WWW.NET.KNIGI-X.RU
БЕСПЛАТНАЯ  ИНТЕРНЕТ  БИБЛИОТЕКА - Интернет ресурсы
 

Pages:   || 2 |

«ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ «ЦЕНТРАЛЬНЫЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ ИМ. И.П.БАРДИНА» СИМБУХОВ ИВАН АНАТОЛЬЕВИЧ РАЗРАБОТКА ...»

-- [ Страница 2 ] --

Особенности распределения бора в стали категории прочности Х120 плавки №1 изучали на изломах образцов в виде цилиндров 5,0 и длиной 35,0 мм с центральным острым надрезом глубиной 1,5 мм. Изломы получали при ударном нагружении консольно-закрепленного образца при температуре близкой к –196оС.

-5 Образцы разрушали в глубоком вакууме при давлении 10 Па в подготовительной камере электронного спектрометра ESCALAB MK2.

Исследование элементного состава на поверхности изломов проводили с помощью методов электронной и ионной спектроскопии на электронном спектрометре ESCALAB MK2 английской фирмы VG. Топографию поверхности изломов и микроструктуру стали исследовали на сканирующем электронном микроскопе JSM U3 японской фирмы JEOL при увеличениях до 6000 раз. Для выявления микроструктуры образцы шлифов подвергали травлению в 3% растворе HNO3 в спирте.

Фрактография, металлография, фрактальный анализ

–  –  –

Фрактографическое исследование показало, что разрушение стали Х120 с бором при экстремально низкой температуре происходит квазисколом. Как можно видеть на рисунке 32, речной узор на фасетках хрупкого скола чрезвычайно развит, что свидетельствует об активных релаксационных процессах, происходивших перед фронтом растущей трещины в условиях низких температур, что свидетельствует о высоком запасе вязкости разрушения. Фасетки хрупкого скола в поперечнике имеют размеры порядка 40-80 мкм. В некоторых микроучастках (отмечено стрелками на рисунке 32–а) вторичные микротрещины распространяются по стыкам первичных аустенитных зерен.



Как показало металлографическое исследование, сталь имеет чрезвычайно дисперсную структуру бейнита. Колонии бейнита в поперечнике достигают 15-30 мкм. Межпластинчатое расстояние не превышает 0,25 мкм. Границы бейнитной колонии отмечены черными точками на микроструктуре рисунка 33–в.

а) б) в) Рисунок 33 – Микроструктура стали Х120 с бором (Растровая электронная микроскопия)

Рисунок 34 – Фрактальные размерности для фрактограмм и микроструктур сталиХ120

Для того, чтобы выявить особенности распространения хрупкой трещины провели фрактальный анализ топографии изломов и микроструктур. При распространении трещины в пределах областей ее свободного роста наблюдается эффект самоподобия, который может быть выявлен при анализе тонкой структуры многих фасеток хрупкого скола. Самоподобие наблюдается и для микроструктуры стали, поскольку бейнитные колонии имеют общие структурные особенности: площадь сечения и дисперсность, которая характеризуется межпластинчатым расстоянием и формой бейнитных игл. Идентификация пути развития трещины в стали с дисперсной бейнитной структурой является чрезвычайно трудной задачей, которая может быть решена с помощью анализа взаимоподобия микроструктур и фрактограмм. Фрактальный анализ соответствия структуры изломов и микроструктур стали Х120 показал, что фасетки хрупкого скола несмотря на свою чрезвычайно дисперсную структуру крупнее бейнитных колоний, их величина и рельеф не согласуются с величиной бейнитных игл и межпластинчатым расстоянием. Меньшее значение рассчитанной фрактальной размерности для изломов (2,55) по сравнению с ее значением для бейнитной структуры (2,60) свидетельствует о том, что субструктурные и макроструктурные элементы структуры стали (иглы бейнита и аустенитные зерна) не определяют путь развития трещины (см. рис. 34). С большой долей вероятности можно сделать вывод, что хрупкая трещина распространяется по межфазным участкам на границах бейнитных колоний.

Исследование химического состава поверхности изломов.

Исследование преследовало цель установить особенности распределения бора в стали: его присутствие в составе неметаллических включений, в твердом растворе или в виде сегрегаций на внутренних границах раздела (границах первичных аустенитных зерен или межфазных границах). Для изучения распределения бора в образцах стали Х120 в исходном состоянии определяли химический состав поверхности излома до и после травления ионами аргона.

Образец был исследован после разрушения в вакууме, при помощи специального приспособления, установленного в подготовительной камере спектрометра. Как показано на рисунке 35, поверхность излома обогащена бором, углеродом и кислородом. Условия проведения эксперимента исключали случайное загрязнение поверхности образца. Наиболее вероятно, что углерод и кислород адсорбировались на ювенильной поверхности излома в силу десорбции с боковых поверхностей образца. Анализируя интенсивности всех характеристических линий определили концентрацию бора на поверхности излома. Она составила 2,99 масс %. После ионного травления на глубину порядка 5,0-10,0 относительная интенсивность спектральных линий малых примесей к железу существенно уменьшилась. Это свидетельствует об их присутствии в тончайших пленках (сегрегациях) на поверхности излома.

–  –  –

Учитывая, что по данным фрактографического и микроструктурного анализа поверхность излома сформировалась при распространении трещины по межфазным границам бейнитных колоний, следует считать, что бор и некоторые малые примеси (S, P, Si) формируют сегрегации на межфазных границах по периферии бейнитных колоний аналогично границе, изображенной на рис. 33 - в.

а) б) Рисунок 36 – Трансформация спектров Оже-электронов от поверхности излома при его изотермической выдержке 200°С-60мин (а) и 550°С-30мин (б) Представляло особый интерес определить температуры сегрегирования бора в стали Х120. Для этого с целью изучения кинетических особенностей формирования сегрегаций бора на границах раздела образцы-изломы после их интенсивной ионной очистки нагревали до различных температур от 150 до 550 о С с различной выдержкой. Этот прием широко используется для моделирования кинетики сегрегации в многокомпонентных системах. При этом, состояние поверхности образца демонстрирует поведение внутренних границ раздела (границ зерен, межфазных границ). Это обусловлено тем, что свободная и внутренняя энергия поверхности раздела в твердых телах обладают схожими термодинамическими свойствами. В ходе нагрева фиксировали электронные спектры для определения изменения химического состава поверхности (или межфазных границ). На рисунках 36 приведены типичные спектры, которые были получены при некоторых режимах термической обработки. На основании подобных картин рассчитывали изменение относительной интенсивности спектральных линий примесных элементов в зависимости от температуры и длительности нагрева.

Рисунок 37 – Кинетика сегрегирования малых примесей при изотермических выдержках образцов стали Х120 На рисунке 37 представлена картина изменения содержания различных примесей на свободной поверхности излома при различных температурах, подтверждающая сложный характер многокомпонентной сегрегации.

Немонотонный характер зависимостей свидетельствует о конкурентном механизме формирования сегрегаций. Полученные кинетические зависимости позволяют представить температурные интервалы наиболее активного сегрегирования различных примесей. Так, углерод и кремний обогащают границы при нагреве до температуры порядка 200°С, а бор и азот преимущественно обогащают границы в ходе нагрева свыше 400°С. Наиболее интересным фактом является синфазный характер обогащения границ азотом и бором в этом температурном диапазоне выдержек.

Спектроскопия Оже-электронов не дает возможность простой интерпретации фазового состава поверхности. Установление формы существования элемента в свободном состоянии или в составе химического соединения требует сложных и детальных исследований. Учитывая предельно низкие содержания малых примесей в стали это очень трудно осуществить, анализируя полученные спектры Оже-электронов.

Масс спектроскопия вторичных ионов c большой достоверностью позволяет получить информацию о присутствии химического элемента в твердом растворе, в составе химического соединения или в сегрегационной зоне с высокой степенью локального обогащения.

На рисунке 38 представлены результаты масс-спектроскопии поверхности изломов предварительно очищенных ионным травлением и затем нагретых до 550°С. На спектрах масс присутствуют кластеры B2+ и B- и отсутствуют более сложные кластеры бора с азотом (BN- масса ~25 а.е.м), кислородом (BO, BO2 массы ~27 а.е.м. и ~43 а.е.м. соответственно) или металлами, что свидетельствует о присутствии этого элемента в свободном состоянии в сегрегации. При увеличении длительности нагрева интенсивность линии бора по сравнению с интенсивностью линии железа существенно возрастает, что свидетельствует о значительном росте концентрации бора в сегрегации.





а) б) в) г) Рисунок 38 – Спектры масс положительных и отрицательных ионов от поверхности излома стали Х120 с бором после его нагрева в вакууме при 550 оС в зависимости от выдержки (а – 10 мин.; б – 30мин.; в –60 мин.) г-зависимость интенсивности линии бора на спектре масс от длительности нагрева при 550 оС.

Поскольку в условиях реального материала (стали Х120) бор не является единственной примесью сегрегирующей при данной температуре, а испытывает конкурренцию со стороны других элементов, то далее рассматриваются эффективные велчины – энергия сегрегирования бора на межфазных границах в бейнитной структуре и коэффициент диффузии, характеризующие поведение бора в стали.

–  –  –

где Cx – объемная концентрация элемента x;

СGBmax– предельная (равновесная) концентрация элемента на границе зерна;

R – универсальная газовая постоянная, 8,31 Дж/(мольK);

T – температура, К;

Eseg – эффективная энергия сегрегирования, Дж/моль Результаты расчетов эффективной энергии сегрегирования представлены на рисунке 39–а и в таблице 11.

По данным графика рисунка 38–а можно найти уравнение, описывающее термодинамику сегрегирования бора на границе зерен в данной стали в интервале исследованных температур:

Eseg=12,67-0,08T кДж/моль (7) На формирование сегрегаций на границах зерен помимо термодинамического фактора влияет также и кинетический, связанный с различием в диффузионной подвижности различных элементов в стали при данной температуре. Исследовав кинетику изменения концентрации бора на границе зерна при различных параметрах изотермической выдержки (см. рисунки 37, 39–б и таблицу 11) с помощью уравнения диффузии (8) была получена температурная зависимость коэффициента диффузии.

–  –  –

Используя уравнение D=D0exp(-Eакт/RT) из графика рисунка 39–б можно получить эффективную энергию активации диффузии бора на границы зерен в стали X120 в температурных интервалах, отвечающих ускоренному охлаждению, прерванному вблизи T=4000С:

Eакт= – 43,6 кДж/моль;

Сравнивая полученное значение с энергией сегрегирования можно рассчитать температуру, при которой следует ожидать начала процесса активного обогащения границ зерен данной стали бором. Полученное значение составляет 4300C, при этом коэффициент диффузии бора в данной стали D=1,1x10-16 м2/с.

–  –  –

Заключение

1. В микролегированной бором стали Х120 этот элемент присутствует в виде сегрегаций на межфазных границах по периферии бейнитных колоний.

2. При нагреве бейнитной стали Х120 выше 430°С бор формирует сегрегации, при этом коэффициент обогащения составляет от 1700 до 3000.

3. Определены эффективная энергия сегрегирования бора и эффективная энергия активации гетеродиффузии бора их значения Есег=12.67 - 0.08Т и Eакт= кДж/моль соответственно.

4. Бор в стали категории прочности Х120 находится в свободном состоянии (твердом растворе) в виде сегрегаций на межфазных границах бейнитных колоний и несвязан в нитриды и оксиды бора (ВN, ВО), что делает возможным увеличение прокаливаемости (повышение прочности), так как свободный бор является эффективным (т.е. не связанный с кислородом и азотом).

5. Наличие элемента в свободном состоянии характеризуют так же полученные механические свойства, высокая прочности, низкая ударная вязкость.

Принято, считать, что нахождение бора в свободном состоянии благотворно влияет на прокаливаемость, прочность и отрицательно на ударную вязкость. В то время как нитрид бора ВN наоборот отрицательно влияет на прочностные свойства и более положительно на ударную вязкость.

–  –  –

Прочностные показатели согласно международному стандарту ISO 3183:2007 на листовом прокате из стали категории Х120 по технологии ТМП (КП+УО) можно получить на всех опробованных химических составах.

Для получения необходимого комплекса механических свойств на листовом прокате из опытной стали Х120 (К90) микролегированной бором целесообразно применять химический состав плавки №1. Данный химический состав предпочтителен не только с точки достижения прочности категории Х120, но и получения высоких показателей низкотемпературной ударной вязкости, хладостойкости. Из всех исследованных композиций наиболее экономнолегированным является химический состав плавки №1 (Cэкв=0,48; Рсм=0,19), при относительно низкой стоимости химического состава, данная композиция благоприятна с позиции сопротивления водородному растрескиванию (Рсм ниже 0,24). Благодаря увеличению прокаливаемости, за счет добавки бора, становиться возможным снижение содержания углерода до 0,03-0,04%, что благоприятно с точки зрения свариваемости, уменьшения центральной сегрегационной неоднородности литой заготовки, улучшения показателей пластичности, ударной вязкости.

