 5640) разработана технология, предусматривающаяся окончание прокатки вблизи точки Агг (770±10 °С) и начало ускоренного охлаждения немного ниже точки Аг}, температура окончания ускоренного охлаждения Тко =570±20 °С. Состав стали был разработан применительно к данной технологии и требованиям и характеризуется пониженным содержанием углерода, добавкой никеля для повышения хладостойкости, малыми добавками хрома, меди для повышения устойчивости аустенита, микролегированием ниобием и ванадием.

Методом имитации термических циклов в околошовной зоне при сварке показана хорошая свариваемость предложенной стали в условиях ручной дуговой и автоматической сварки под флюсом.

Разработанные химический состав и технология производства проката обеспечили выход годного по механическим свойствам в промышленной партии 94,5%. Механические свойства проката приведены в табл. 3. Микроструктура листов состоит из игольчатого феррита и бейнита, ферритное зерно 12—14 номера, полосчатость — балл 0 по ГОСТ 5640. Промышленная партия проката класса прочности К60 в объеме более 14 тыс. т была успешно переработана в трубы диам. 1220 мм в ЗАО «Ижорский трубный завод».

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Исследовано влияние параметров ускоренного охлаждения и предшествующей деформации на кинетику у-»а-превращения, формирование структуры, механических свойств сталей для электросварных труб большого диаметра; разработаны режимы ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки и рекомендации по оптимальному химическому составу сталей; на стане 5000 ОАО «Северсталь» опробовано производство и изготовлены промышленные партии толстолистового проката для труб ОАО «Выксунский металлургический завод» и ЗАО «Ижорский трубный завод».

2. Методом имитации процессов термомеханической обработки и ускоренного охлаждения с использованием деформационного дилатометра установлено:

— снижение Тко изменяет дисперсность, тип и соотношение фаз и структурных составляющих: перлит заменяется бейнитом, зерна феррита измельчаются и приобретают иррегулярную форму, возрастает доля продуктов промежуточного типа, повышается их микротвердость, появляется мартенсит;

— увеличение скорости охлаждения и снижение Тт ведет к упрочнению металла. Зависимость твердости от Т,о немонотонна: в интервале от 575 до 450 °С твердость изменяется слабо, а при более высоких и низких Тко — более интенсивно. Характер изменения твердости обусловлен: при температурах от 675 до 600 °С заменой перлита бейнитом; ниже 450 °С — появлением в структуре мартенсита, в то время как в интервале температур 450—575 °С тип структуры сохраняется феррито-бейнитным;

— снижение температуры начала ускоренного охлаждения из у-области в (у+а)-область (825—675 °С) приводит к уменьшению в структуре доли бейнита и игольчатого феррита, повышению доли полиэдрического феррита и появлению в структуре перлита. Зависимость твердости от Тио определяется режимом деформации: при деформации в у-области наблюдается монотонное снижение твердости металла, а при проведении окончательной деформации на 25 °С выше Тио твердость металла изменяется слабо. В первом случае эффект обусловлен частичным превращением аустенита в полиэдрический феррит до начала ускоренного охлаждения, во втором —деформационным упрочнением выделившегося полиэдрического феррита.

3. При имитации ускоренного охлаждения проката повышенной толщины показано, что твердость снижается от поверхности к середине проката за счет изменения условий охлаждения. Минимальное снижение твердости от поверхности к середине листа наблюдается для стали со структурой игольчатого феррита и бейнита по всему сечению, микролегированной ниобием и ванадием.

4. Показано, что после деформации при относительно высоких температурах (1050—1000 °С) большая часть ниобия остается в твердом у-растворе и выделяется в ходе у—>а-превращения и в а-фазе в форме дисперсных частиц Nb(C) размером менее 0,005 мкм; деформация в интервале температур 930-970 °С и ниже приводит к выделению в у-фазе некогерентных частиц Nb(C,N) и (Ti,Nb)(C,N) размером 0,15—0,6 мкм, не вносящих вклада в упрочнение металла.

5. Установлены и обоснованы следующие практические аспекты технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением:

— скорость охлаждения 25 °С/с в сравнении с охлаждением на воздухе и охлаждением со скоростью 10 °С/с обеспечивает более эффективное управление структурообразованием в исследованных сталях за счет более интенсивного измельчения зерна и повышения доли продуктов промежуточного превращения;

— относительная стабильность уровня твердости в интервале Т = 450+575 °С свидетельствует о том, что в промышленных условиях

колебания Тко в указанном интервале не вызовут критического изменения механических свойств;

— при деформации в у-области пауза между завершением деформации и началом ускоренного охлаждения должна быть минимальной. Для реализации упрочнения за счет образования структур бейнитного типа Тно должна быть не ниже точки Агу При деформации в (у+а)-области снижение этого эффекта может быть компенсировано субструкгурным и дислокационным упрочнением вследствие наклепа феррита.

6. В исследованных сталях в зависимости от режимов прокатки и охлаждения образуется широкий спектр структур: полиэдрический и игольчатый феррит, верхний бейнит, МА-фаза, частицы карбонитридов различной морфологии. Наилучшее сочетание прочности и сопротивления разрушению достигается при формировании структуры мелкозернистого (1—2 мкм) игольчатого феррита, упрочненной дисперсными частицами Nb(C); неблагоприятной с точки зрения хладостойкости является структура с бейнитными участками с грубыми цементитными пластинами по границам реек. Лучшую хладостойкость демонстрируют стали с более низким содержанием углерода.

7. В промышленных условиях подтверждены установленные закономерности влияния технологических параметров ускоренного охлаждения (7'но, 7'ко, voxji) на структуру и свойства сталей. Для стали 05Г1МБ по мере снижения Т временное сопротивление монотонно возрастает, в то время как зависимость предела текучести имеет вид кривой с максимумом при 500—550 °С, после чего следует снижение из-за изменения формы диаграммы «напряжение—деформация».

