Разработка составов микролегированных сталей для электросварных труб классов прочности К56-К60 и режимов их контролируемой прокатки в условиях литейно-прокатного комплекса тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Червонный Алексей Владимирович

• Червонный Алексей Владимирович
• кандидат наук
• 2021

Оглавление диссертации кандидат наук Червонный Алексей Владимирович

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. OOPMOTOBAME CTPYKTYPbl И CBO^TB TPУБHЫX CTAЛEЙ (ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР)

1.1. Актуальные характеристики проката для труб нефте-газопроводов

1.2. Применение микролегирующих элементов в сталях для производства труб

1.3. Формирование структуры микролегированных сталей в процессе прокатки

1.3.1. Особенности формирования структуры проката при производстве по

тонкослябовой технологии с прямой прокаткой

Выводы по Главе

Глава 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы исследования

2.2. Методы исследований

2.2.1. Исследование процессов рекристаллизации и формирование базы данных для модели Hot rolling recrystallization model при горячей

деформации в условиях Литейно-прокатного комплекса

2.2.2. Построение термокинетических диаграмм превращения аустенита

2.2.3. Проведение лабораторных экспериментов на комплексе Gleeble

2.2.4. Проведение лабораторных экспериментов на прокатном стане ДУО-300

2.2.5. Проведение промышленного эксперимента

2.2.6. Определение механических характеристик проката

2.2.7. Определение температур выделения частиц микролегирующих элементов и температур фазовых превращений

2.2.8. Оптическая микроскопия

2.2.9. Фрактографический анализ

2.2.10. Электронная микроскопия

2.2.11. Определение горячей пластичности

Выводы по Главе

Глава 3. ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ НЕПРЕРЫВНОЛИТЫХ СЛЯБОВ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ В ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ ЛИНИИ ЛИТЕЙНО-ПРОКАТНОГО КОМПЛЕКСА

3.1. Изучение структуры сляба после разливки и после прохождения туннельной печи

3.2. Исследование состояния микролегирующих элементов в слябе после разливки и после прохождения туннельной печи

3.3. Обеспечение качества поверхности при разливке слябов микролегированных сталей на литейно-прокатном комплексе

Выводы по Главе

Глава 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ПРИ ПРОКАТКЕ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

4.1. Формирование структуры при прокатке в черновой группе клетей

4.1.1. Исследование процессов рекристаллизации при имитации и моделировании черновой прокатки

4.1.2. Исследование структуры проката после черновой прокатки по различным режимам

4.1.3. Исследование влияния промежуточного охлаждения на однородность структуры перед началом чистовой прокатки

4.2. Изучение влияния толщины подката и стратегии чистовой прокатки на структуру и свойства готового проката

4.3. Моделирование и имитация процесса прокатки с тремя черновыми

обжатиями

Выводы по Главе

Глава 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ, ВЫДЕЛЕНИЯ КАРБОНИТРИДНЫХ ФАЗ В ПРОКАТЕ И ФОРМИРОВАНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ПРОКАТА ЛИТЕЙНО-ПРОКАТНОГО КОМПЛЕКСА

5.1. Исследование фазовых превращений при охлаждении

5.2. Исследование выделений карбонитридных фаз в рулонном прокате произведенного в условиях литейно-прокатного комплекса

5.2.1. Выделение частиц на основе ванадия

5.2.2. Формирование частиц ниобия и титана

5.3. Изучение влияния микролегирующих добавок на свойства трубных сталей

5.3.1. Исследование границ зерен и субзерен, анализ текстуры,

разориентировки и микронапряжений проката

5.4. Исследование однородности структуры рулонного проката ЛПК

Выводы по главе

Глава 6. СОЗДАНИЕ КОНЦЕПЦИИ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА ТРУБНОЙ СТАЛИ КЛАССОВ ПРОЧНОСТИ ДО К60, СТРАТЕГИИ КОНТРОЛИРУЕМОЙ ПРОКАТКИ НА ЛИТЕЙНО-ПРОКАТНОМ КОМПЛЕКСЕ, ПРОМЫШЛЕННАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РАЗРАБОТОК