Введение и повышение в стали молибдена Mo с 0,2 до 0,3% усиливает воздействие бора на прокаливаемость, наблюдается суммарный эффект влияния на прокаливаемость - «синергия», в следствие чего увеличивается доля структур формируемых по сдвиговому механизму (малоуглеродистого реечного мартенсита), что отражается на увеличении прочности и снижении пластичности, вязкости.

По результатам исследований особенностей распределения бора в стали Х120 установлено, что бор находится в свободном состоянии (твердом растворе по границам зерен) в виде сегрегации на межфазных границах по периферии бейнитных колоний и несвязан в нитриды, оксиды бора (ВN, ВО, ВО2), что делает эффективным его введение в стали данной категории в количестве 0,0015-0,002%.

Нахождение бора в свободном состоянии характеризует правильную операцию введения бора во время выплавки, так как бор имеет самое высокое сродство к азоту, то его вводили после введения стехиометрического количества Ti, с целью первоочередного образования TiN.

Из сравнительного анализа микроструктур сталей с бором, выявлено, что оптимальной является структура нижнего реечного бейнита формируемая после ТМП (Тк.о.=450оС, скорости охлаждения 20-25оС/с), плавки № 1. Увеличение в структуре сталей с бором доли малоуглеродистого реечного мартенсита свыше 10-15 % способствует значительному увеличению прочности и снижению пластичности, сопротивления хрупкому разрушению.

На опытных сталях Х120 без бора получены высокие значения пластичности (5=16-19%), низкотемпературной вязкости (KCV-30 = 333–346 Дж/см2; KCV-100 = 145–159 Дж/см2), хладостойкости (температура вязко-хрупкого перехода Т80 ниже -100°С) по сравнению со сталям с бором, однако значения прочности достигаются при более низких температурах конца ускоренного охлаждения (Тк.у.о.=300-400°С) и высоких скоростей УО (25-35°С/с), а так же более легированной композиции химического состава. С целью повышения прочности на сталях без бора увеличили содержание углерода (0,06-0,09%), молибдена, хрома, никеля, меди сильно влияющих на кинетику мартенситного превращения.

Благоприятной микроструктурой для сталей Х120 без бора является двухфазная структура состоящая из гранулярного бейнита (60-70%) и нижнего реечного бейнита (30-40%). Не благоприятной структурой для достижения прочностных свойств Х120 является структура преимущественно состоящая из гранулярного бейнита.

Из исследованных композиций химического состава сталей Х120 без бора оптимален состав плавки №4. Химический состав данной плавки перспективен с точки зрения разработки сталей Х120 без бора с повышенной деформационной способностью, хладостойкостью.

Для дальнейшего исследования сталей категории прочности Х120 (К90) и опытно-промышленного производства предлагается использовать:

- химический состав плавки №1 с бором, способствующий созданию сталей с запасом прочности на экономно-легированном составе;

- химический состав плавки № 4 без бора, способствующий созданию сталей с повышенной деформационной способностью, хладостойкостью.

Глава 4. Исследование кинетики превращения переохлажденного аустенита

4.1 Построение термокинетических диаграмм сталей Х120 с бором и без бора. Исследование кинетики превращения переохлажденного аустенита Исследования кинетики фазовых превращений были выполнены на листовом прокате класса прочности Х120 (К90) двух вариантов химического состава с бором и без бора. Химический состав исследуемых образцов представлен в таблице 12.

–  –  –

Рисунок 40 – Термокинетическая диаграмма листового проката опытной стали плавки № 1 и № 4 категории прочности Х120 (К90) с бором и без бора Показано, что в стали Х120 дополнительно микролегированной бором, бейнитное превращение протекает при более низких температурах и скоростях охлаждения, начало бейниного превращения при температуре 550 оС в сравнении со сталью Х120 без бора, где начало бейнитного превращения при 600 оС.

Микролегирование стали бором способствует снижению критических точек (температур начала ферритного, бейнитного превращения) на 50оС.

При понижении температуры конца ускоренного охлаждения до 350 оС, а о так же увеличения скорости охлаждения до 30 С/с в структуре сталей миролегированных бором наряду с бейнитом начинает образовываться мартенситная составляющая (малоуглеродистый мартенсит).

Снижение температуры завершения ускоренного охлаждения также приводит к увеличению твердости металла. Увеличение твердости при температурах охлаждения ниже 400 оС связано с формированием в структуре мартенситной составляющей.

Увеличение скорости охлаждения при тех же температурах конца охлаждения повышает твердость структурных составляющих за счет формирования нового типа микроструктуры, увеличения доли нижнего бейнита, малоуглеродистого мартенсита, создания субструктуры.

Из анализа термокинетической диаграммы можно сделать вывод, что микролегирование стали Х120 бором способствует преимущественно сдвиговому превращению аустенита, замедляет превращение основных фаз - феррита, гранулярного бейнита, сдвигает область на ТКД диаграмме распада переохлажденного аустенита по шкале температур вправо, тем самым облегчая образование мартенсита.

Оптимальный интервал скоростей охлаждения для стали Х120 с бором составляет 15-25 оС/с, температур конца охлаждения 400-450 оС. Для сталей без о бора оптимальный интервал скоростей охлаждения составляет 25-35 С/с, температур конца охлаждения 300-350 оС.

Исследование формирования структуры при ускоренном 4.2 охлаждении опытной стали Х120 Исследование влияния температурных параметров и скорости ускоренного охлаждения на микроструктуру были выполнены на сталях категории прочности Х120 с бором и без бора - 04Г2ХНДМБР и 06Г2ХНДМБ (плавки №№ 1, 4).

Смоделирован режим термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением.

Варьировали температуру прерывания ускоренного охлаждения, скорости ускоренного охлаждения:

– ускоренное охлаждение от 760 оС до температур 300 – 500 оС;

– ускоренное охлаждение от 760 до 450 оС для стали с бором и до 350 оС для стали без бора со скоростями охлаждения 10, 20, 30 оС/сек.

Схема эксперимента представлена на рисунке 41.

–  –  –

Рисунок 41 – Схема экспериментов проводимых на дилатометре:

а) моделирование ТМП (КП+УО) с завершением охлаждения при различных температурах;

б) моделирование ТМП с различными скоростями охлаждения Исследование формирования структуры при ускоренном 4.2.1 охлаждении (КП+УО) опытной стали Х120 микролегированной бором Микроструктура образцов опытной стали Х120 с бором обработанных по различным режимам ТМП представлена в таблице 13.

–  –  –

Таблица 15 – Микроструктура, критические точки стали Х120 без бора Режим обработки Критические точки Микроструктура Тн –1150 С; ТД1 – 1050 С; ТД2 –820 С; Тно –760 оС; скорость охлаждения – 20 оС/сек о о о

–  –  –

а) б) Рисунок 43 – Зависимость свойств опытной стали Х120 без бора от температуры завершения ускоренного охлаждения и скорости охлаждения:

а) зависимость от температуры прерывания охлаждения;

б) зависимость от скорости охлаждения Выводы по главе Микролегирование стали Х120 бором способствует преимущественно сдвиговому превращению аустенита, бор замедляет превращение основных фаз феррита, гранулярного бейнита, сдвигает область на ТКД диаграмме распада переохлажденного аустенита по шкале температур вправо, тем самым облегчая образование нижнего реечного бейнита, малоуглеродистого мартенсита.

Легирование стали бором приводит к снижению критических точек (температур начала бейнитного превращения ниже) на 50оС, область бейнитного превращения смещается в сторону более низких скоростей охлаждения и о начинается с 0,1 С/с, изменяется морфология бейнита от зернистого к игольчатому.

Уменьшение температуры завершения ускоренного охлаждения приводит к значительному увеличению временного сопротивления разрыву, твердости сталей Х120 с бором. Увеличение твердости и прочности при температурах охлаждения ниже 400оС связано с формированием в структуре мартенситной составляющей.

Установлено, что оптимальный интервал скоростей охлаждения для стали Х120 с бором составляет 15-25 оС/с, температур конца охлаждения 400-450 оС.

Благоприятная микроструктура для сталей Х120 с бором обеспечивающая оптимальный комплекс механических свойств состоит из нижнего реечного бейнита ~90-95% и малоуглеродистого реечного мартенсита ~5-10%.

Для сталей без бора оптимальный интервал скоростей охлаждения составляет 30-40 оС/с, температур конца охлаждения 300-350 оС.

Увеличение твердости и прочности при температурах охлаждения ниже 400оС связано с формированием в структуре нижнего реечного бейнита около 20Благоприятной микроструктурой для сталей Х120 без бора является структура состоящая из гранулярного бейнита ~65-75% и реечного нижнего бейнита ~25-35%.

Глава 5. Термомеханическая прокатка на стане ДУО 300.

Исследование влияния режимов ТМО, индукционного отпуска на структуру и механические свойства

5.1 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на комплекс механических свойств На основании исследования о влиянии химического состава на комплекс механических свойств и микроструктуру были выбраны 2 варианта систем легирования (см. табл. 17):

1) сталь категории прочности Х120 на экономно-легированном химическом составе с бором (Сэкв=0,48), плавка № 1, 04Г2ХНДМБР;

2) сталь категории прочности Х120 без микродобавки бора с повышенным содержанием легирующих элементов (Сэкв=0,55), плавка №4, 06Г2ХНДМБ.

На данных композициях химического состава проведены исследования влияние контролируемой прокатки с завершением в нижней части -области, с завершением в двухфазной +-области и последующего ускоренного охлаждения на комплекс механических свойств.

После выплавки в вакуумно-индукционной печи полученные заготовки 80х80х150мм прокатывали в автоматическом режиме на стане ДУО300 на полосы толщиной 11,0 мм по технологии термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением (ТМП).

Нагрев заготовок под прокатку осуществляли до температуры 1100°C для сталей микролегированных бором и до 1150°C для сталей без бора. Выдержка заготовок в печи осуществлялась в течение 40-60 минут;

Фактические режимы прокатки и охлаждения на стане ДУО300 исследованных сталей представлены в таблице 18.

–  –  –

Деформационный режим.

1) черновая стадия прокатки:

1-й проход – частное обжатие 16%, 2-й проход – 18%;

2) чистовая стадия прокатки с завершением в нижней части -области и +области:

1-й проход - 29%, 2-й проход - 36%, 3-й проход - 32%, 4-й проход - 23%, 5-й проход - 15%.

Использован четырехкратный подкат толщиной 55 мм.

Суммарное обжатие в чистовой стадии прокатки 80%.

После прокатки из каждого листа были вырезаны образцы для испытания механических свойств, оценки хладостойкости и анализа микроструктуры.

Результаты испытаний механических свойств на растяжение и ударную вязкость опытной стали категории Х120 представлены в таблице 19 и 20.

–  –  –

Рисунок 44 – Сопоставление механических свойств опытных сталей Х120 с бором и без бора прокатанных с завершением в нижней части -области (Тк.у.о.

= 450°С) и двухфазной +-области:

1- ТМП с завершение в двухфазной +-области;

2- ТМП с завершением в нижней части -области и последующим УО;

Из представленных данных следует, что технология контролируемой прокатки с последующим ускоренным охлаждением позволяет получить необходимы прочностные показатели согласно ISO 3183:2007. Предел текучести, временное сопротивление на 50-100 МПа выше показателей полученных при низкотемпературной контролируемой прокатки (НКП). Получена так же более высокая ударная вязкость, на 50-100 Дж/см2 (при температурах испытания 0 – 100оС) выше показателей полученных при НКП, более низкая температура вязкохрупкого перехода Т80, лежащая ниже минус 100оС для сталей без бора и минус 70 о С для сталей с бором (см. гл. 3).

Таким образом, прокат полученный по технологии ТМП с завершением в

-области нижней части и последующим УО обладает более лучшей хладостойкостью в сравнении с прокатом полученным по технологии НКП с завершением в двухфазной +-области.

Микроструктура проката из стали Х120 без бора полученная по технологии контролируемой прокатки с завершением в +-области (см. рис. 45а) представляет собой смесь (деформированного) феррита и гранулярного бейнита, в структуре увеличилась объемная доля феррита до ~20%, структура менее дисперсная и разнозернистая. Микроструктура проката из стали Х120 полученная по технологии КП+УО состоит из гранулярного бейнита с небольшой долей нижнего бейнита (см. рис. 45б), структура более дисперсна, однородна, мелкозерниста, с развитой субструктурой, что благоприятно сказывается на прочностные показатели и ударную вязкость.

Микроструктура проката из стали Х120 с бором полученная по технологии контролируемой прокатки с завершением в +-области (см. рис. 45в) не однородна, разнозерниста, с грубыми бейнитными колониями, менее дисперсна, что обуславливает более низкие прочностные показатели, низкую ударную вязкость, более худшую хладостойкостью в сравнении со сталями прокатанными по технологии КП+УО с завершением в нижней части -области и последующим ускоренным охлаждением (рис. 45г).

–  –  –

Рисунок 45 – Микроструктура образцов стали Х120 произведенных по технологии низкотемпературной контролируемой прокатки с завершением в двухфазной области (а, в), и по технологии с завершением в нижней части –области с последующим УО (б, г);

а, в – микроструктура сталей Х120 без бора;

б, г – микроструктура сталей Х120 с бором.