Хладостойкость стали слабо зависит от Г о в интервале 600-470 "С, при более низких температурах окончания охлаждения доля вязкой составляющей в изломе снижается, в основном за счет образования мартенсита.

При температуре окончания прокатки »700-720 °С и ниже применение ускоренного охлаждения неэффективно.

8. Повышение прочностных свойств в результате ускоренного охлаждения достигает 35—120 Н/мм2 в зависимости от химического состава стали. Технология КП+УО обеспечивает более высокий уровень ударной вязкости и пластичности при данном уровне прочности, чем низкотемпературная КП с завершением в (у+а)-области. Контролируемая прокатка с ускоренным охлаждением за счет получения структуры игольчатого феррита и бейнита дает возможность обеспечить уникальное сочетание характеристик металла (свойства в больших сечениях, отсутствие полосчатости структуры, повышенная стойкость в среде H2S-содержащего газа и др.).

9. Разработана технология производства трубных сталей способом контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, включающая нагрев слябов под прокатку до температур, обеспечивающих переход микролегирующих элементов в твердый раствор, черновую прокатку с интенсивной деформацией в области полностью рекристализующегося аустенита, отсутствие деформации в интервале интенсивного выделения карбонитридов, чистовую прокатку при возможно более низких температурах, но не ниже точки Агу Ускоренное охлаждение осуществляется с минимальной задержкой после окончания прокатки, температура начала охлаждения около точки Агу Прерывание ускоренного охлаждения следует производить в интервале относительной стабильности прочностных свойств (600—450 °С) для получения структуры игольчатого феррита и бейнита, обеспечивающей сочетание высокой прочности и хладостойкости. Определены оптимальные параметры ускоренного охлаждения для проката толщиной 38,1 мм класса прочности Х56: начало охлаждения из у-области со скоростью 10-12 °С/с в верхнюю часть бейнитной области и для проката толщиной 24 мм класса прочности К60: охлаждение от температуры немного ниже точки Аг} со скоростью 20—25 °С/с в среднюю часть бейнитной области.

10. Разработана промышленная технология контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением и химический состав сталей классов прочности Х56, К60 для электросварных труб большого диаметра. Технология прошла опробование и освоена на стане 5000 ОАО «Северсталь». С использованием разработанной технологии изготовлено и отгружено в ОАО «Выксунский металлургический завод» и ЗАО «Ижорский трубный завод» более 17 тыс. т проката класса прочности Х56 толщиной 38,1 мм для кондукторных труб диам. 762 мм с повышенными требованиями по вязкости и толщиной 22—24 мм класса прочности К60 для труб диам. 1220 мм с повышенными требованиями по однородности структуры и хладостойкости для нефтепровода Восточная Сибирь-Тихий океан.

Основное содержаше работы изложено в следующих публикациях:

1. Эфрон Л.И., Ильинский В.И., Голованов А.В., Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю. и др. Разработка и промышленное опробование перспективных трубных сталей класса прочности до К65 (Х80) на стане 5000 ОАО «Северсталь» // Тр. V Конгресса прокатчиков, Череповец, 2003. С. 40-44.

2. Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Ильинский В.И. Опробование технологии термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением экономнолегированных трубных сталей на ОАО «Северсталь» // Тр.

Междунар. науч.-техн. конф. «Теория и технология процессов пластической деформации-2004». Москва, 26-27 октября 2004. С. 314-316.

3. Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Ильинский В.И. Использование ускоренного охлаждения для повышения комплекса механических и технологических свойств толстолистового проката для изготовления газопроводных труб большого диаметра // Тр. 5-й Междунар. науч.-техн. конф. «Современные тенденции производства труб для магистральных газонефтепроводов на ОАО «Харцызский трубный завод». Ялта. Украина. 24-27 мая 2005. С. 51-67.

4. Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Ильинский В.И. и др. Использование ускоренного охлаждения для повышения механических и технологических свойств толстолистового проката для изготовления газопроводных труб большого диаметра // Металлург. 2005. № 6. С. 49-54.

5. Efron L.I., Matrosov M.Yu., Golovanov А.У. a.o. Development of Steels with Increased Strength and Cold Resistance for Large-Diameter Electric-Welded Pipes at Severstal Steel Works // The Joint Int. Conf. of HSLA Steels 2005 and ISUGS 2005 Proceedings (HSLA Steels). Sanya, Hainan, China. Nov. 8-10, 2005. P. 682-687.

6. Немтинов A.A., Голованов A.B., Головин С.В., Матросов М.Ю., Эфрон Л.И. Использование технологии ускоренного охлаждения для производства листового проката для электросварных труб большого диаметра на стане 5000 ОАО «Северсталь» // Тр. Междунар. семинара «Современные стали для газо-нефтепроводных труб; проблемы и перспективы». Москва, 15—16 марта 2006. С.132—134.

7. Nastich S.Yu., Morosov Yu.D., Efron L.I., Matrosov M.Yu. Steels with Ferrite-Bainite Microstructure with Improved Weldability and Cold Resistance for Main Pipelines // International Conference of Processing and Manufacturing of Advanced Materials. THERMEC'2006. Vancouver. Canada. July 4-8. 2006. P. 4744-4749.

8. Кичкина A.A., Матросов М.Ю., Дубинин И.В. Влияние ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки на структуру и свойства стали 05Г1МБ // МиТОМ. 2006. № 11. С. 125-127.

9. Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Немтинов А.А. и др. Производство проката для кондукторных труб диаметром 762 мм с толщиной стенки 38,1 мм категории прочности Х56 с особыми требованиями к хладостой-кости и анализ трубного передела // Металлург. № 5.2007. С. 55—59.