6.1. Создание концепции химического состава хладостойкой стали в условиях литейно-прокатного комплекса

6.2. Разработка стратегии контролируемой прокатки хладостойкой стали на литейно-прокатном комплексе

6.3. Опробование технологии контролируемой прокатки в условиях литеш прокатного комплекса

6.4. Освоение технологии производства хладостойкого проката на литейно-

прокатном комплексе

Выводы по Главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ И ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СОКРАЩЕНИЯ И ОБОЗНАЧЕНИЯ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка составов микролегированных сталей для электросварных труб классов прочности К56-К60 и режимов их контролируемой прокатки в условиях литейно-прокатного комплекса»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. В настоящее время для производства рулонного проката в мире широко применяется совмещенная схема непрерывной разливки тонких слябов с дальнейшей горячей прокаткой полосы. Преимуществами данной схемы являются снижение удельных капитальных затрат на 30-40%, снижение себестоимости проката на 20-25%, затрат энергетических и материальных ресурсов на 50-60%, улучшение экологических условий, сокращение времени выполнения заказов. В 2008 году запущен единственный в России и СНГ литейно-прокатный комплекс (ЛПК), являющийся одним из производств АО «Выксунского металлургического завода» (АО «ВМЗ»), ориентированый на производство рулонного и листового проката из трубных марок стали толщиной до 12,7 мм с дополнительными требованиями по хладостойкости и коррозионной стойкости.

При производстве в условиях ЛПК хладостойкого высокопрочного проката возникают сложности, связанные с отсутствием повторного нагрева сляба, а, следовательно, наличием крупного первичного зерна аустенита перед началом прокатки, что затрудняет его рекристаллизацию и измельчение. При условии исходного крупного зерна в слябе наличие микролегирующих элементов способствует торможению рекристаллизации и формированию структурной неоднородности из-за сдерживания границ аустенитного зерна частицами карбонитридных фаз. Усложняет измельчение зерна и меньшая степень суммарного обжатия по сравнению с традиционными широкополосными станами.

Известный подход к технологии производства высокопрочных низколегированных трубных сталей подразумевает использование термомеханической обработки, включающей в себя аустенитизацию заготовки, черновую стадию прокатки для измельчения исходного аустенитного зерна, чистовую стадию прокатки ниже температуры остановки рекристаллизации для наклепа аустенита, а также ускоренное охлаждения для формирования дисперсной микроструктуры готового проката. В отличие от большинства

литейно-прокатных агрегатов, применяемый в мире, ЛПК АО «ВМЗ» имеет выделенную группу черновых клетей, а также предусмотренную за черновой группой систему охлаждения раската и подогреваемый рольганг для выравнивания температуры раската перед чистовой прокаткой.

Для разработки химического состава материала для хладостойких труб и создания научно обоснованной технологии производства хладостойкого проката трубного назначения классов прочности К56-К60 требуется установить закономерности формирования структуры и сформулировать концепции контролируемой прокатки и химического состава трубной стали применительно к технологической схеме ЛПК, чем и обусловлена актуальность настоящей работы.

Цель диссертационной работы. Разработка составов низкоуглеродистых микролегированных сталей классов прочности К56-К60 для электросварных труб, получаемых по технологии контролируемой прокатки, с повышенной вязкостью и хладостойкостью, достигаемых благодаря сформированной при производстве на ЛПК однородной и мелкозернистой структуры аустенита и конечной структуры материала.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Разработать новые низкоуглеродистые микролегированные стали и сформулировать общую концепцию химического состава хладостойких сталей применительно к технологической схеме ЛПК.

2. Установить влияние состава стали на закономерности выделения и растворения карбонитридных фаз с целью управления структурой и свойствами исследуемых сталей.

3. Изучить закономерности влияния состава стали и технологических параметров на формирование структуры и свойств исследуемых сталей в цикле ЛПК.