–  –  –

Рисунок 47 – Влияние скорости ускоренного охлаждения на механические свойства опытных сталей Х120 с бром и без бора:

а) влияние Vохл. на предел текучести;

б) влияние Vохл. на временное сопротивление разрыву;

в) влияние Vохл. на относительное удлинение;

г) влияние Vохл. на ударную вязкость, KCV-30 Исследование хладостойкости опытных сталей проводили на образцах с острым надрезом (КСV), при температурах испытания от 0 до минус 100оС.

Результаты проведенных исследований оценки доли вязкой составляющей в изломе KCV в зависимости от температуры испытания представлены в табл. 21.

На рисунке 48 представлены сериальные кривые и зависимости влияния температуры конца УО, температуры испытания на долю вязкой составляющей в изломе КСV.

–  –  –

в) Рисунок 48 – Сериальные кривые, зависимость доли вязкой составляющей в изломе KCV от температуры прерывания УО и температуры испытания опытных сталей Х120 с бором и без бора:

а) сериальная кривая опытных сталей Х120 с бором и без бора, значения ударной вязкости при Тк.у.о. = 450оС;

б) зависимость доли вязкой составляющей в изломе KCV от температуры прерывания УО;

в) зависимость доли вязкой составляющей в изломе KCV от температуры испытания опытной стали Х120 микролегированной бором и без бора;

Из полученных результатов следует, что наилучшей хладостойкостью, низкотемпературной ударной вязкостью обладает опытный прокат из стали категории прочности Х120 без бора прокатанный по технологии термомеханической прокатки с завершением в нижней части –области и последующим ускоренным охлаждением до температур 350-400°С, скоростью охлаждения 30-35°С/с. Значения ударной вязкости на 80-100 Дж/см2 выше значений стали Х120 микролегированной бором, критическая температура хрупкости стали Х120 без бора находится ниже минус 100оС (температура вязкохрупкого перехода Т80 ниже -100°С) в сравнении со сталями Х120 с бором, где Т80 около -70°С.

Оптимальные значения низкотемпературной ударной вязкости, хладостойкости сталей Х120 с бором достигается при термомеханической прокатки с завершением в нижней части –области и последующим ускоренным охлаждением до температур 450-400°С, скоростью охлаждения 20-25°С/с.

Таким образом, для создания экономно-легированных сталей категории прочности Х120, а также с целью снижения углеродного эквивалента Cэ и параметра стойкости против растрескивания при сварке Рсm необходимо сталь микролегировать бором, что улучшает ее прокаливаемость и повышает прочностные свойства. Стали Х120 с бором обладают высоким запасом прочности на обедненном химическом составе (Сэкв=0,48) в сравнении со сталями Х120 без бора более легированными (Сэкв=0,55). Однако, с целью создания сталей с высокими показателями пластичности, ударной вязкости, лучшей хладостойкости предпочтительны стали Х120 без бора.

Для получения оптимального комплекса свойств необходимо производить прокат по технологии термомеханической прокатки с завершением в нижней части –области с последующим ускоренным охлаждением до температур 450С, скоростью охлаждения 20-25°С/с для сталей микролегированных бором и до 350-400°С, скоростью охлаждения 30-35°С/с для сталей Х120 без бора.

Предусмотреть нагрев для сталей с бором до 1100°С, так как исходя из проведенных ранее исследований, с точки зрения роста зерна при нагреве, оптимальной температурой является 1100 °С, для сталей без бора 1150°С.

5.2 Влияние режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения на микроструктуру исследованных сталей Исследование опытных образцов, отобранных от прокатанных полос, с помощью сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega позволило предварительно установить тип структурных составляющих сталей Х120 с бором и без бора. В опытных сталях Х120 без бора (плавка №4), структура металла состоит из продуктов промежуточного превращения сформированные по бейнитному (диффузионно-сдвиговому) механизму, которая в зависимости от температуры прерывания УО состоит из гранулярного бейнита и колоний нижнего реечного бейнита (см. рис. 49, а). В опытных сталях Х120 микролегированных бором (плавка №1), получена структура сформированная по сдвиговому механизму состоящая преимущественно из нижнего реечного бейнита. В зависимости от температуры прерывания УО наряду с нижним реечным бейнитом формируется структура малоуглеродистого мелкодисперсного реечного мартенсита (рис. 49, б).

а) б) Рисунок 49 – Микроструктура образцов прокатанных полос с бором выполненная на СЭМ - Tescan Vega:

а) двухфазная структура состоящая из гранулярного бейнита и нижнего реечного бейнита, увеличение 2000, плавка № 4, Тк.у.о. = 350°С;

б) структура состоящая из нижнего реечного бейнита и малоуглеродистого реечного мартенсита, увеличение 2000, плавка № 1, Тк.у.о. = 400°С;

Для более глубокого анализа микроструктуры было проведено исследование тонкой структуры на просвечивающем электронном микроскопе JEM-200СХ (ускоряющее напряжение 160 кВ).

Структура сталей Х120 без бора как правило многофазная и представляет собой видоизмененный игольчатый феррит (гранулярный) или гранулярный бейнит (ГБ) с областями (колониями) нижнего реечного бейнита, а так же содержит «островковые» структуры микронного размера (МА-фаза). В зависимости от температуры конца ускоренного охлаждения ТМП соотношение структурных составляющих гранулярного бейнита и нижнего реечного бейнита для сталей без бора меняется. С понижением температуры конца УО увеличивается доля структурной составляющей –нижнего бейнита.

Тонкая структура образцов из стали Х120 без бора, прокатанных по режимам № 1, 2, 3 (Тк.у.о=550, 500, 450°С) имеет схожий вид, отличие в дисперсности, структура охлажденная до 450°С более мелкозерниста и дисперсна в сравнении со структурой полученной при Тк.у.о=550°С. Полученные структуры представляет собой видоизмененный игольчатый феррит (гранулярный) или гранулярный бейнит (см. рис. 50 а, б, в). Блоки (или субзерна) в этих структурах имеют, как правило, неправильную форму, но какая-либо вытянутость не выражена. Фрагменты слабо разориентированных субзерен часто имеют нерегулярные границы. Различие между квазиполигональным ферритом, (гранулярным ферритным бейнитом) и гранулярным бейнитом (ГБ) заключается в том, что в последнем между блоками бейнита присутствуют включения аустенита, например, в микроструктуре образца из полосы прокатанной по режиму № 4 (см. рис. 50 г, д): на темнопольном изображении в близкорасположенных рефлексах феррита и аустенита частицы аустенита помечены стрелками. Так же в образцах наблюдаются участки гранулярного бейнита, содержащего включения аустенита на стыках блоков (фрагментов).

Кроме того, плотность дислокаций в субзернах гранулярного бейнита меньше, чем в мартенсите, но существенно больше, чем в квазиполигональном феррите.

С понижением температуры прерывания ускоренного охлаждения после ТМП до 350-400°С и увеличения скорости охлаждения до 30-35 °С/с в структуре наряду с гранулярным бейнитом повышается доля нижнего реечного бейнита (НБ), где плотность дислокаций ниже чем в мартенсите, но существенно выше, чем в гранулярном бейните (см. рис. 50 е), а так же формируется «островковые»

структуры микронного размера (3 мкм) содержание углерода в которых существенно выше, чем исходное. Эти “островковые” структурные составляющие содержат аустенит и мартенсит (МА-фаза). Объёмная доля “островковых” структур минимальна и составляет около 5-7% в зависимости от температуры конца охлаждения (см. рис. 50 ж).

–  –  –

МА

ж) ПЭМ, увеличение 30 000 з) ПЭМ, дифракционная картина Рисунок 50 – Тонкая структура прокатанных полос из опытной стали Х120 без бора выполненная на ПЭМ - JEM-200СХ:

а) структура ГБ, светлопольное изображение, плавка № 4, Тк.у.о. = 550°С;

б) ГБ, темнопольное изображение в рефлексах феррита, плавка № 4, Тк.у.о. = 500°С;

в) ГБ, темнопольное изображение в рефлексах феррита, плавка № 4, Тк.у.о. = 450°С;

г, д) ГБ, темнопольное изображение в рефлексах аустенита, плавка № 4, Тк.у.о. = 400°С;

е) структура состоящая из ГБ и НБ, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита, плавка № 4, Тк.у.о. = 350-400°С;

ж) структура ГБ с «островковой» структурной составляющей МА-фаза, темнопольное изображение в рефлексах аустенита, плавка № 4, Тк.у.о. = 350°С;

з) дифракционная картина структурной составляющей МА-фазы

–  –  –

д) ПЭМ, увеличение 15 000 е) ПЭМ, увеличение 10 000 Рисунок 51 – Тонкая структура прокатанных полос с бором выполненная на ПЭМ

- JEM-200СХ:

а) М, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита, плавка № 1, Тк.у.о. =300-350°С;

б) М, светлопольное изображение, плавка № 1, Тк.у.о. = 300-350°С

в) НБ, светлопольное изображение, плавка № 1, Тк.у.о. = 450°С;

г) НБ, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита, плавка № 1, Тк.у.о. = 450°С;

д) М, темнопольное изображение в рефлексах аустенита, плавка № 1, Тк.у.о. = 450оС;

е) Карбонитриды ниобия размером 20 – 40 нм, светлопольное изображение При электронно-микроскопическом исследовании были выявлены в структуре стали дисперсные частицы, которые представляют карбонитриды ниобия, выделившиеся при прокатке в аустените и наследованные конечными фазами при охлаждении (см. рис. 51е). Типичные размеры этих карбонитридов 20

– 40 нм. Отсутствие выделений карбонитридов размерами менее 10 нм может быть связано с низкой температурой конца ускоренного охлаждения.

Таким образом, для достижения необходимого комплекса механических свойств на экономно-легированном химическом составе стали категории прочности Х120 микролегированной бором предпочтительна микроструктура состоящая из нижнего бейнита, формируемая при ТМП с завершением в нижней части –области с последующим ускоренным охлаждением до 450°С, скоростью охлаждения 20-25°С/с, так как структуры с долей малоуглеродистого реечного мартенсита обладают не достаточным сопротивлением хрупкому разрушению.

Для сталей Х120 без бора, предпочтительна двухфазная структура состоящая на 70-80% из гранулярного бейнита и на 20-30% из нижнего реечного бейнита, а так же с «островковой» структурной составляющей – МА-фазой до 5%.

Преимущественно структура состоящая из гранулярного бейнита не обеспечивает необходимых прочностных свойств категории Х120.

5.3. Влияние индукционного отпуска после ускоренного охлаждения на свойства и микроструктуру опытной стали Х120 с бором При проектирования трубопроводов в сейсмоопасных регионах, зонах с холодным климатом и промерзанием грунтов, трубопровод должен обладать высокой способность к деформированию при приложении значительных сжимающих и растягивающих нагрузок. Деформация сжатием может привести к потери продольной устойчивости, разрушению кольцевых сварных швов, авариям на магистрали, вследствие чего трубопровод должен обладать достаточной устойчивостью к продольному изгибу [139, 141].

Как известно с повышением прочности стали уменьшается относительное удлинение, то есть пластичность, особенно в сталях Х120 микролегированных бором, так как бор повышает закаливаемость и способствует значительному повышению прочности в сравнению со сталями без бора.

На опытном прокате из стали Х120 с бором получена структура нижнего бейнита, однако однородная бейнитная структура обычно характеризуется невысокой деформационной способностью. Известно, что деформационная способность труб для магистральных трубопроводов зависит от микроструктуры, и её можно повысить за счет получения двухфазной структуры с твердой и мягкой фазами, которая повышает способность к деформационному упрочнению [140В борсодержащей стали Х120 трудно придать двухфазную ферритобейнитную структуру, так как в сталях с бором феррит не образуется даже при медленном охлаждении на воздухе, и при всех скоростях охлаждения формируется однофазная бейнитная структура.

Кроме того в борсодержащей стали температура бейнитного превращения ниже, чем в стали без добавки бора, то есть добавка бора ускоряет образование нижнего бейнита, и хотя это можно считать полезным для достижения высокой прочности, то для высокой деформационной способности однофазная бейнитная структура не является предпочтительной.

Проблема получения оптимального соотношения прочности и пластичности на низкоуглеродистых высокопрочных сталях не решена до конца.

В связи с этим целью данной главы являлось исследование способа повышения пластичности, деформационной способности (равномерного удлинения, создания низкого отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву), высокой низкотемпературной ударной вязкости для применения в северных и сейсмоактивных регионах высокопрочной стали Х120 на экономно-легированном химическом составе микролегированной бором.