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

Подписано в печать 24.08.07. Формат 60x84 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,0 Тираж 100 экз. Заказ № 157 Отпечатано с готового оригинал-макета в типографии: ООО «Графике В» г. Москва, ул. Долгоруковская, д. 33

Введение

Глава I. Литературный обзор

1.1 Требования к сталям для газопроводных труб большого диаметра

1.2 Состояние разработки современных трубных сталей

1.3 Общие представления о термомеханической прокатке толстых листов из сталей для газопроводных труб большого диаметра

1.4 Металловедческие основы термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением

1.4.1. Механизмы упрочнения в низколегированных сталях

1.4.2 Рост зерна аустенита при нагреве перед прокаткой

1.4.3 Рекристаллизация горячедеформированного аустенита

1.4.4 Превращение аустенита при непрерывном охлаждении

1.5. Применение ускоренного охлаждения листового проката в процессе ТМСР для улучшения структуры и повышения свойств трубных сталей

1.5.1. Схемы ускоренного охлаждения

1.5.2 Влияние ускоренного охлаждения на структуру трубных сталей

1.5.3 Влияние параметров процесса ускоренного охлаждения на структуру и свойства сталей

1.6 Установки ускоренного охлаждения

Выводы по главе I

Глава II. Материал и методы исследования

2.1 Химический состав исследуемых сталей, выплавка и термомеханическая обработка листового проката

2.2 Методика исследования

2.2.1 Исследование механических свойств

2.2.2 Методы исследования микроструктуры

2.2.3 Методика изучения структурных превращений аустенита

2.2.4 Изучение влияния параметров ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ путем имитации режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения. Имитация охлаждения толстого листа

2.2.5 Исследование микроструктуры дилатометрических образцов

2.2.6 Исследование свариваемости

2.2.7 Испытания на стойкость против водородного растрескивания в.р.)

2.2.8 Испытания на стойкость против сероводородного растрескивания под напряжением (с.р.н.)

Глава III. Изучение влияния ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки на структурные превращения в низколегированных трубных сталях

3.1 Построение термокинетических диаграмм распада горячеде-формированного аустенита исследуемых сталей

3.2 Изучение влияния температуры прерывания ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки на микроструктуру и прочность стали типа 10Г2ФБ

3.3 Изучение влияния температур конца деформации и начала ускоренного охлаждения на структуру и свойства стали типа 10Г2ФБ

3.4 Исследование влияния изменения условий охлаждения по сечению толстого листа (30мм) при ускоренном охлаждении на структуру и свойства низколегированных сталей с различным химическим составом

Глава IV. Исследование микроструктуры и выделения карбо-нитридных фаз в микролегированной ниобием трубной стали после различных режимов контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением

Выводы по главе IV

Глава V. Установление зависимостей между параметрами деформации и последующего ускоренного охлаждения в условиях стана 5000 ОАО «Северсталь» и механическими свойствами сталей различных систем легирования

5.1 Исследование влияния ускоренного охлаждения в У КО стана

5000 на механические свойства стали СтЗсп

5.2 Исследование влияния параметров процесса контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением на механические свойства проката из стали марки Х

5.3 Влияние параметров технологии ускоренного охлаждении на механические свойства и микроструктуру листового проката из стали класса прочности К56-К60 толщиной от 12 до 32 мм, изготовленного на стане 5000 ОАО "Северсталь"

5.4 Исследование хладостойкости при испытании падающим грузом (ИПГ) проката изготовленного по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением

Выводы по главе V

Глава VI. Опробование и освоение на стане 5000 ОАО "Северсталь" промышленного производства толстых листов для труб большого диаметра с применением ускоренного охлаждения

6.1 Листовая сталь для изготовления кондукторных труб диаметром 762 мм с толщиной стенки 38.1 мм класса прочности Х56 по спецификации API 5L с особыми требованиями к хладостойкости

6.2 Разработка химического состава стали и технологии производства проката для труб нефтепровода «ВОСТОЧНАЯ СИБИРЬ -ТИХИЙ ОКЕАН» (ВСТО) класса прочности К60 на давление до 14 МПа и сейсмичностью более 8 баллов

Выводы по главе VI

В Российской Федерации осуществляется крупномасштабное строительство магистральных трубопроводных систем, предназначенных для транспортировки газа и нефти из районов добычи в центры потребления как в нашей стране, так и за ее пределами. В связи с освоением все более отдаленных месторождений газа и нефти, расположенных в крайне неблагоприятных климатических зонах с суровым климатом, и увеличением мощности магистральных трубопроводов нефтегазовая отрасль выдвигает постоянно возрастающие требования к металлу труб большого диаметра в отношении прочности, ударной вязкости, сопротивления хрупкому разрушению и свариваемости.

Одним из эффективных способов повышения комплекса механических и эксплуатационных свойств листового проката является ускоренное охлаждение, осуществляемое на толстолистовых реверсивных станах в сочетании с контролируемой прокаткой на установках, смонтированных в потоке станов. До недавнего времени такая технология не применялась в нашей стране.

В 2002 году на ОАО «Северсталь» (г. Колпино) было пущено в эксплуатацию в потоке стана 5000 устройство контролируемого охлаждения. В настоящее время это единственная в России действующая современная установка ускоренного охлаждения, эксплуатируемая в промышленных условиях.

ОАО «Северсталь» является важнейшим производителем толстого листа. Разработка научных подходов к созданию технологии ускоренного охлаждения, как неотъемлемого этапа термомеханической прокатки толстолистовых трубных сталей с высоким уровнем требований, представляет большой научный и практический интерес, и является актуальной.

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

Целесообразность перехода на новую технологию, включающую стадию ускоренного охлаждения, обусловлена возможностью оказывать существенное влияние на процессы формирования структуры стали, протекающие после горячей пластической деформации, а, следовательно, на комплекс механических и технологических свойств; При этом может быть усовершенствована структура стали и уменьшено количество вводимых для достижения необходимого уровня прочности дорогостоящих микролегирующих элементов.