4. Установить природу структурной неоднородности готового проката ЛПК и предложить способы ее устранения.

5. Сформулировать концепцию контролируемой прокатки на ЛПК, обеспечивающей формирование дисперсной и однородной структуры и сочетание требуемых свойств разработанных сталей.

6. Разработать для ЛПК АО «ВМЗ» технологию производства рулонного проката из разработанных сталей толщиной до 12,7 мм классов прочности К56-К60 для электросварных труб диаметром от 219 мм до 530 мм и 1020 мм с гарантированным уровнем ударной вязкости КСУ и доли вязкой составляющей при испытании падающим грузом (ИПГ) при -20...-40 °С и освоить данную технологию в промышленных условиях.

Объектом исследования являлись микролегированные низкоуглеродистые стали, предназначенные для производства труб, системы легирования с-ып^-проката классов прочности от К56 до К60.

Предметом исследования являлись определение влияния химического состава на закономерности процессов формирования структуры и свойств исследуемых сталей в процессе производства рулонного проката в условиях литейно-прокатного комплекса.

В диссертации получены следующие результаты, характеризующиеся научной новизной:

1. Разработан химический состав трубных сталей, производимых по технологии контролируемой прокатки на ЛПК, и сформулирована общая концепция его создания: доперитектическое содержание углерода (0,04-0,07 %); минимально необходимое для достижения требуемой прочности содержание марганца <1,5 % для повышения плотности высокоугловых границ; микролегирование только ниобием (0,03-0,08 %) в зависимости от уровня хладостойкости; естественное легирование из шихты элементами, повышающими устойчивость аустенита (Сг+М+Си = 0,25-0,40 %).

2. Впервые определены и металловедчески обоснованы параметры контролируемой прокатки, обеспечивающие формирование в прокате толщиной до 12,7 мм дисперсной феррито-бейнитной структуры ( > 60 % полигонального феррита с низкими уровнем микронапряжений и плотностью дислокаций)

размером зерна 12 номера, с долей границ с углом разориентировки более 10 > 70%, упрочненной наноразмерными частицами МЬ(С,К) и обеспечивающие хладостойкость до -80 °С при классе прочности К56.

3. Расчетами и экспериментально установлены особенности преобразования исходной литой структуры аустенита тонкого сляба (без повторного нагрева) микролегированных ниобием трубных сталей ^ср ~ 500 мкм, dmax ~ 2100мкм) при рекристаллизации, показана возможность формирования мелкого и однородного зерна (до 55 мкм) при двукратной деформации и определены ее параметры, обеспечивающие полное протекание рекристаллизации зерен максимального размера: 8= 25-40% за проход; Тдеф. =1100-1150 °С; 81/82 = 1,2-1,6.

4. Показано, что известная особенность металла ЛПК - структурная неоднородность («смешанная» структура) минимизируется не только за счет снижения содержания Мп (не более 1,5 %) и углерода (0,04-0,07 % С), но и формирования полностью рекристаллизованной структуры аустенита после черновой прокатки, исключения частичной рекристаллизации (Тн.чист. < Тн.р.) при чистовой прокатке; полное ее устранение обеспечивает рекристаллизационная контролируемая прокатка (восемь циклов рекристаллизации взамен двух-трёх) в стали без добавок ЫЪ, в этом случае порог хладноломкости проката повышается на 20-30 °С.

5. Установлено, что при режимах смотки полосы в рулон (Тсм. = 540-570 °С), позволяющих сформировать феррито-бейнитную дисперсную структуру: в стали с добавкой ванадия не наблюдается выделений У(С,К) (при 0,005-0,008% Ы); в стали с добавкой ЫЪ формируются частицы ЫЪ(С,К) (в аустените, феррите и межфазные) размером 2 - 5 нм; в стали микролегированной ЫЪ и Т формируются частицы размером 40 - 60 нм путем зарождения КЪ(С,К) на частицах ^Ы, что приводит к снижению дисперсионного упрочнения.