Одним из наиболее эффективных способов повышения пластичности и ударной вязкости является применение высокого отпуска после ускоренного охлаждения. Применение высокого отпуска способствует формированию структуры отпущенного мартенсита, отпущенного нижнего бейнита. Данный тип структуры позволяет металлопрокату обладать более высокой пластичностью, ударной вязкостью. Исходя из анализа предыдущих исследований влияния на пластичность и ударную вязкость высокого отпуска после термомеханической прокатки (ТМП) [146], был выбран индукционный нагрев токами промышленной частоты (50Гц). Применение высокого индукционного отпуска (630°С) после ускоренного охлаждения более эффективно способствует повышению пластичности, улучшению показателей низкотемпературной вязкости по сравнению с не индукционным нагревом в печи.

После термомеханической обработки на стане ДУО300 в темпе прокатки после ускоренного охлаждения до температур 350-550оС полосы толщиной 11,0 мм были нагреты в индукторе до 630оС токами промышленной частоты 50 Гц.

Время нагрева составило 5-10 секунд. На рисунке 52 представлена технологическая схема ТМП и последующей термообработки в индукторе.

Рисунок 52 – Технологическая схема термомеханической прокатки

–  –  –

После прокатки и последующего индукционного отпуска из каждого листа были вырезаны образцы для испытания механических свойств, оценки хладостойкости и анализа микроструктуры. Результаты испытаний механических свойств на растяжение и ударную вязкость опытной стали категории прочности Х120 представлены в таблице 24-26.

–  –  –

0,88 0,9 0,86 0,88 0,84 0,86

–  –  –

д) е) Рисунок 53 – Зависимость механических свойств проката из опытной стали Х120 с бором после отпуска и без отпуска от температуры прерывания УО:

1- значения полученные после индукционного отпуска;

2- значения полученные без индукционного отпуска;

а) сравнение значений предела текучести и временного сопротивления разрыву полученных после индукционного отпуска и без отпуска;

б) сравнение значений относительного удлинения полученных после индукционного отпуска и без отпуска;

в) сравнение значений равномерного удлинения полученных на продольных образцах после индукционного отпуска и без отпуска;

г) сравнение значений ударной вязкости после индукционного отпуска и без отпуска, KCVср.температура испытания – 30оС;

д) сравнение значений отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву после индукционного отпуска и без отпуска;

е) сравнение значений отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву полученного на продольных образцах после индукционного отпуска и без отпуска;

Таким образом, исходя из полученных результатов, применение высокого индукционного отпуска (630оС) после ускоренного охлаждения в темпе прокатки способствовало существенному повышению пластичности и низкотемпературной ударной вязкости проката из опытной стали Х120 микролегированной бором (см.

рис. 53). На прочностные показатели т и в индукционный отпуск влияния не оказал, однако деформационная способность стали увеличилась, о чем свидетельствует увеличение равномерного удлинения на продольных образцах и отношения т/в.

В результате относительное удлинение 5 на поперечных образцах увеличилось на 2,83,9% или увеличилось примерно на 20% (относительные %), повышение деформационной способности характеризуется увеличением равномерного удлинения на 1,82,5% или увеличением на ~35% (относительные %), полученного на продольных образцах. Отношение т/в после индукционного отпуска снизилось примерно на 0,02 на образцах отобранных в поперечном направлении и на 0,03 на продольных образцах.

Индукционный отпуск способствовал увеличению низкотемпературной вязкости (КCV-30) на 4473 Дж/см2 или увеличению на ~20-25 %.

Индукционный отпуск оказал влияние на хладостойкость стали Х120 с бором, а так же на количество вязкой составляющей в изломе образцов KCV.

Исследование хладостойкости опытных сталей проводили на образцах с острым надрезом (КСV), при температурах испытания от 0 до минус 100оС.

Результаты испытаний на ударную вязкость при различных температурах представлены в таблице 26 и на рисунках 54 г, 55 а. В таблице 27 приведено среднее значение доли вязкой составляющей в изломе образцов KСV при различных температурах испытания, а так же температура Т80.

Из представленных данных следует, что опытные стали Х120 с бором после индукционного отпуска имеют максимальные значения ударной вязкости во всем исследованном интервале температур KCV-30 = 325 Дж/см2; KCV-100 = 112 Дж/см2 в сравнении со сталями без отпуска, критическая температура хрупкости этих сталей находится ниже минус 80оС. Сериальные кривые (рис. 54а) показывают повышение величины работы развития трещины (низкотемпературной ударной вязкости), снижение порога хладноломкости после применения индукционного отпуска.

–  –  –

а) сериальная кривая опытных сталей Х120 с бором, значение ударной вязкости при Тк.у.о. = 450оС после индукционного отпуска и без отпуска;

б) зависимость доли вязкой составляющей в изломе KCV от температуры прерывания УО;

в) зависимость доли вязкой составляющей в изломе KCV от температуры испытания опытной стали Х120 с бором после отпуска и без отпуска;

Опытные стали Х120 с бором, произведенные без индукционного отпуска, при температурах испытания до минус 30оС показывают удовлетворительные значения ударной вязкости. Однако, при температурах испытания ниже минус 50оС имеют низкие показатели и недостаточно высокие с точки зрения хладостойкости для особо высокопрочных трубных сталей. Критическая температура хрупкости сталей Х120 без отпуска находится около –70оС (для сталей с Тк.у.о =450оС).

Применение индукционного отпуска после ускоренного охлаждения в темпе прокатки способствовало улучшению хладостойкости сталей Х120 с бором, показатели низкотемпературной ударной вязкости увеличились в среднем на 50Дж/см2, температура вязко-хрупкого перехода Т80 снизилась с -70 до -80оС и ниже, увеличилась доля вязкой составляющей в изломах КCV (см. рис. 54 б, г).

Наилучшими показателями ударной вязкости, хладостойкости обладают стали обработанные по режиму 3, 4, то есть с завершением ТМП в нижней части области с температурой конца УО равной 400-450оС, скоростью охлаждения 20оС/с (см. рис. 53 г, 54 б).

Исследование морфологии, тонкой микроструктуры опытной стали Х120 после индукционного отпуска (см. рис. 55 а) не выявило существенного отличия от структуры образцов без индукционного отпуска (см. рис. 55 б), за исключением релаксационных процессов, связанных с влиянием температуры на процессы аннигиляции и перераспределение дислокаций. В ходе сравнительного анализа тонкой структуры сталей после отпуска и без отпуска было выявлено отсутствие МА-фазы в отпущенных сталях, что по-видимому и послужило одной из причин повышения пластичности, вязкости (см. рис. 55 в, г). Двойники в сталях после отпуска не наблюдаются. В тёмных полях иногда видны мелкие частицы цементита, присутствие которых возможно связано с индукционным отпуском мартенсита. Улучшение вязких свойств и пластичности предположительно связано с отсутствие МА-фазы, аннигиляцией дислокаций, релаксацией локальных пиковых напряжений, характерных для мартенситной структуры (и/или структуры нижнего бейнита) в исходном состоянии, однако краткость индукционного нагрева не приводит к видимым изменениям общей дислокационной структуры. Нагрев проката до температуры 630оС способствует началу образования полиганизованной субструктуры, что приводит к улучшению вязких характеристик стали.

а) ПЭМ, увеличение 15 000 б) ПЭМ, увеличение 15 000

в) ПЭМ, увеличение 15 000 г) ПЭМ, увеличение 15 000 Рисунок 55 – Тонкая структура образцов из стали Х120 с бором после индукционного нагрева выполненная на ПЭМ - JEM-200СХ:

а – структура нижнего бейнита после отпуска, светлопольное изображение (Тк.у.о. = 450оС);

б – структура нижнего бейнита без отпуска, светлопольное изображение, Тк.у.о. = 450°С;

в – структура нижнего бейнита после отпуска, темнопольное изображение в рефлексах мартенсита (Тк.у.о. = 450оС);

г – структура нижнего бейнита без отпуска, темнопольное изображение в рефлексах аустенита (Тк.у.о. = 450оС);

Таким образом, благодаря индукционному отпуску, опытные особо высокопрочные трубные стали Х120 с бором обладают необходимой низкотемпературной ударной вязкостью, хладостойкостью, деформационной способностью, что позволяет рассматривать применение данных сталей в северных и сейсмоопасных регионах. После индукционного отпуска пластичность (5) увеличилась примерно 20%, деформационная способность (равномерное удлинение на продольных образцах) улучшилась на ~35%, снизилось отношение т/в примерно на 0,02, ударная вязкость увеличилась на ~20-25% (относительные проценты), температура вязко-хрупкого перехода Т80 снизилась с -70 до -80оС и ниже. Увеличение данных показателей является существенным для высокопрочных трубных сталей категории прочности Х120 с бором, обладающих уникальным комплексом свойств: высокой прочностью (вmin=915 МПа) при достаточной пластичности (5=18,6% после индукционного отпуска) и высокой ударной вязкостью (KCV-30=325 Дж/см2 при Тк.у.о.=450оС и последующего индукционного отпуска).

Выводы по главе

Проведенное исследование на стане ДУО300 позволило определить оптимальные режимы термомеханической прокатки, ускоренного охлаждения для производства проката категории прочности Х120 в соответствии с требованиями ISO 3183:2007 на базе двух вариантов химического состава: экономнолегированного состава Х120 с бором и стали Х120 без бора.

Установлено, что термомеханическая прокатка с завершением в нижней части –области в отличие от низкотемпературной контролируемой прокатки с завершением в двухфазной +–области позволяет получать оптимальные свойства прочности, пластичности, вязкости для сталей категории Х120; предел текучести, временное сопротивление на 50-100 МПа выше показателей полученных при низкотемпературной прокатке, получена так же более высокая ударная вязкость, значения выше на 50-100 Дж/см2 при температурах испытания 0

– 100оС, более низкая температура вязко-хрупкого перехода Т80 лежащая ниже минус 100оС для сталей без бора и минус 70оС для сталей с бором.

В ходе исследования определены оптимальные температуры прерывания ускоренного охлаждения и скорости охлаждения для получения необходимой прочности, пластичности, высокой ударной вязкости, наилучшей хладостойкости:

- для опытных сталей Х120 микролегированных бором Тк.у.о = 400-450°С, скорость охлаждения 20-25°С/с;

- для опытных сталей Х120 без бора Тк.у.о = 350-400оС, скорость охлаждения 30С/с.

Из сравнительного анализа опытных сталей Х120 с бором и без бора следует, что прокат из сталей микролегированных бором обладает на экономнолегированном химическом составе (Сэкв=0,48) запасом прочности, а так же благодаря повышению прокаливаемости с помощью бора достигается необходимый уровень механических свойств при более высоких температурах конца ускоренного охлаждения (450оС) и при более низких скоростей охлаждения (20оС/с). Однако, наилучшей пластичностью, хладостойкостью обладают опытные стали Х120 без бора, показатели пластичности 5 выше на 2,84,4 %, что является значимым для высокопрочных сталей Х120, значения ударной вязкости выше на 80-100 Дж/см2, критическая температура хрупкости стали Х120 без бора находится ниже минус 100оС (температура вязко-хрупкого перехода Т80 ниже С) в сравнении со сталями Х120 с бором, где Т80 около -70°С.

С целью повышения пластичности, ударной вязкости, улучшения деформационной способности, хладостойкости опытных сталей Х120 с бором было проведено исследование влияния индукционного высокого отпуска (Тотпуска=630оС) после УО в темпе прокатки на механические свойства. В результате, после индукционного отпуска пластичность (5) увеличилась примерно на 20% (относительные проценты), деформационная способность (равномерное удлинение на продольных образцах) улучшилась на ~35%, снизилось отношение т/в примерно на 0,02, ударная вязкость увеличилась на ~20-25% (относительные проценты), температура вязко-хрупкого перехода Т80 снизилась с -70 до -80оС и ниже.

Увеличение данных показателей является существенным для высокопрочных трубных сталей категории прочности Х120 с бором, обладающих уникальным комплексом свойств: высокой прочностью (вmin=915 МПа) при достаточной пластичности (5=18,6% после отпуска) и высокой ударной Тк.у.о.=450оС (KCV-30=325 Дж/см2 вязкостью при и последующего индукционного отпуска), что дает возможность рассматривать применение данных сталей на ряду со сталями Х120 без бора в северных и сейсмоактивных регионах.

В ходе проведенного исследования микроструктуры, тонкой структуры сталей с бором и без бора установлены оптимальные типы структур.

Для опытных сталей Х120 микролегированных бором предпочтительна микроструктура состоящая из нижнего бейнита, формируемая при ТМП с завершением в нижней части –области с последующим ускоренным охлаждением до 450°С, скоростью охлаждения 20-25°С/с, так как структуры с долей малоуглеродистого реечного мартенсита выше 10% обладают не достаточным сопротивлением хрупкому разрушению, низкими показателями пластичности, ударной вязкости. Так же для повышения пластичности и вязкости сталей с бором предпочтительна микроструктура отпущенного реечного нижнего бейнита после индукционного отпуска.

Показано, что индукционный отпуск устраняет МА-фазу, способствует аннигиляции дислокаций, релаксации локальных пиковых напряжений, что оказывает влияние на повышение пластичности, деформационной способности, ударной вязкости, хладостойкости на сталях Х120 с бором.