Целью диссертационной работы является установление влияния параметров ускоренного охлаждения после термомеханической прокатки на формирование структуры и свойств трубных ниобийсодержащих сталей различных систем легирования; разработка на этой основе технологических схем контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения; опробование и освоение технологии применительно к оборудованию стана 5000 ОАО «Северсталь» при изготовлении листового проката для электросварных труб с уникальным комплексом требований.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

- методом имитации условий распада горячедеформированного аустенита после контролируемой прокатки на стане 5000 изучить влияние динамики ускоренного охлаждения с прерыванием его в различных частях (у+а)-области на формирование структуры трубных сталей, в том числе на соотношение фаз по сечению листового проката;

- установить особенности выделения дисперсных карбонитридных фаз в микролегированной ниобием трубной стали, изготовленной путем контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением;

- оценить влияние режимов ускоренного охлаждения на микроструктуру и тонкую структуру комплексно микролегированной трубной стали;

- изучить влияние режимов ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки на механические свойства и сопротивление разрушению низколегированных сталей различных систем легирования, в том числе трубной стали, микролегированной добавками ванадия и ниобия (0,07% С -1,6% Мп - 0,045% 6

V - 0,045% Nb), молибденсодержащей безванадиевой трубной стали типа 0,06% С- 1,45% Мп - 0,05% Nb - 0,16% Mo, а также конструкционной стали типа 0,17% С - 0,5% Мп без добавок микролегирующих элементов; - на основе результатов проведенных исследования разработать режимы термомеханической обработки по схеме контролируемая прокатка + ускоренное охлаждение для различных систем легирования и освоить промышленное производство с применением ускоренного охлаждения на стане 5000 ОАО «Северсталь» толстых листов для труб большого диаметра.

Объектом исследования служили низколегированные трубные стали нескольких систем легирования, в том числе микролегированная ниобием и ванадием сталь 10Г2ФБ, дополнительно микролегированная молибденом и ниобием сталь типа 05Г1МБ и стали, комплексно микролегированные ниобием, никелем, хромом и медью типа 05ХГНДБ. В качестве сравнительной была выбрана простая углеродистая сталь СтЗсп.

Предметом исследования являлось: установление влияния температурных режимов ускоренного охлаждения после горячей пластической деформации на структурные превращения и микроструктуру ниобийсодержащих малоуглеродистых трубных сталей и механические свойства низколегированных сталей различных систем легирования; изучение особенностей микроструктуры и выделения дисперсных карбонитридных фаз в микролегированной ниобием трубной стали; опробование и освоение с применением ускоренного охлаждения на стане 5000 ОАО «Северсталь» промышленного производства толстых листов для труб большого диаметра.

Диссертация состоит из введения, 6 глав, основных выводов, списка литературы из 136 наименований.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Исследовано влияние параметров ускоренного охлаждения и предшествующей деформации на кинетику у—>а - превращения, формирование структуры, комплекса механических свойств и сопротивления разрушению сталей для электросварных труб большого диаметра, разработаны режимы ускоренного охлаждения после термомеханической прокатки и рекомендации по оптимальному химическому составу сталей; на стане 5000 ОАО «Северсталь» опробовано производство и изготовлены промышленные партии толстолистового проката для труб ОАО «Выксунский металлургический завод» и ЗАО «Ижор-ский трубный завод».

2. Методом имитации процессов термомеханической прокатки и ускоренного охлаждения с использованием деформационного дилатометра установлено:

- снижение Тк0 изменяет дисперсность, тип и соотношение фаз и структурных составляющих: перлит исчезает, зерна феррита измельчаются и приобретают неполигональную форму, возрастает доля продуктов превращения промежуточного типа, повышается их микротвердость, появляется мартенсит;

- увеличение скорости охлаждения и снижение Тк0 ведет к упрочнению металла. Зависимость твердости от Тк0 немонотонна: в интервале от 575 до 450°С твердость изменяется слабо, а при более высоких и низких Тко - более интенсивно. Характер изменения твердости обусловлен: при температурах о о

600 С и выше заменой перлита на бейнит; ниже 450 С - возрастанием доли бейнита, повышением его дисперсности и микротвердости, появлением в структуре мартенсита, в то время как в интервале температур 450-575°С тип структуры сохраняется феррито-бейнитным;

- снижение температуры начала ускоренного охлаждения из у-области в о у+а-область (825- 675 С) приводит к уменьшению в структуре доли бейнита и игольчатого феррита, повышению доли полигонального феррита и появлению перлита. Зависимость твердости от Тн0 определяется режимом деформации: при деформации в у-области наблюдается монотонное снижение твердости метало ла, а при проведении окончательной деформации на 25 С выше Тно твердость металла изменяется слабо. Эффект обусловлен в первом случае частичным превращением аустенита до начала ускоренного охлаждения, во втором - на него накладывается наклеп выделившегося полигонального феррита.

3. При имитации ускоренного охлаждения проката повышенной толщины показано, что твердость снижается от поверхности к середине проката за счет изменения условий охлаждения. На распределение твердости по толщине влияет: соотношение структурных составляющих - бейнита, игольчатого феррита и феррита, их дисперсность, содержание углерода и микролегирующих элементов - ниобия, ванадия.

4. Показано, что после деформации при относительно высоких температурах (1050-1000°С) большая часть ниобия остается в твердом у-растворе и выделяется в ходе у-»а-превращения и в а-фазе в форме дисперсных частиц Nb(C,N) размером около 5 нм; деформация в интервале температур 930-970 С и ниже приводит к выделению в у-фазе некогерентных частиц Nb(C,N) и (Ti,Nb)(C,N) размером 150-500 нм, не вносящих существенного вклада в упрочнение.