6. Установлено, что на литейно-прокатном комплексе АО «ВМЗ» могут быть в полной мере применены основные принципы термомеханической (контролируемой прокатки) со следующими особенностями: выдержка в туннельной печи, обеспечивающая растворение до 90 % карбонитридов ниобия и

минимальный размер рекристаллизованного зерна аустенита после деформации в черновой стадии, повышенная температура и обжатия при двукратной деформации в черновой стадии, интенсивное охлаждение перед чистовой стадией прокатки, чистовая прокатка ниже температуры остановки рекристаллизации аустенита.

Практическая значимость и реализация результатов работы:

рaзрaбoтанный гамплекс технoлoгичеcких рeшeний (cocтавы cтaлей и тeхнoлoгии кoнтрoлируeмoй прoкaтки) успешно внедрён на стане 1950 ЛПК для производства рулонного проката классов прочности К56-К60 толщиной до 12,7 мм. При этом обеспечена ударная вязкость и доля вязкой составляющей при испытаниях падающим грузом при температуре до -40 °С с применением микролегирования ниобием (до 0,05 %) без использования других микролегирующих элементов.

С 2015 по 2019 годы на ЛПK AO «ВMЗ» пpoизвeдeнo свышe 600 тысяч тонн xлaдocтoйкoгo ^ гapaнтиeй хлaдocтoйкocти пpи -20 °С и yдapнoй вязкocти бoлee 200 Дж/см2) рулонного проката классов прочности К56-К60. Из произведенного металлопроката произведены и отгружены потребителям (в том числе ПАО «Гaзпpoм» и ПАО «Тpaнcнeфть») oднoшoвныe трубы диаметром от 219 до 530 мм, полученные методом непрерывной формовки со сваркой ТВЧ, а также одношовные трубы диаметром 530 мм, полученные методом иОЕ, и двушовные диаметром 1020 мм с дуговой сваркой под флюсом.

Диссертация состоит из введения, шести глав, общих выводов, списка литературы из 124 наименований, содержит 160 страниц машинописного текста, 101 рисунок, 19 таблиц.

Глава 1 состоит из подготовленного обзора литературы, анализа опубликованных результатов исследований по направлению диссертационной работы и сформулированных на основании этого анализа цели и задач работы.

Глава 2 посвящена обоснованию выбора материала исследования и описанию методик исследования.

В Главе 3 исследованы особенности формирования структуры непрерывно-литых слябов из трубных сталей в технологической линии ЛПК.

Глава 4 посвящена исследованию формирования структуры при прокатке трубных сталей на ЛПК.

Глава 5 посвящена исследованию фазовых превращений при охлаждении после прокатки, исследованию микроструктуры и характера выделений карбонитридных фаз в рулонном прокате трубного назначения, а также особенностям структуры проката, произведенного на ЛПК.

В Главе 6 сформулированы концепция химического состава трубной стали классов прочности К56-К60 толщиной до 12,7 мм и стратегия контролируемой прокатки на ЛПК и описаны результаты внедрения разработок в производство. По представленной работе на защиту выносятся:

1. Сформулированная концепция химического состава трубной стали применительно к производству на ЛПК и разработанные на ее основе составы сталей.

2. Уcтaнoвлeнные зaкoнoмeрнocти фopмиpoвaния aycтeнитнoй cтpyктypы в xoдe гopячeй пpoкaтки на ЛПК, способ оценки однородности аустенитной структуры проката и экспериментальные результаты исследования структуры подката после черновой прокатки.

3. Установленные условия структурообразования в процессе прокатки на ЛПК для ряда микролегированных ниобием трубных сталей.

4. Выявленные особенности структуры проката ЛПК, а также установленный механизм формирования структурной неоднородности и способы её устранения.

5. Разработанная концепция контролируемой прокатки на ЛПК.

6. Предложенные новые схемы прокатки для ЛПК, выбираемые в зависимости от конечных требований к продукции.