Для сталей Х120 без бора, предпочтительна двухфазная структура состоящая на 70-80% из гранулярного бейнита и на 20-30% из нижнего реечного бейнита, а так же с «островковой» структурной составляющей – МА-фазой до 5%.

Преимущественно структура состоящая из гранулярного бейнита не обеспечивает необходимых прочностных свойств категории Х120.

Глава 6. Анализ свариваемости опытных сталей категории прочности Х120 с бором и без бора Успешное применение высокопрочных трубных сталей для строительства газопроводов определяется хорошей свариваемостью этой группы сталей.

Хорошая свариваемость трубного металла применительно к современным низколегированным сталям главным образом состоит в обеспечении сопротивляемости образованию холодных трещин и обеспечению высокой ударной вязкости металла околошовной зоны (ОШЗ) сварного соединения для реально используемых видов и режимов сварки.

В настоящей работе изучение свариваемости основывалось на моделировании физических процессов, протекающих в зоне термического влияния при сварке. За основу критериев свариваемости принята взаимосвязь скорости охлаждения (тепловложения при сварке) со структурой и свойствами.

Представляемые результаты получены на основе комплексного анализа:

- кинетики фазовых превращений аустенита в условиях различных термических циклов сварки и связанных с ними изменений микроструктуры и размера структурных составляющих;

- механических свойств металла имитированной зоны термического влияния, включая хладостойкость и трещиностойкость локальных участков перегрева металла околошовной зоны;

- склонности стали к образованию холодных трещин с учетом совместного воздействия мартенситных превращений и водорода.

Метод изучения свариваемости базирующийся на основе кинетического структурного анализа весьма результативен при систематических исследованиях влияния легирующих элементов и позволяет оптимизировать состав стали с учетом технологических возможностей стали по тепловложениям.

Изучение свариваемости проводили на сталях Х120 двух составов с бором и без бора с различными углеродными эквивалентами (см. табл. 17, гл. 5). Для стали без бора с целью обеспечения заданной прочности требуется намного более высокое содержание легирующих элементов, чем для стали с бором. Поэтому сталь без бора имеет более высокий углеродный эквивалент (Сэкв-0,55), чем сталь с бором (Сэкв-0,48).

–  –  –

Анализ кинетики фазовых превращений металла околошовной зоны (температура максимального нагрева 1300оС) стали Х120 без бора лабораторной выплавки показал, что основными видами превращения является бейнитное и мартенситное (см. рис. 56).

А

–  –  –

Рисунок 56 - Кинетика превращения аустенита в металле околошовной зоны стали Х120 без бора лабораторной выплавки Бейнит присутствует в структуре металла околошовной зоны при скоростях охлаждения менее 40оС/с и вплоть до 0,8оС/с. Температура начала превращения 505 – 580оС, температура конца превращения 410 – 470оС.

Превращения проходящие по диффузионной кинетике с образованием полигонального феррита и перлита в металле околошовной зоны стали исследуемого состава в исследуемом интервале скоростей охлаждения отсутствуют (при скоростях охлаждения вплоть до 0,1оС/с). Мартенсит в структуре появляется при скорости охлаждения околошовной зоны 35оС/с.

Температура начала мартенситного превращения достаточно высокая и равна 505оС, температура конца мартенситного превращения в исследуемом интервале скоростей охлаждения не опускается ниже 320оС. Область частичной закалки очень узкая и не превышает 10оС/с.

6.2 Анализ свариваемости листового проката категории прочностиХ120 с бором

Анализ кинетики фазовых превращения металла околошовной зоны (температура максимального нагрева 1300оС) стали Х120 с бором лабораторной выплавки показал, что основными видами превращения являются бейнитные и мартенситные превращения (см. рис. 57).

Бейнит присутствует в структуре металла околошовной зоны при скоростях охлаждения менее 25оС/с и вплоть до 0,8оС/с. Температура начала превращения 490 – 570оС, температура конца превращения 420 – 480оС.

Превращения проходящие по диффузионной кинетике с образованием полигонального феррита и перлита в металле околошовной зоны стали исследуемого состава в исследуемом интервале скоростей охлаждения отсутствуют (при скоростях охлаждения вплоть до 0,8 оС/с). Мартенсит в структуре появляется при скорости охлаждения околошовной зоны 18оС/с.

Температура начала мартенситного превращения достаточно высокая и равна 480оС, но ниже чем на стали без бора, температура конца мартенситного превращения в исследуемом интервале скоростей охлаждения не опускается ниже 380оС. Область частичной закалки очень узкая и не превышает 10оС/с.

А

–  –  –

металла околошовной зоны проводили на образцах охлажденных после нагрева до 1320оС со скоростями 6 и 10оС /с.

Скорость охлаждения в изученных пределах не оказывает влияния на твердость металла ОШЗ стали без бора, которая сохраняется на уровне порядка 235 НV10.

На стали с бором наблюдается некоторое повышение твердости при увеличении скорости охлаждения (при скорости охлаждения 6оС/с - твердость 255 НV10, при скорости 10оС/с – твердость 265 НV10).

Достаточно низкая твердость гарантирует отсутствие холодных трещин в околошовной зоне при автоматической сварке под флюсом. Однако, принимая во внимание, что стали имеют высокий углеродный эквивалент, который при малых погонных энергиях и, соответственно, больших скоростях охлаждения (ручная дуговая сварка – скорость 30оС/с, сварка целлюлозными электродами – скорость 70оС/с, сварка технологического шва в защитных газах – 120оС/с), повышает вероятность образования холодных трещин, что приводит к необходимости проведения предварительного подогрева.

Изучение влияния скорости охлаждения после сварки на изменение ударной вязкости проводили при испытании металла околошовной зоны с имитированной структурой на образцах с острым надрезом при различных температурах испытания. Образцы после нагрева до 1320оС охлаждались со скоростями 6оС/с, что соответствует сварке труб с толщиной стенки более 30 мм, и 10оС/с, что характерно для сварки труб с толщиной стенки 18 – 25 мм (см. рис.

58).

При скорости охлаждения 10оС/с уровень ударной вязкости стали без бора во всем интервале исследованных температур выше уровня ударной вязкости стали с бором. Нижний температурный порог хладноломкости для стали без бора соответствует температуре минус 60оС, средний – минус 25оС и верхний порог хладноломкости – плюс 10оС. Для стали с бором кривая хладноломкости смещена в сторону более высоких температур.

–  –  –

Рисунок 58 - Изменение ударной вязкости металла ОШЗ стали Х120 с бором и без бора в зависимости от скорости охлаждения при сварке при различных температурах испытания Нижний температурный порог хладноломкости для стали с бором соответствует температуре минус 35оС, средний – минус 15оС и верхний порог хладноломкости – 0оС. Если принять за требуемый уровень свойств металла околошовной зоны, предложенный корпорацией Nippon Steel, равный более 105 Дж/см2, то для стали без бора он достигается при температуре минус 40 оС и выше, а для стали с бором – выше минус 20оС.

скорости охлаждения металла околошовной зоны до 6оС/с Снижение приводит к резкому падения уровня ударной вязкости в обеих сталях. Уровень свойств соответствует нижнему температурному уровню порога хладноломкости.

Требуемый уровень ударной вязкости (105 Дж/см2) может быть достигнут только при температурах выше комнатной.

В результате микроструктурного анализа испытанных образцов установлено (рис. 59, 60), что низкий уровень ударной вязкости при скорости охлаждения 6оС/с определяется формированием зернистого бейнита (верхнего бейнита). Морфология обеих плавок практически одинакова.

Повышение уровня ударной вязкости при повышении скорости охлаждения металла околошовной зоны до 10оС/с связано с изменением морфологии бейнита на пластинчатую.

–  –  –

Рисунок 59 – Микроструктура металла ОШЗ стали Х120 без бора при различных скоростях охлаждения. Увеличение 500 Сталь без бора, имеющая более высокий уровень ударной вязкости по сравнению со сталью с бором, имеет достаточно однородную структуру пластинчатого бейнита.

–  –  –

Рисунок 60 – Микроструктура металла ОШЗ стали Х120 с бором при различных скоростях охлаждения. Увеличение 500 Снижение ударной вязкости в околошовной зоне стали с бором по сравнению со сталью без бора может быть связано с появлением в структуре наряду с пластинчатым бейнитом, бейнита игольчатой морфологии, что определяется большей устойчивостью аустенита стали с бором.

При испытании на режимах соответствующих автоматической сварке под флюсом труб толщиною 25 - 30 мм, когда скорость охлаждения металла ОШЗ находится интервале 6 – 10оС/с, при всех температурах испытания наблюдается резкое падение ударной вязкости, с чем может быть связано получение нестабильных свойств при определении ударной вязкости по линии сплавления реальных сварных соединений. Малейшее изменение режима сварки в сторону увеличения погонной энергии и, соответственно, уменьшения скорости охлаждения приведет к падению ударной вязкости ниже требуемого уровня.

Однако следует принять во внимание, что испытания образцов с имитированной околошовной зоной являются более жесткими, чем испытания натурных сварных соединений, поскольку в данном случае анализируются свойства металла со структурой околошовной зоны (ОШЗ) без участия зон металла, менее подверженных тепловому воздействию сварки, как это обычно происходит при испытаниях сварных соединений. Поэтому реальные сварные соединения, как правило, имеют более высокий уровень ударной вязкости, чем образцы с имитированной структурой.

Вывод по разделам

Таким образом, суммируя результаты проведенных экспериментов можно заключить, что сталь Х120 исследуемых составов обеспечивает высокие свойства в околошовной зоне при автоматической сварке под флюсом на погонных энергиях сварных соединений толщиною менее 25 мм при скорости охлаждения порядка 10оС/с при температуре испытания до минус 20 0С.

Сталь Х120 без бора обеспечивает требуемый уровень свойств (105 Дж/см2 ) до минус 40оС, против минус 20оС для стали с бором.

При увеличение толщины стенки трубы свыше 25 мм и снижение скорости охлаждения с 10оС/с до 6оС/с возможно получение большого разброса свойств в ОШЗ реальных сварных соединений. При толщине стенки свыше 30 мм металл околошовной зоны обеих сталей имеет стабильно низкие свойства при отрицательных температурах (менее 25 Дж/см2).

Достаточно низкая твердость (порядка 260 НV10) при автоматической сварке под флюсом гарантирует отсутствие холодных трещин в околошовной зоне. Однако, принимая во внимание, что стали имеют высокий углеродный эквивалент, который при малых погонных энергиях и, соответственно, больших скоростях охлаждения (ручная дуговая сварка – скорость 30оС/с, сварка целлюлозными электродами – скорость 70 оС/с, сварка технологического шва в защитных газах – 120оС/с), повышает вероятность образования холодных трещин, что приводит к необходимости проведения предварительного подогрева.

В результате сравнения двух составов стали Х120 для промышленного опробования можно рекомендовать данные исследуемые стали категории прочности Х120 с бором и без бора.

6.3 Рекомендации для опытно-промышленного производства ста-лей категории прочности Х120 с бором и без бора в условиях стана 5000 По результатам проведенных исследований для промышленного опробования производства листового проката из сталей категории прочности Х120 на стане 5000 рекомендуются два наиболее благоприятных химических составов (см. табл. 28):

а) 04Г2ХНДМБР экономно-легированный химический состав микролегированный бором с низким углеродным эквивалентом Cэкв=0,48 и Рсм=0,19 для высокопрочных трубных сталей. Благодаря эффективному легированию бором экономия элементов химического состава Ni, Cu, Cr, Mo составляет по 0,1% каждого элемента. Данный состав характеризуется запасом прочности на 80-100 МПа в сравнении со сталями без бора.

б) 06Г2ХНДМБ - более легированный химический состав (Cэкв=0,55;

Рсм=0,24) без бора, обладающий более высокой пластичностью (5=16-19%), (КСV-30=340-360Дж/см2), низкотемпературной ударной вязкостью лучшей хладостойкостью, более низкой температурой вязко-хрупкого перехода лежащей ниже -100оС по сравнению со сталью с бором (04Г2ХНДМБР), где 5=13-16%, КСV-30=250-270 Дж/см2, Т80 = -70оС.

–  –  –

Для опытного производства листового проката на стане 5000 из сталей категории Х120 с бором и без бора рекомендуется:

1. Нагрев слябов под прокатку до температуры 1100°C для сталей микролегированных бором и до 1150°C для сталей без бора. Выдержка слябов в печи не более 5-7 часов;

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

- температура начала «черновой» стадии прокатки (Тн.черн) – 1000-1050°C, температура конца прокатки (Тк.черн) – 950-1000°C;

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

- рекомендуется четырехкратный подкат;

- температура начала «чистовой» стадии прокатки (Тн.чист) – 800-850°C, температура конца прокатки (Тк.чист) – 790-820°C;

- суммарное обжатие при «чистовой» прокатки – 80%;

3. Ускоренное охлаждение:

- температура начала ускоренного охлаждения (Тн.у.о) –750-790°C;

- температура конца ускоренного охлаждения (Тк.у.о) для сталей Х120 микролегированных бором 400-450°С, скорость охлаждения 20-25°С/с;

- температура конца ускоренного охлаждения (Тк.у.о) для сталей Х120 без бора 350-400оС, скорость охлаждения 30-35°С/с.