5. Установлены и обоснованы следующие практические аспекты технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением: о

- скорость охлаждения 25 С/с в сравнении с охлаждением на воздухе и о охлаждением со скоростью 10 С/с обеспечивает более эффективное управление структурообразованием в исследованных сталях за счет более интенсивного измельчения зерна и повышения доли продуктов промежуточного превращения;

- относительная стабильность уровня твердости в интервале Тко = 450

575 С свидетельствует о том, что в промышленных условиях колебания Тко в указанном интервале не вызовут критического изменения механических свойств;

- при деформации в у-области пауза между завершением деформации и началом ускоренного охлаждения должна быть минимальной; Тн0 должна быть не ниже точки Аг3 для реализации упрочнения за счет образования структур бейнитного типа. При деформации в у+а-области снижение этого эффекта может быть компенсировано субструктурным и дислокационным упрочнением вследствие наклепа феррита.

6. В исследованных сталях в зависимости от режимов прокатки и охлаждения образуется широкая гамма структур: полиэдрический и игольчатый феррит, верхний бейнит, МА-фаза, частицы карбонитридов различной морфологии. Наилучшее сочетание прочности и сопротивления разрушению достигается при формировании структуры мелкозернистого (1-2 мкм) игольчатого феррита, упрочненной дисперсными частицами Nb(C,N); неблагоприятной с точки зрения хладостойкости является структура с бейнитными участками с грубыми цемен-титными пластинами по границам реек.

7. В промышленных условиях подтверждены установленные закономерности влияния технологических параметров ускоренного охлаждения (Тно, Тко, Уохл.) на структуру и свойства сталей. Для стали 05Г1МБ по мере снижения Тко временное сопротивление монотонно возрастает, в то время как зависимость предела текучести имеет вид кривой с максимумом при 480-550°С, после чего следует снижение из-за изменения формы диаграммы «напряжение-деформация». Такая зависимость имеет место, если изменяется тип второй структурной составляющей. Если изменения затрагивают в основном матрицу, то предел текучести возрастает непрерывно. о

Хладостойкость стали слабо зависит от Тк0 в интервале 600-470 С, при более низких температурах конца охлаждения доля вязкой составляющей в изломе снижается, в основном за счет образования мартенсита.

При температуре конца прокатки ~700-720°С и ниже применение ускоренного охлаждения неэффективно.

8. Повышение прочностных свойств в результате ускоренного охлаждения достигает 35-120 Н/мм в зависимости от химического состава стали. Технология КП+УО обеспечивает более высокий уровень ударной вязкости и пластичности при данном уровне прочности, чем низкотемпературная КП с завершением в у+а-области. Термомеханическая прокатка с ускоренным за счет получения структуры игольчатого феррита и бейнита дает возможность обеспечить уникальное сочетание характеристик металла (свойства в больших сечениях, отсутствие полосчатости структуры, повышенная стойкость в среде H2S-содержащего газа и др.).

9. Разработана технология производства трубных сталей способом контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, включющая нагрев слябов под прокатку до температур, обеспечивающих переход микролегирующих элементов в твердый раствор, черновую прокатку с интенсивной деформацией в области полностью рекристализующегося аустенита, отсутствие деформации в интервале интенсивного выделения карбонитридов, чистовую прокатку при возможно температурах, но не ниже точки Агз, Ускоренное охлаждение осуществляется с минимальной задержкой после окончания прокатки, температура начала охлаждения около точки Аг3. Ускоренное охлаждение следует прерывать в интервале относительной стабильности прочностных свойств (625 -450°С) для получения структуры игольчатого феррита и бейнита, обеспечивающей сочетание высокой прочности и хладостойкости. Определены оптимальные параметры ускоренного охлаждения для проката толщиной38мм класса прочности Х56: начало охлаждения из у-области со скоростью 10-12 °С/с в верхнюю часть бейнитной области, и для проката толщиной 24 мм класса прочности К60: охлаждение от температуры немного ниже точки Агз со скоростью 20-25°С/с в среднюю часть бейнитной области.

10. Разработана промышленная технология термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением и химический состав сталей классов прочности

Х56, К60 для электросварных труб большого диаметра. Технология прошла оп

178 робование и освоена на стане 5000 ОАО «Северсталь». С использованием разработанной технологии изготовлено и отгружено на ОАО «Выксунский металлургический завод» и ЗАО «Ижорский трубный завод» более 17000 тонн проката класса прочности Х56 толщиной 38,1 мм для кондукторных труб 0762 мм с повышенными требованиями по вязкости и толщиной 22-24 мм класса прочности К60 для труб 01220 мм с повышенными требованиями по однородности структуры и хладостойкости для нефтепровода Восточная Сибирь-Тихий океан.

1. Анучкин М.П., Горицкий В.Н., Мирошниченко Б.И. Трубы для магистральных трубопроводов//М.: «Недра», 1986.231 с.

2. Jvantsov О.М., Kharionovskiy. Reliability of gas pipelines of new generation -XXI Centery//Proceedings of the 3rd International Pipelines Techology Conference. Brugge, Belgium. May 21-24,2000, v.l, p. 55-68.

3. Kondo K., Hamada M., et all. Development of high strength heavy wall seamless sour service linepipe for deep sea//Proceedings of the Pipelines Technology Conference. 9-13 May, Ostend, Belgium, v.4, p. 1619-1632.

4. Ishikawa N., et all. High grade linepipe for heavy sour environment// Pipeline Technology Conference. 9-13 May, 2004, Ostend, Belgium, v.4, p. 1633-1648.

5. Иванцов O.M. Требования к трубам для строительства газопроводов нового поколения//Доклад на Совете по координации работы, направленной на создание производства высокопрочных труб для ТЭК России. Минпром-энерго России. - М.: 2004.

6. СНиП 2.05.06 85. Магистральные трубопроводы//М.: Госстрой СССР, 1985.-85 с.

7. API 5L Spec 5L. Технические условия на трубы для трубопрово-дов//Американский нефтяной институт. 2004.

8. EN 10208-2. Steel pipes for pipelines for combustible fluids//Technical delivery conditions, part 2: Pipes of requirements class B. 1996-08.