4. С целью получения оптимального комплекса свойств для сталей Х120 предпочтительна микроструктура преимущественно состоящая из нижнего бейнита.

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

5. С целью повышения деформационной способности, хладостойкости стали категории прочности Х120 микролегированной бором рекомендуется проведение высокого индукционного отпуска до 630°С.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Впервые в отечественной практике исследовано влияние двух композиций химического состава с бором и без бора, режимов термомеханической обработки, ускоренного охлаждения, включая индукционный нагрев в потоке прокатного стана на структуру и механические свойства высокопрочного проката категории Х120 для магистральных трубопроводов высокого давления.

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

2. На основе результатов исследований основных закономерностей формирования микроструктуры и механических свойств стали категории прочности разработаны два состава низкоуглеродистой трубной стали:

экономнолегированный состав 04Г2ХНДМБР микролегированный бором с наиболее низким углеродным эквивалентом (Cэкв = 0,48, Рсm = 0,19) и без бора – 06Г2ХНДМБ (Cэкв = 0,55, Рсm = 0,24).

Полученные стали удовлетворяют требованиям ISO 3183:2007, а также обладают для сталей Х120 повышенной пластичностью (5=16-19%), низкотемпературной ударной вязкостью (КСV–30 = 260–345 Дж/см2).

Методами спектроскопии Оже-электронов и масс-спектрометрии 3.

вторичных ионов установлено, что бор находится в свободном состоянии (твердом растворе по границам зерен) в виде сегрегации на межфазных границах по периферии бейнитных колоний и не связан в нитриды, оксиды и карбиды бора (ВN, ВО, ВО2), что делает его эффективным и способствует повышению прокаливаемости, прочности.

4. Исследование кинетики фазовых превращений показало, что бор способствует преимущественно сдвиговому превращению аустенита, замедляет превращение основных фаз - феррита, гранулярного бейнита. Микролегирование стали бором приводит к снижению критических точек (температур начала бейнитного превращения) на 50оС, область бейнитного превращения на ТКД смещается в сторону более низких скоростей охлаждения и начинается с 0,1 оС/с, изменяется морфология бейнита от зернистого к игольчатому в сравнении со сталью без бора.

5. Установлено, что для достижения необходимого комплекса свойств Х120 предпочтительна термомеханическая прокатка с завершением в нижней части – области.

Определены оптимальные температуры прерывания ускоренного охлаждения:

- для сталей Х120 с бором рекомендуется Тк.у.о = 400-450°С, скорость охлаждения 20-25°С/с. По данному режиму получены свойства 0,2=857 МПа;

в=931 МПа; 5= 14,7%; КСV-30=263 Дж/см2; Т80 = -70°С;

- для сталей Х120 без бора Тк.у.о = 350-400оС, скорость охлаждения 30-35°С/с. По данному режиму получен наилучший комплекс свойства 0,2=852 МПа; в=934 МПа; 5= 15,9%; КСVср-30=362 Дж/см2; Т80 ниже -100°С;

6. Показано положительное влияние на деформационную способность кратковременного индукционного нагрева до 620±10 °С в потоке прокатного стана после ускоренного охлаждения, который благодаря устранению МА-фазы, аннигиляции (перераспределения) дислокаций способствовал увеличению относительного удлинения 5 на 2,83,9%, равномерного удлинения равн на 1,82,5%, низкотемпературной ударной вязкости (КCV-30) на 4473 Дж/см2 (KCVДж/см2; KCV-100 = 112 Дж/см2). Улучшились показатели хладостойкости, температура вязко-хрупкого перехода Т80 снизилась с -70 до -80°С и ниже, увеличилась доля вязкой составляющей в изломах КCV. Снизилось отношение т/в на 0,03 на продольных образцах.

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

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

- на сталях без бора при формировании структуры состоящей на 60-70% из гранулярного бейнита и на 30-40% из нижнего реечного бейнита, около 5-7% МАфазы.

Методами имитации термических условий проведена оценка 8.

свариваемости. Показано что, разработанные стали имеют удовлетворительную свариваемость. Металл околошовной зоны обладает высоким сопротивлением хрупкому разрушению (KCV-20 105 Дж/см2) и не склонен к образованию «холодных» трещин.

9. Разработаны и рекомендованы для промышленного опробования следующие режимы (параметры) контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения для сталей с микродобавками бора: Тнагрева = 1100°С, завершение контролируемой прокатки в нижней части -области (температура окончания прокатки Ткп около 800°С), Тк.у.о = 400–450°С, скорость охлаждения 20–25°С/с; для сталей без бора: Тнагрева = 1150°С, Ткп 800°С, Тк.у.о = 350–400 °С, скорость охлаждения 30–35°С/с.

Список использованной литературы

1. by Clifford W Petersen, Kevin T Corbett, Doug P Fairchild, Scott Papka, and Mario L Macia. Improving Long-distance gas transmission economics: X120 development overview // 4-th Int. Conf. on Pipeline Technology. 9-13 May 2004. Ostend, Belgium.

Volume 1. P.

3–515.

2. Свод правил сооружения магистральных газопроводов СП 101-34-96. Газпром.

Москва. 1996.

3. Инструкция по применению стальных труб в газовой и нефтяной промышленности. РАО Газпром. Москва. 1996.

4. Стандарт ИСО 3183-2:1996. Нефтяная и газовая промышленность. стальные трубы для трубопроводов. Технические условия поставки. Часть 2: Трубы согласно требованию по классу В. //Международная организация по стандартизации. Первая редакция, 48 с.

5. Стандарт ИСО 3183-2:1999. Нефтяная и газовая промышленность. стальные трубы для трубопроводов. Технические условия поставки. Часть 3: Трубы согласно требованию по классу С. //Международная организация по стандартизации. Первая редакция, 54 с.

6. High strength large diameter pipe plate – from standard production to X80/X100//Niobium information. 1997. №13. P.1-4.

7. Hirotaka C., Mitsuo A., Kiichi Katayama. Review of the progress of large diameter line pipe.//Pipeline technology conference. 1990 Ostend, Belgium.

8. Hulka K. Niobium mikroalloyng in Plate and Skelp Products. Symposium on The “Application of Niobium in Steel”, China, 1997.

9. Offshore standard. Submarine Pipeline systems. DNV OS F-101.//Det Norske Veritas. 2003.

10. SloterdiJk W., Vogt G. H., Effect of the yield-to-tensile strength ratio on the safety of modern pipilines// Paper of the European Pipeline Research Group., 2002., P.29-1Ильинский В.И., Попова Т.Н., Голованов А.В., Гейер В.В., Эфрон Л.И. и др.

Разработка и освоение технологии производства трубных сталей на «Северстали».

Труды четвертого конгресса прокатчиков. (Магнитогорск, 16-19 октября 2001 г.) М.202, т.1. С. 114-117.

12. Иванцов О.М. требования к трубам для строительства газопроводов нового поколения // доклад на совете по координации работы, направленной на создание производства высокопрочных труб для ТЭК РФ. Минпромэнерго России.- М.:

2004.

13. American Petroleum Institute, API Specifications 5L, Specification for Line Pipe (the 43rd edition), March 2004.

14. Демофонти Г., Джонс Д.Г., Пистоун Г и др. Рекомендации Европейской исследовательской группы по трубопроводам относительно вязкости остановки трещины для высокопрочной стали в магистральных трубопроводах. 8-й симпозиумпо исследованию труб для трубопроводов; Хьюстон, Техас (1993-09International Standard ISO 3183. Petroleum and natural gas industries – Steel pipe for pipeline transportation systems. Second edition 2007-03-01. Reference number ISO 3183:2007(E)

16. Асахи Х., Хара Т., Тзуру Е., Моримото Х. Разработка ультравысокопрочных труб Х120 UOE.// Международный семинар «Современные стали для газонефтепроводных труб, проблемы и перспективы» /Сб. докладов. – М.:Металлургиздат, 2006. С. 230-249.

17. СТТ-08.00-60.30.00-КТН-013-1-05 ОАО «АК «Транснефть»

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

19. C.W. Petersen, K.T. Corbett, D.P. Fairchild, etc. Improving long distance gas transmission economics: X120 development overview. Proceedings of 4-th International Conference on Pipeline Technology (Ostend, Belgium)/ Vol. 1, pp. 3-29.

20. High Strength Low Alloy Steel, IISI, 1987, Brussels (Belgium), Chapter 7Economical Assessment.

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

22. Джитендра Пател, Клаус Хулка. Создание сталей для магистральных трубопроводов за последние десятилетия // Сб. докладов. – М.: Металлургиздат, 2004. – 120 с., ил.

23. А.Дж. Де Ардо. Металлургия высокопрочных трубопроводных сталей. // Международный семинар «Современные тенденции разработки и производства сталей и труб для магистральных газонефтепроводов» /Сб. докладов. – М.:Металлургиздат, 2009.-102 с. Илл.

24. J.Y. Koo, M.J. Luton, N.V. Bangaru, K.A. Petkovic. Metallurgical Desing of UltraHigh Strength Steels for Gas Pipelines. // Proceedings of The Thirteenth International Offshore and Polar Engineering Conference Honolulu, Hawaii, USA, 2003. PP. 10-18.

25. Asahi H. et al. The metallurgical desing of high-strength steels, and development of X120 UOE linepipe.// 4-th Int. Conf. on Pipeline Technology. 9-13 May 2004. Ostend, Belgium. Volume 2. P. 535–1061.

26. Corbett K.T., Bowen R.R. and Peyersen C.W. High-Strength Steel Pipeline Economics // Inter. J. of Offshore and Polar Engineering, 2004. Vol. 14. P. 75-80.

27. Fluess P., Schwinn V., Buch K. Production and development of pipes for conductors and risers with strength level X80 and X100 without pipe expansion. // 4-th Int. Conf. on Pipeline Technology. 9-13 May 2004. Ostend, Belgium. Volume 2. P.

535–1061.

28. Hillenbrand H.-G., Liessem A., Biermann K., Heckmann C. J., Schwinn V.

Development of grade X120 pipe material for high-pressure gas transportation lines. // 4-th Int. Conf. on Pipeline Technology. 9-13 May 2004. Ostend, Belgium. Volume 2. P.

535–1061.

29. Schwinn V., Zajac S., Fluess P., Tacke K-H. Bainitic steel plates for X100 and X120. // 4-th Int. Conf. on Pipeline Technology. 9-13 May 2004. Ostend, Belgium.

Volume 2. P.

535–1061.

30. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей // Пер. с англ.

– М.: Металлургия, 1982

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

32. Kondo К., Hamada M., Komizo Y., Hisamune N., Murao N., Osako H., Murase Т.

Development of high-strength heavy-wall seamless sour-service linepipe for deep sea // Proceedings of the international Pipeline Technology Conference, Volume 4. 2004. P.

1619-1631.

33. Пател Д., Хулка К. Создание сталей для магистральных трубопроводов за последние десятилетия. Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб. докладов. — М.: Металлургиздат, 2004. - 120 с., ил. С. 34-42.

34. Гольдштейн М.И., Житова Л. П., попов В.В. Влияние карбонитридов титана на структуру и свойства малоуглеродистых сталей // Физика металлов и металловедение. 1981. 51. Вып. 6. С. 1245-1252.

35. Матросов Ю.И., Сорокин А.Н., Голованенко С.А. Повышение вязкости малоперлитной стали 09Г2 легированной титаном // Черная металлургия.

Бюллетень ин-та Черметинформация, 1980,№2.-С. 46-47.

36. Сорокин А.Н., Матросов Ю.И., Голованенко С.А., Литвиненко Д.А. влияние титана на механические свойства малоперлитной стали 09Г2ФБ //Сталь 1981. №7.

С. 69-70.

37. Стюарт Г., Бергман Б., Хайстеркамп Ф., Чосси Л. Разработка ниобиевых сталей для магистральных трубопроводов. Стали для газопроводных труб и фитингов. Труды конференции. Пер. с англ. М. Металлургия. 1985. 480 с.

38. Матросов Ю.И., Сорокин А.Н. Влияние ванадия на механические свойства, фазовый состав и структуру малоперлитной стали //МиТОМ. 1981. №5. С. 16-19.

39. Сорокин А.Н., Матросов Ю.И. Улучшение механических свойств малоперлитных сталей путем микролегирования ванадием // Черная металлургия.

Бюллетень ин-та Черметинформация, 1981,№7.-С. 60-61.

40. Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И.,

Столяров В.И., Чевская О.Н. Ниобийсодержащие низколегированные стали. – М.:

«СП Интермет Инжиниринг», 1999. – 94 с.

41. Amano K., Ttanigava O., Shiga C., Okumura T. Development of Controlled-Rolled 70 kgf/mm2 and 80 kgf/mm2 Class High Tensile Strenght Steel Plates for Welded Structures. Kawasaki Steel Technical Report. 1989. №20. Р. 88-95.

42. Takahashi I., Kato T., Tanaka T., Mori T. Development of High Strehght Hot Rolled Steel with 100 ksi Yeld Strenght. Toughness Characterization and Specifications for HSLA and Structural Steels. Jr. TMS-AIME (USA). 1977. March. P.

308-337.

43. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин. «Металлофизика высокопрочных сплавов» 1986г. 312с.

44. Петч Н. Дж. Переход из вязкого состояния в хрупкое в альфа-железе.

Атомный механизм разрушения. Пер с англ. М. Металлургиздат. 1963. С. 69-83.

45. Armstrong R., Codd I., Doutwaite R.M., Petch N.J. The Plastic Deformation of Polycristalline Aggregates.//Phil. Mag. 1962. V.7. №73. Р. 45-58.

46. Low J.R. Relation of Propeties to Microstructure. ASM. Cleveland. 1954. P.163Kотрелл А.Х. Теоретические аспекты процесса разрушения. Атомный механизм разрушения. Пер с англ. М. Металлургиздат. 1963. С. 30-68.

48. Конрад Х. модель деформационного упрочнения для объяснения влияния величины зерна на напряжение течения металлов. Сверхмелкое зерно в металлах.

Пер. с англ. – М. Металлургия. 1973. С. 206-219.

49. Гольдштейн М.И., Фабер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.

Металлургия.1979. 208 С.

50. Гладштейн Л.И. Статистическая зависимость механических свойств строительных сталей от величины зерна // МиТОМ. 1975. №2. С. 16-22.

51. Филимонов В.Н. Изучение влияния горячей деформации в режиме контролируемой прокатки на процессы структурообразования в низколегированных строительных сталях. Автореф. Дисс. на соискание ст. к.т.н.

Москва. 1980.23с.

52. Бьючер Дж. Х., Грозиер Дж. Д., Энрието Дж.Ф. Прочность и вязкость горячекатаных ферритоперлитных сталей. Разрушение. Пер. с англ. М.

Металлургия. 1976. Т.6. С. 246-295.

53. Фонштейн Н.М., Литвиненко Д.А. Влияние структуры на сопротивление разрушению низколегированных трубных сталей // Сталь 1984. №7. С. 70-73.

54. И.П. Шабалов, Ю.Д. Морозов, Л.И. Эфрон. «Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами»2003 г. 520 с.

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

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

57. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий А.В.

Контролируемая прокатка. М. Металлургия. 1979. 184 с.

58. Embury I.D., Keh F.S., Fisher R.M. // Transactions Met. Soc. AIME.1966.V.236.

№9. P. 1252-1260.

59. Warrington D.M. The Flow Stress-subgrain Size Relationship in Iron // JISI. 1963.

V. 201. №7. Р. 610-613.

60. Lagford G., Cohen M. Trans ASM. 1969. V.69. P. 623-638.

61. Бернштейн М.Л., Прочность стали. М.: Металлургия, 1974. 200 с.

62. Бронфин Б.М., Шифман А.З., Белоусов А.Г. Влияние величины субзерна на температуру хрупко-вязкого перехода стали с феррито-перлитной структурой. В сб.:Термическая обработка и физика металлов №5. М.:Металлургия, 1979. С. 32– 36.

63. Gladman T., Dulieu D., McIvor I.D. Structure-Properties Relationships in Microalloyed Steels. Microalloying’75. Proc. Int. Symp. Union Carbide Corp. New York. 1977. P. 25–48.

64. Столяров В.И. Реферат. Регулируемая прокатка сталей, цель обработки, тонкая структура, свойства сталей, пути повышения прочности и пластичности. – М.: ЦНИИчермет., 1979.

65. Матросов Ю.И. Разработка принципов микролегирования и режимов контролируемой прокатки малоперлитных сталей для труб магистральных газопроводов: Диссерт. на соискание ученой степени к.т.н. –М., 1982. с456.

66. Bleck W., Massip A., Meyer L., Muschenborn W. How to Improve Mechanical Properties of High Strenght Steels for the Automotive Industry. Procceding of Int. Conf.

of technology and application of HSLA steels. 1983. Philadelphia. P. 337-344.

67. Гладштейн Л.И., Литвиненко Д.А., Онучин Л.Г. структура аустенита и свойства горячекатаной стали. М.Металлургия. 1983. 112 с.

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

69. Матросов Ю.И., Колясникова Н.В., Носоченко А.О. и др. влияние углерода и центральной сегрегационной неоднородности на Н2S стойкость непрерывнолитых трубных сталей // Сталь 2002. №11. С. 71-74.

70. Носоченко А.О., Матросов Ю. И., Ганошенко И. В., Назаров А.В., Володарский В.В. Свойства бесперлитной трубной стали категории прочности К55-Х70 типа 0,3С-1,5Mn-0,09Nb // Металлург. 2003. №12. С. 30-33.

71. Матросов Ю. И., Носоченко А. О., Ганошенко И. В., Володарский В. В.

Качественные характеристики малоперлитной стали 08Г1Б для газопроводных труб большого диаметра // Сталь. 2002. № 12. С. 55-59.

72. Матросов Ю. И., Колясникова Н. В., Носоченко А. О., Ганошенко И. В.

Влияние углерода и центральной сегрегационной неоднородности на Н2Sстойкость непрерывнолитых трубных сталей // Сталь. 2002. № 11. С. 71-74.

73. Матросов Ю. И., Носоченко А. О., Емельянов В. В., Кирсанова Г. Б., Багмет О.

А. Исследование центральной неоднородности в непрерывнолитых трубных сталях // Сталь. 2002. № 3. С. 107-110.

74. Матросов Ю. И., Носоченко А. О. Изучение сегрегационной химической и структурной неоднородности непрерывнолитых слябов и листов из сталей для газопроводных труб большого диаметра // Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб. докладов. - М.: Металлургиздат, 2004. - 120 с., ил. С. 70-75.

75. Irvine K.I., Pickering F.B. and Gladman T., J. of The Iron and steel Inst., 1697, 161.

76. H. Nordberg and B. Aronsson J. of The Iron and Steel Inst., 1968, 1263.

77. Гольдштейн М.И., Емельянов А.А., Пышминцев И.Ю. Упрочнение малоуглеродистых сталей// Сталь. 1996. №6. С. 53-58.

78. Пумпянский Д.А., Пышминцев И.Ю., Фарбер В.М. Методы упрочнения трубных сталей. // Сталь. 2005. №7.

79. Эфрон Л.И. Термомеханическая прокатка как способ получения высокоэффективных высокопрочных сталей для труб большого диаметра северного назначения // Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб. докладов. М.: Металлургиздат, 2004. - 120 с., ил. С. 53-56.

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

81. Рудченко А.В. // Изв. АН СССР. Металлы. 1970. № 3. С. 139.

82. Bakolas Th., Neutjens J., Cantinieaux P., Harlet Ph. Development of high strength for line pipe applications in a wide strip mill (from API X60 to X85) // Proceedings of the 3rd International Pipeline Technology Conference, Brugge, Belgium, May 21-24,

2000. P. 247-263.

83. Гуляев А. П. Чистая сталь. - M.: Металлургия, 1975 - 183 с.

84. Бродецкий И. Л., Белов Б. Ф., Позняк Л. А., Троцан А. И. Влияние адсорбционных процессов в границах зерен на хладостойкость низколегированных сталей // ФХММ. 1995. № 2. С. 124-128.

85. Бродецкий И. Л., Харчевников В. П., Троцан А. И. Анализ неметаллических включений на границах зерен стали с карбонитридным упрочнением // МиТОМ.

2004. №3. С.12-14.

86. Явойский В. И., Близнюков С.А., Вишкарев А.В. Включения и газы в сталях.

М.: Металлургия, 1979. 272 с.

87. Gladman T.//Int. Conf.Clean Steel4.The Institute of Materials. London. 1992. P.3Пател Д., Хулка К. Создание сталей для магистральных трубопроводов за последние десятилетия Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб. докладов. — М.: Металлургиздат, 2004. - 120 с., ил. С. 34-42.

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

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

91. Taira Т., Tsukada K., Kobayashi Y., Tanimura M., Inagaki H., and Seki N. HIC and SSC Resistance of Line Pipes for Sour Gas Service Development of Line Pipes for Sour Gas Service // Nippon Kokan Technical Report Overseas. 1981. No. 31. P. 1-13.

92. Jones B. L. and Gray, J.M. Linepipe Development Toward Improved HydrogenInduced Cracking Resistance // Proceedings of 12th International Conference of Offshore Mechanics and Arctic Engineering. Vol. V. 1993. P. 329-336.

93. Amano K., Kawabata F., Kudo J., Hatomura Т., and Kawauchi Y., High Strength Steel Line Pipe with Improved Resistance to Sulfide Stress Corrosion Cracking for Offshore Use // Proceedings of 9th International Conference on Offshore Mechanics and Arctic Engineering, Vol. V. 1990. P. 21-26.

94. Haida B., Kmi O., Shiraishi Т., Fujiwara A., Sanbongi K. Optimizing Sulfide Shape Control in Large HSLA Steel Ingots by Treating the Melt with Calcium or Rare Earths // Tetsu-to-Hagane, Vol. 64. 1978. P. 1538-1547.

95. Akselsen O. M., Grong O., Rorvik G. // Scan. Journal of Metals. 1990. Bd 19. P.

258-264.

96. Фонштейн Н. М., Пантелеева Л. А. // Изв. АН СССР. Металлы. 1983. № 4. С.

100-105.

97. Фонштейн Н.М. Пантелеева Л.А. Влияние фосфора на ударные характеристики низколегированной трубной стали 10Г2ФБ // Известия АН СССР.

Металлы, 1982, № 11. С.45.

98. Heisterkamp F., Hulka К., Batte A. D. // WRC But. 373. New York. 1992. P. 17Fitzgerald F. Hydrogen in Steelmaking and casting // Technical report, 1982, P. 10.

100. Новохатский И.А., Кожухарь В.Я., Романов О.Н., Брем В.В. Водород в процессах электрошлакового переплава сталей - Одесса: Астропринт, 1997. 212 с.

101. Гудремон Э. Специальные стали - М.: Металлургия, 1966, 1638 с.

102. Морозов A.Н. Водород и aзот в стaли. - М.: Метaллургия, 1968. 282 с.

103. Поволоцкий Д. Я., Морозов A. Н. Водород и флокены в стaли. - М.:

Метaллургиздaт, 1959. 183 с.

104. Склюев П.В. Водород и флокены в крупных поковкaх-М: Мaшгиз, 1963. 188 с.

105. Гельд П.В., Рябов Р.A., Кодес Е.С. Водород и несовершенства структуры металлов - М.: Металлургия, 1979. 231 с.

106. Гуляев А.П. Чистая сталь - М.: Металлургия, 1975. 184 с.

107. Новик В.И., Носоченко О.В., Емельянов В.В., Харчевников В.П., Богомолов А.Г., Быков М.В. Получение толстых листов с повышенной сплошностью // Сталь. 1991. №5 С. 63-66.

108. Gray J. M. Alloy design options and compositional trends for HSLA line pipe // Proceedings of the International Conference “Microalloying ‘88” held in Chicago, Illinois, USA. September 24-30, 1988. P. 61-66.

109. Hulka K., Gray J. M., Heisterkamp F. High temperature thermomechanical processing of pipe steel - technical basis and production experience // Proceedings of the International Pipeline Technology Conference, Brugge, Belgium, May 21-24, 2000.

P. 291-306.

110. Siwecki T., Hutchinson B., Zajac S. Recrystallization controlled rolling of HSLA steels // Proceedings of the International Conference “Microalloying ‘95” held in Pittsburg, RA, USA. June 11-14, 1995. P. 197-211.

111. Pickering F.B. High Strength, Low Allow Steels a Decade of Progress // Proceedings Microalloying 75, Union Carbide Corp. New York. 1977, P. 9-31.

112. Gladman T. Deformation and Recrystallization of Steels, Mat. Sci and Tech, 6, 1990, P. 1131-1138.

113. Gladman Т., Dulieu D., Me Ivor I. D. // Proceedings Microalloying 75, Union Carbide Corp. New York. 1977. P. 32-55.

114. Лякишев Н.П., Тулин Н.А. Плинер Ю.Л. Легирующие сплавы и стали с ниобием. – М:. Металлургия, 1981. – 192с.

115. Физическое металловедение. Вып. 3: Пер. с англ./ Под ред. Кана — М.: Мир, 1968. - 426 с.

116. Ishikawa N., Shikanai N., Kondo J. Development of Ultra-High Strength Linepipe with Dual-Phase Microstucture for high Strain Application // JFE Technical Report.

2008. № 12. P. 15 – 19.

117. Ueno M., Inone T. Distribution of boron at austenitic grain boundaries and bainitic transformation in low carbon steels // Transaction ISIJ. 1973. Vol. 13. P. 210 – 217.

118. Wang M. X., He L. X. Effect of boron on structure and properties of low carbon bainitic steels // ISIJ International. 2002. Vol. 42. Supplement. P. 38 – 46.