9. ISO 3183-3. Международный стандарт. Промышленность нефтяная и газовая. Стальные трубы для трубопроводов. Технические условия поставки. Часть 3. Трубы класса требований С.1999. Номер регистрации: 1239/ISO. Дата регистрации 30.09.2004.

10. Gray J.M., Peters P.A. Technical demands and specifications for Linepipe during the past decades//Seminar CBMM/TSNIICHERMET "25 Years of Cooperation", Moscow, September 5-6,2002.

11. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Jl.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами//М. «Металлург», 2003 519 с.

12. DNV-OS-FIOIO. Det Norske Veritas (DNV) offshore Standard OS F101 "Submarine Pipeline System". 2000.

13. Голованенко C.A., Матросов Ю.И. Высокопрочные стали для магистральных газопроводных труб//МиТОМ, 1977, №10, с. 29-35.

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

15. Таран В.Д. Скугорова П.П. Основные типы и марки сталей для газо- и неф-тепроводов//Сооружение газопроводов и конструкций. Сб. трудов ВНИИСТ, 1967, вып. 65, с. 24-30.

16. Hillenbrand H.G., Liessem et all. Development of large-diameter pipe in grade

17. XI00. State of the art. Report from the manufacturer's point of180view//Proceedings of the 3rd International Pipelines Technology Conference, Brugge, Belgium, May, 21-24, 2000, p. 469-482.

18. Ohm R.K., Martin J.T. Orzessek K.M. Characterisation of ultra high strength linepipe//Proceedings of the 3rd International Pipelines Technology Conference, Brugge, Belgium, May, 21-24, 2000, p. 483-496.

19. Demofonti G. et all. Large diameter XI00 gas linepipe: fracture propagation evalution by full-scale burst test//Proceedings of the 3rd International Pipelines Technology Conference, Brugge, Belgium, May, 21-24, 2000, p. 509-520.

20. Hillenbrand H.G., Liessem et all. Development of grade XI20 pipe material for high pessure gas transportation lines//Proceedings of the 4rd International Pipelines Technology Conference, Ostend, Belgium, 9-13 May, 2004, v.2, p.p. 823836.

21. Schwinn V., Fluess P., Таске K.H., Zajac S., Bainitic steel plates for XI00 and X120//Proceedings of the 4rd International Pipelines Technology Conference, Ostend, Belgium, 9-13 May, 2004, v. 2, p. 837-850.

22. Asahi H. et all. Metallurgical desin of high srength steels and development of XI20 UOE linepipe//Proceedings of the 4rd International Pipelines Technology Conference, Ostend, Belgium, 9-13 May, 2004, v.2., p.p. 851-872.

23. Koo J.K. et all. Metallurgical desin of ultra high strength steels for gas pipe-line//Proceedings of the 13th International offshore and polar engineering conf., Honolulu, Hawaii, USA, May 25-30,2003, p.p. 10-18.

24. Schwinn V., Fluess P., Bauer J. Production and progress work on plates for pipes with strength levels of X80 and above//Proceedings of the International Pipe Dreamers Conference, Yokohama, Japan, November 7-8, 2002, p.p. 339-353.

25. Morrison W.B. Microalloyed steels for offshore application//Microalloying 95. Proc. of Int. Conf., Pittsburg, USA, June 11-14, 1995, p.p. 105-116.

26. Okaguchi et all. Development and mechanical properties of X120 linepipe// Prothceedings of the 13 off shore and polar engineering conf., Honolulu, Hawaii, USA, May 25-30, 2003, p.p. 36-42.

27. Graf M., Hillenbrand H.G. Development of large diameter linepipe for offshore applications//Proceedings of the 3rd international pipeline technology conference, Brugge, Belgium, May 21-24, 2000, v.2, p.p. 221-234.

28. Zimmermann В., Brauer H., Marewski U. Development of HFIW linepipe for offshore applications//Proceedings of the 4th International Pipeline Technology Conference, 9-13 May, 2004, Ostend, Belgium, v.4, p.p. 1573-1594.

29. Kondo K. et all. Development of high strength heavy wall seamless sour service linepipe for deep sea//Proccedings of the 4th International Pipeline Technology Conference, 9-13,2004, Ostend, Belgium, v.4, p.p. 1619-1632.

30. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей//М., Металлургия, 1982, с. 38-54.

31. Матросов Ю.И., Носоченко A.O., Ганошенко И.В., Володарский В.В. Качественные характеристики малоуглеродистой стали 08Г1Б для газопроводных труб большого диаметра//Сталь, 2002, №2, с. 55-59.

32. Ishikawa N. et all. High grade linepipe for heavy sour environments// Proceedings of the 4th International Pipeline Technology Conference, 9-13, 2004, Ostend, Belgium, v.4, p.p. 1633-1648.

33. Нога Т., Asahi H. Effect of Cu additon on hidrogen invasion behaviiour for X65 linepipe steels in sour environments//Proccedings of the 4th International Pipeline Technology Conference, 9-13,2004, Ostend, Belgium, v.4, p.p. 1701 1712.

34. Hill R.T. Spesification and fabrication of steels for use in sour hydrocarbon pipe-line//Proccedings of the International conference "HSLA steels: Metallurgy and Application", 4-8 Nevember, 1985, Beijing, China, p.p. 753-761.

35. Jones C.L., Rodgerson R. et all. Mechanism of hydrogen induced cracking in pipeline steels//Proccedings of international conference on technology and applications of HSLA steels, 3-6 October, 1983, Philadelphia, Pennsylvania, p.p. 809825.

36. Pressoure G.M., Blondeau R. et all. HSLA steels with improved hydrogen sulfide cracking resistance//Proccedings of International Conference on Technology and Applications of HSLA Steels, 3-6 October, 1983, Philadelphia, Pennsylvania, p.p. 827-834.

37. Yamada K. et all. Influence of metallurgical factors on high strength ERW pipe for sour gas service//Proccedings of International Conference on Technology and Applications of HSLA Steels, 3-6 October, 1983, Philadelphia, Pennsylvania, p.p. 835-842.

38. Ohtani H. et all. Development of low PCM High grade linepipe for arctic service and sour environment//Proccedings of International Conference on Technology and Applications of HSLA Steels, 3-6 October, 1983, Philadelphia, Pennsylvania, p.p. 843-854.

39. Бернштейн M.JI. Термомеханическая обработка металлов и сплавов//М.: «Металлургия», 1968, т.1, 2, 1172 с.

40. Бернштейн М.Л., Займовский В.А, Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали//М. «Металлургия», 1983, 480 с.

41. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов//М. «Металлургия», 1977, 431 с.

42. Ефименко С.П., Бернштейн М.Л. Пути интенсификации технологии упрочнения проката//Сталь, 1986, №4, с. 69-75.

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

44. Tamura Jmao, Ouchi Chiaki, Tanaka Tomo, Sekine Hiroshi. Thermomechanical proceedings of high strength low alloy steels// Butterworth's, Borrough Green, Seven oaks, Kent TN 158 PH, England, 1989, 248 p.p.

45. Эфрон Л.И. Формирование структуры и механических свойств конструкционных сталей при термомеханической обработке в потоке прокатного ста-на//Сталь, 1995, №8, с. 57-64.

46. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И. и др. Ниобийсодержащие низколегированные стали//М. «СП Интермет Инжиниринг», 1999, 90 с.

47. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А., Онучин Л.Г. Структура аустенита и свойства горячекатаной стали//М. «Металлургия», 1983, 112 с.

48. Штрайсельбергер А., Ганус Ф., Шютц В., Хубо Р. Расширение возможности использования термомеханической обработки толстого листа//Черные металлы, 1997, №9, с. 31-41.

49. Kinoshita Н., Wada Т., Ando R. et all. Development of accelrated cooling technology for steel plate//Ferrum, 2004, №9, p.p. 636-643.

50. De Ardo A.J. Accelerated cooling: a physical metallurgy perspective. Materials Science and Engineering Depatment//The University of Pittsburg, Pittsburg, PA 15261, p.p. 3-26.

51. De Ardo A.J. Modern Thermomechanical proceeding of microalloyed steel: a physical metallurgy perspective//Microal!oying 95. Proceedings of the International Conference "Microalloying 95", Pittsburg, PA, USA, June 11-14, 1995, p.p. 15-33.

52. Киношита X., Вада Т., Андо Р. и др. Развитие технологии регулирования охлаждения при прокатке толстых листов//ОАО «Черметинформация», Новости черной металлургия за рубежом, №3,2005, с. 44-49.

53. Muschenborn W., Imlau К.Р., Meyer L., Schriver U. Recent development in physical metallurgy and proceeding technology of microalloyed flat rolled steels//"Microalloying 95", Pittsburg, PA, USA, June 11-14, 1995, p.p. 35-48.

54. Tanaka T. Science and technology of hot rolling process of steel. Microalloying 95>VProceedings of the International Conference "Microalloyed 95", Pittsburg, PA,USA, June 11-14, 1995,p.p. 165-181.

55. Sellars C.M., Whitman W.A. Recristallization and grain growth in hot roll-ing//"Metal Science", №13, 1979, p.p. 187-194.

56. Gladman Т. The physical metallurgy of microalloyed steels//Institute of Materials, London, Book 615,1997.

57. Meyer L., Buehler H.E., Heisterkamp F. Metallkundliche and Techologishe Grundlangen fur die entwicklug und erzeugung perlitarmer baustahle//Thyssenforschemgen, 1971, H. 1-2, s. 8-43.

58. Gray M.J., De Ardo A.J. Austenite conditoning 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.

59. Meyer L., Buhler H., Heisterkamp F. Metallkundliche und techologische grund-lagen fur die entwicklung und erzeugung perlitarmer baustahle//Thyssenforschungen, 1971, H. 1-2, s. 8-43.

60. De Ardo A.J. Metallurgical basis for the thermomechanical processing of micro-alloyed steels//Thermomechanical processing of steels. Church Hous Conference, 24-26 May, 2000, London, UK, v.l, p.p. 309-321.

61. Capeletti T.L., Jackman L.A., Childs W. Recristallization following hot working of a high strength low alloy (HSLA) steels//Metallurgical Transactions, 1972, v.3, p.p. 789-793.

62. Lamberigts M., Greday Т., Mechanism operative during hot rolling and cooling of HSLA steels//Conf. On Hot rolling deformation of Austenite, London, 1977, p.p. 286-305.

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

64. Morrison W.B. Recristallization of a low-carbon steel in the austenite range//JISI, 1972, August, p.p. 618-623.

65. Wilber G.A., Bell J.R., Bucher T. et all. The determination of rapid recristallization rates of austenite at the temperatures of hot deformation//Transaction of metallurgical society of AIME, 1968, v. 242, p.p. 2305-2308.

66. Матросов Ю.И., Филимонов B.H., Бернштейн MJI. Рекристаллизация аустенита в низколегированных сталях с карбонитридным упрочнени-ем//Известия АН СССР. Металлы. 1981, №6, с. 96-102.

67. Yue S., Roucoules C., Maccagno T.M., Jonas J.J. Dynamic recristallization in rod rolling//Microalloying 95. Proceedings of the International Conference "Mi-croalloying 95", Pittsburg, PA, USA, June 11-14, 1995, p.p. 355-364.

68. Siwecki Т., Hutchinson В., Zajac S. Recristallization controlled rolling of HSLA steels//Microalloying 95. Proceedings of the International Conference "Microalloying 95", Pittsburg, PA, USA, June 11-14, 1995, p.p. 197-209.

69. Kozasu I., Ouchi C., Sampei Т., Okita T. Hot rolling as a high temperature ther-momechanical process//MicroalIoying 75. Hystory and theory. New York, 1977, p.p. 120-135.