119. Asahi H., Hara T., Sugiyama M., Maruyama N., Terada Y., Tamehiro H. et. al.

Development of Plate and Seam Welding Technology for X120 Linepipe. Proceedings of the ISOPE Symposium on High-Performance Materials in Offshore Industry (HMOI), Honolulu, Hawaii, May 2003, pp. 19-25. ISBN 1-880653-60-5.

120. Asahi H.: ISIJ International, vol. 42 (2002), pp. 1150–1155.

121. Лякишев Н.П., Плинер Ю.Л., Лаппо С.И. Борсодержащие стали и сплавы. М.:

Металлургия, 1986. 192 с.

122. Качанов Н.Н. Прокаливаемость стали. 2-е изд. М.: Металлургия, 1978. 192 с.

123. Приданцев М.В., Давыдова Л.Н., Тамарина А.М. Конструкционные стали:

Справочник. М.: Металлургия, 1980. 288 с.

124. Морозов Ю.Д., Донец Р.Н., Карчевская Н.И. и др. Изучение закономерности упрочнения и охрупчивания малоуглеродистых экономно-легированных бейнитных трубных сталей и путей достижения уровня прочности 65-70 кгс/мм2 с высокой вязкостью. Отчет по научно-исследовательской работе ЦНИИчермет им.

И.П. Бардина, Москва, 1984. 63 с.

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

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

127. Эфрон Л.И. Термомеханическая прокатка как способ получения высокоэффективных высокопрочных сталей для труб большого диаметра северного назначения // Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб. докладов. — М.: Металлургиздат, 2004. - 120 с., ил. С. 53-56.

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

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

130. Вологдин В.П. Поверхностная индукционная закалка. – М.: Обороногиз, 1974.

131. Бабат Г.И. Индукционный нагрев металлов и его промышленное применение.

– М.:Госэнергоиздат, 1946.

132. Бодажков В.А. Индукционный нагрев труб. – Л.:Машиностроение, 1969.

133. Шамов А.Н., Бодажков В.А. Проектирование и эксплуатация высокочастотных установок. – Л.:Машиностроение, 1974.

134. Ross N.V. Megawatt induction heating for rolling, forging, and extrusion. – World Electrotechnical Congress (WELC), Moscow, 1977, paper 65.

135. Ross N.V. A system for induction heating of large slabs// IEEE Trans. On Industry and General Applications, Vol. 6, 1970. pp. 449-454.

136. Induction Heating for the Steel Industry: Technology Assessment and Economic Analysis Model// EPRI Center for Material Production, Pittsburgh, 1996.

137. Ross N.V., Scherer R.W. Jancosek D.G. Induction Heating of strip for galvanneal // Iron and Steel Engineer, January 1988. – pp. 40-50.

138. Sranberg F. Induction heating of slabs at SSAB Lulea// Steel Times, Vol. 213, (3) 1985. – pp. 119-120.

139. Okatsu M., Shikanai N., Kondo J. Development of high deformability linepipe with resistance to strain-aged hardening by heat treatment on-line process // JFE Giho.

2007. № 17. С. 20-25. Яп.

140. Ishikawa N., Shikanai N., Kondo J. Development of Ultra-High Strength Linepipe with Dual-Phase Microstructure for High Strain Application // JFE Technical Report.

2008. № 12. С. 15-19. Англ.

141. Окатсу М., Шиканаи Н., Кондо Дж. «Разработка высокопрочных, с высокой деформируемостью и стойких к упрочнению при деформационном старении труб для магистральных трубопроводов». В сб. Новости черной металлургии за рубежом/ Пер. с англ. ОАО «Черметинформация», 2008. №4. С. 59–63.

142. Матросов М.Ю., Лясоцкий И.В., Кичкина А.А., Дьяконов Д.А., Ефимов А.А.

Особенности и классификация структур низкоуглеродистых низколегированных высокопрочных трубных сталей // Сталь 2012. № 1. С. 65-75.

143. Brkic D. The International Scenario for Gas Production and Large Transmission Lines // Proceedings of Super High-Strength Steels. Rome, 2-4 November, 2005.

144. Bramfitt B.L., Speer J.G. «A Perspective on the Morphology of Bainite», Met.

Trans. 21 A (1990) 817–829.

145. Морозов Ю.Д., Симбухов И.А., Дьяконов Д.Л. Исследование микроструктуры и свойств сверхвысокопрочной трубной стали категории прочности Х120, изготовленной в лабораторных условиях // Металлург. 2012. №

7. С. 74 – 80.

146. Кудря А.В., Кузько Е.И., Э.А. Соколовская. Об оценке хладноломкости конструкционных сталей по результатам сериальных ударных испытаний // Деформация и разрушение материалов.–2013.–№ 12.–С. 36-45

Pages:   || 2 |
Похожие работы:

«СТАНОК КРУГЛОПИЛЬНЫЙ БРУСУЮЩИЙ CБР-01 (СБР-02) ПАСПОРТ РУКОВОДСТВО ПО ЭКСПЛУАТАЦИИ CБР-01 (МБР, ББР) ( ОПЫТНЫЙ ОБРАЗЕЦ СБР-01, ББР-02) г. Санкт-Петербург 2012 год Содержание 1. О...»

«Экономические науки 217 режная, водно-оздоровительный комплекс крытого аквапарка), возможно завершение строительства и открытия на базе оздоровительного комплекса "Барабанщик" детского оздоровительного центра. Итак, можно сделать вывод о том, что Саткинский муниципальный райо...»

«2 1. ЦЕЛИ И ЗАДАЧИ 1.1. Выявление сильнейших спортсменов и спортивных команд.1.2. Повышение мастерства спортсменов.1.3. Популяризация автомобильного спорта среди населения, вовлечение граждан в занятия автомобильным спортом. 2...»

«БОЛДЫРЕВ Денис Алексеевич Комбинированное влияние технологических параметров модифицирования и микролегирования на структуру и свойства конструкционных чугунов Специальности: 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов 05.16.04 Литейное производство АВТО...»

«Библиотека Института современного развития СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ МЕХАНИЗМОВ УПРАВЛЕНИЯ КОМПЛЕКСНЫМИ ПРОГРАММАМИ И ПРОЕКТАМИ В СОЦИАЛЬНОЙ СФЕРЕ Сборник материалов круглого стола Москва Экон-информ УДК 316 ББК 60.56 С56 С56 Совершенствование механизмов управления комплексными программами и проектами в социальной сфере...»

«ОБЕСПЕЧЕНИЕ КАЧЕСТВА ПРОДУКЦИИ НА ЭТАПАХ КОНСТРУКТОРСКОЙ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ ПОДГОТОВКИ ПРОИЗВОДСТВА Межвузовский сборник научных трудов Выпуск 12 Воронеж 2013 ФГБОУ ВПО "Воронежский государственный технический университет"...»

«ДЕПАРТАМЕНТ ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ КЕМЕРОВСКОЙ ОБЛАСТИ Государственное образовательное учреждение среднего профессионального образования "Кемеровский коммунально-строительный техникум" имени В.И. Заузелкова РАБОЧАЯ ПРОГРАММА УЧЕБНОЙ ДИСЦИПЛИНЫ ОП.03. Метрология, стандартизация и сертификация для сп...»

«Том 125, вып. 1978 г. Июнь УСПЕХИ ФИЗИЧЕСКИХ НАУК 621.378.33 ЭКСИМЕРНЫЕ ЛАЗЕРЫ А. В. Елецкий СОДЕРЖАНИЕ Введение 279 1. Термы эксимерных молекул 281 2. Механизмы возбуждения эксимерных лазеров 284 а) Возбуждение эксимерного лазера электронным пучком. Параметры элементарных процессов (285). 1) Баланс энергии электронов (288); 2)...»

«Инструкция по монтажу и обслуживанию вентиляционных устройств серии KOMPAKT ReGO P RU Содержание Требования безопасности Транспортировка Краткое описание устройства Подбор установочного места и монтаж устройства Обслуживание Технические данные устройства Обозначения вентиляционных установок Инструкция по монтажу и о...»

«АННОТАЦИИ ПРОГРАММ УЧЕБНЫХ ДИСЦИПЛИН подготовки бакалавра по направлению 020101.62 Химия ЦИКЛ ДИСЦИПЛИНЫ НАПРАВЛЕНИЯ Федеральный компонент: Физическая химия (Кинетика) 1. Цели и задачи дисциплины, ее место в учебном процессе, тр...»

«УДК 621.892 : 621.77 Каргин1 Б.С., Каргин2 С.Б., Бурлуцкий3 А.С.– ГВУЗ "Приазовский государственный технический университет", г. Мариуполь, Украина, к. т. н., проф., e-mail: gefest.2007.44@mail.ru – ГВУЗ "Приазовский государственный технический университет", г. Мариуполь, Украина, к. т. н.;– ГП НПКГ...»

«Шасси NI PXIe 1065 1 Установка Этот документ разъясняет порядок установки, настройки и использования шасси PXIe-1065. Перед подключением к источнику питания ознакомьтесь с содержанием этой главы и документом Read Me First: Safety and RadioFrequency Interference входящим в комплект...»

«Министерство образования Республики Беларусь Учреждение образования "Гомельский государственный технический университет имени П. О. Сухого" ПРОБЛЕМЫ СОВРЕМЕННОГО ОБРАЗОВАНИЯ В ТЕХНИЧЕСКОМ ВУЗЕ МАТЕРИАЛЫ IV Республиканской научно-ме...»

«Автоматизированная система охранно-пожарной сигнализации Клавиатура ППКОП (М4) Краткое руководство по эксплуатации (для подключения к КОП-01, КОП-02) ЛИПГ 468631.002 РЭ2 1 ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ Настоящее краткое руководство по эксплуатации Клавиатуры ППКОП ЛИПГ468...»

«ПРОСКУРИН АЛЕКСАНДР АЛЕКСАНДРОВИЧ РАЗРАБОТКА УСТРОЙСТВА И ИССЛЕДОВАНИЕ РЕЖИМОВ РЕВЕРСИВНОЙ ВЫРУБКИ ДЕТАЛЕЙ ИЗ ТОНКОЛИСТОВОГО ПРОКАТА БЕЗ ЗАУСЕНЦЕВ 05.02.09 "Технологии и машины обработки давлением" Диссертация...»

«МИНИСТЕРСТВО ОРАЗОВАНИЯ РЕСПУБЛИКИ БЕЛАРУСЬ БРЕСТСКИЙ ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ Кафедра сельскохозяйственных гидротехнических мелиораций МЕТОДИЧЕСКИЕ УКАЗАНИЯ к проведению лабораторных работ по курсам Гидротехнические сооружения и Гидротехнические сооружения на дорогах для студе...»

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ КАЗАНСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ АРХИТЕКТУРНОСТРОИТЕЛЬНЫЙ УНИВЕРСИТЕТ Кафедра водоснабжения и водоотведения ИЗУЧЕНИЕ РАБОТЫ ТУПИКОВОЙ И КОЛЬЦЕВОЙ ВОДОПРОВОДНОЙ СЕТИ Методические указания к проведению лабораторной работы по дисциплине...»

«1. Цели освоения дисциплины Целями освоения дисциплины "Радиотехнические устройства и элементы радиосистем" являются: формирования у студентов представлений о радиотехнических системах, методах формирования, передачи и приёма...»

«МЕЩЕРСКАЯ С. С. — ПЕШКОВОЙ Е. П., в НКВД КЕДРИНА Е. А. — ПЕШКОВОЙ Е. П. КЕДРИНА Елена Александровна, родилась в 1900. Получила высшее образование. В 1920 — работала техническим секретарем и машинистко...»

«МИНОБРНАУКИ РОССИИ Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ухтинский государственный технический университет" (УГТУ) Определение массы и средней плотн...»

«ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования ТОМСКИЙ ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ _ Р.Ф. Зарубина, Ю.Г. Копылова АНАЛИЗ И УЛУЧШЕНИЕ КАЧЕСТВА ПРИРОДНЫХ ВОД Часть 1 АНАЛИЗ И ОЦЕНКА КАЧЕСТВА ПРИРОДНЫХ ВОД Учебное пособие Издательс...»

«№ 2-3 (4) 2012 Глобальная ядерная безопасность УДК621.039.524.441 РЕАКТОРНАЯ УСТАНОВКА ВВЭР-СКД СО СПЕКТРАЛЬНЫМ РЕГУЛИРОВАНИЕМ И ПЕТЛЕВОЙ КОМПОНОВКОЙ И.И.Лощаков, А.Л.Сироткина Санкт-Петербургский государственный Saint-Petersburg state polytechnical политехнический университет u...»

«ШЕРЕМЕТЬЕВ Вадим Алексеевич СТАБИЛЬНОСТЬ СТРУКТУРЫ И ФУНКЦИОНАЛЬНЫХ СВОЙСТВ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ БИОСОВМЕСТИМЫХ СПЛАВОВ Ti-Nb-Zr И Ti-Nb-Ta С ПАМЯТЬЮ ФОРМЫ Специальность 05.16.01 "Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов" АВТОРЕФЕРАТ диссертации...»








 
2017 www.ne.knigi-x.ru - «Бесплатная электронная библиотека - электронные матриалы»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.