70. Weiss H., Gitiing A., Brown G.G. Recristallization of a Nb-Ti steel in the austen-ite range//JSIJ, 1975, v.9, p.p. 36-39.

71. Brown E.L., De Ardo A.J. The microstructure of hot rolled high strength low alloy steel austenite//Conference on hot deformation of austenite, London, 1977, p.p. 250-285.

72. Nakamura Т., Ueki M. The high temperature torsional deformation of a 0,06 % С Mild steels//Transaction ISI of Japan, 1975, v.15, p.p. 185-193.

73. 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.

74. Yonas I.I., Sellars C.M., Tegart W.I. Strength and structure under hot working conditions//Met. Rev., 1969, v. 14, p.p. 1-24.

75. Фарбер B.M. и др. Влияние высокотемпературной деформации и последующей выдержки на структуру низколегированных строительных ста-лей//Физика металлов и металловедение. М., 1976, т. 41, вып. 4, с. 634-642.

76. Van der Zwaag S. Modelling the austenite decomposition in steel on a physical basis//Proccedings of the International Conference on Microalloying in Steels, 79 September, 1998, Donostia- San Sebastion, Spain, p.p. 27-38.

77. Cohen M., Hansen S.S. On the fundamentals of HSLA steels. HSLA steels: metallurgy and application//Proceedings of on International Conference on HSLA steels 85, 4-8 November, 1985, Beijing, China, p.p. 61-71.

78. 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.

79. Cotrina E., Arguelles A. et all. Effect of processings variables on the transformation kinetics of a low carbon Nb-microalloyed steels//Termomechanical processing of steels, 24-26 May, 2000, Church House Conference Centre, London, UK, p.p. 255-264.

80. Hall E.O., Petch N.J.//JISI.vol.l74, 1953, p.p. 25-28

81. Cuddy L.J. Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite//TMS of ASME. Warrendale (PA), 1982. p.p. 129-140.

82. DeArdo A.J. Processing of the Int.//Symp. on Accelerated Cooling of Rolled Steel. Winnipeg. Canada. 1988. p.p. 3-27.

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

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

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

86. Kozasu. I. Accelerated Cooling of Steel//TMS-AIME, 1986, Warrendale (PA), p. 15.

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

88. Cuddy L. J. Accelerated Cooling of Steel//TMS of ASME. Warrendale (PA), 1986. p.p. 235-243.

89. Hof W.M., Graef M.K., Hillenbrand H.G. et al. HSLA Steels Metallurgy and Applications//ASM Int. USA, 1986. p.p. 467-474.

90. Freeman, S. and Honeycomb//R.W.K. 1977, Met. Sci., PI 1, p. 59.

91. Gross, J.H.//In Symposium of HSLA steels, 1970, Fres-Druck, Dusseldorf.

92. Graf M.K., Hillenbrand H.G., Peters P.A. Accelerated Cooling of Steel//TMS. Warrendale (PA). 1986. p.p. 165-179.

93. Коваленко Л.В., Легейда Н.Ф., Козлов C.B. и др.//Сталь. 1975. №7. С. 644647.

94. Голованенко С.А., Чевская О.Н.//Сталь. 1984. №12. С. 51-56.

95. Sour Gas Resistant Pipe Steels//Niobium Information 18/200. CBMM.

96. Ludwig, B. Systems for the accelerated cooling of plates//Metallurgical plant and technology. 4/1988, p.p. 10-17.

97. K. Tsukada, I. Watanabe. The progress of thermo-mechanical control process for HLSA plate in Japan//Key Engineering Materials. Vol. 84-85. 1993. p.p. 1657. Copyright Trans Tech Publications, Switzerland, p.p. 17-57.

98. K. Omata, H. Yoshimura, S. Yamamoto. Leading high performance steel plates with advanced manufacturing technologies//NKK TECHNICAL REVIEW. № 88. 2003. p.p. 73-80.

99. A. Fujibayashi, K. Omata. JFE steel's advanced manufacturing technologies for high performance steel plates//JFE TECHNICAL REPORT No. 5. 2005. p.p. 10-15.

100. J. Bauer, N. Cauderlier, P. Fluess, V. Schwinn. Microstructure and properties of plates for line pipe steels for onshore and offshoe application//Conference "Pipelines for the 21st Century", 21-24 aug. 2005, Calgary, Alberta, Canada.

101. X. Кирш, П. Флюс, В. Шюц, А. Штрайсельбергер/ Новое сочетание свойств толстого листа благодаря процессу ускоренного охлаждения// «Черные металлы», 1999. с. 34-42.

102. Y. Nagahama, S. Yamamoto. High performance steel pipes and tubes securing and exploiting the future demands//NKK TECHNICAL REVIEW, No.88. 2003. p.p. 81-87.

103. N. Ishikawa, S. Endo, J. Kondo. High Performance UOE Linepipes//JFE technical report, №7/ 2006. p.p. 20-26.

104. V. Schwinn, P. Fluess, J. Bauer. Production and progress of plates for pipes strength level of X80 and above//Proc.Pipe Dreamers Conference, Yokohama, Japan, 2002. p.p. 98-114.

105. H.J. Kirsh, P. Flues, W. Schuetz, A. Schtreiselberger. New Property Combinations in Heavy Plate via Accelerated Cooling Process// Stahl und Eisen 119, №3 1999, p.p. 55- 62.

106. Ю.И. Липунов, К.Ю. Эйсмондт, Г.Г. Траянов и др. Освоение устройств контролируемого охлаждения листа в потоке стана 5000 ОАО "Север-сталь"//М. Сталь, № 3,2005г. С 55-61.

107. Кичкина А.А., Матросов М.Ю., Дубинин И.В. Влияние ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки на структуру и свойства стали 05Г1МБ//М. Металловедение и термическая обработка. 2006. № 11. с. 125127.

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