Автop выpaжaeт глyбoкyю блaгoдapнocть и пpизнaтeльнocть научшму рyкoвoдитeлю, дoктoрy технических наук Л.И. Эфрoнy за пoмoщь, oказаннyю при oпределении направлений исследoваний, ценные теoретические и методические шветы. Автoр благодарит сoтрyдникoв Инженернo-технoлoгическoгo центра АO «ВМЗ» Д.А. Рингинена, А.В. Мунтина, А.В. Частухина, Д.С. Астафьева, O.А. Багмета, O.А. Баранoвy, М.Ю. Сoкoлoвy, а также штруднигав ФГУП

«ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» М.Ю. Матрoсoва, А.А. кичкину, И.В. Лясрцкргр, Д.Л. Дьякoнoва за пoмoщь в прoведении экспериментoв и исследoваний ш диссертациoннoй рабoте.

Глава 1. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ (ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР)

1.1. Актуальные характеристики проката для труб нефте- газопроводов

Непрерывное расширение сетей магистральных трубопроводов для транспортировки газа и нефти, ужесточение их эксплуатационных параметров приводят к повышению требований к свойствам труб, а, следовательно, требуют усовершенствования процессов управления формированием структуры и свойств металла. При проектировании трубопроводов высокой протяженности в сложных природных условиях монтажа и эксплуатации при высоких рабочих давления растут требования к хладостойкости, прочности и вязкости трубных сталей с целью экономии металла и повышения надежности всей системы транспортировки газа и нефти. Актуальной проблемой на настоящий момент является обеспечение производств труб диаметром до 1020 мм рулонным прокатом толщиной до 12,7 мм классов прочности К56 - К60 (Х60 - Х70).

В зависимости от конкретных условий эксплуатации и строительства трубопровода необходимые прочность и хладостойкость варьируются, однако, все чаще встречаются требования к хладостойкости вплоть до -60 °С (требования ПАО «Газпром» СТО 2-4.1-713-2013, ТУ 1381-037-05757848-2013 и т.п.). Пример требований, предъявляемых к прокату, представлен в Таблице 1. При общих стандартных требованиях для класса прочности К60 по временному сопротивлению и пределу текучести, а также их соотношению, к прокату предъявляются требования по относительному равномерному удлинению и относительному сужению, что обусловлено необходимостью гарантировать способность трубопровода к деформации без разрушения при воздействиях на него в условиях эксплуатации техногенных и природных факторов. Испытания, характеризующие вязкость и хладостойкость (KCV) при эксплуатации трубопровода и при его укладке (КСи), на трещиностойкость с определением величины критического раскрытия в вершине трещины (СТОЭ), сопротивление хрупкому разрушению (ИПГ) также проводятся при значительно более низких

температурах, чем для обычного проката сортамента непрерывного

широкополосного стана.

Таблица 1.

Требования, предъявляемые к прокату для хладостойких электросварных труб

Класс прочности Продольное/ поперечное направление Пpeдeл пpoчнocти Ов, МПа Пpeдeл текучести оп0,5, МПа оп0,5/ов, не более Относительное удлинение 5з, %, не менее Относительное равномерное удлинение 5р, %, не менее Относительное сужение, %, не менее

К60/ X70 Поперечное 590-700 515-615 0,92 22,0 10,0 70,0

продольное 560-700 485-585 0,90 22,0 10,0 70,0

Ударная вязкость KCV-42, Дж/см2 Ударная вязкость KCU-60, Дж/см2 Доля вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ-42, % Значение раскрытия в вершине трещины (CTOD) при температуре - 20 °С, мм

Не менее

130 90 90 0,2

Характерная для непрерывных широкополосных станов структура горячекатаного проката из сталей 09Г2С, 17Г1С-У и т.п. в основном представляет собой низкодисперсную смесь феррита и перлита. Подобная структура рулонного проката трубного назначения не в состоянии обеспечить одновременно высокую хладостойкость и высокие показатели прочности.

Для того, чтобы обеспечить сочетание необходимой прочности и хладостойкости, необходимо при производстве применять термомеханическую (контролируемую) прокатку с ускоренным охлаждением с формированием дисперсной феррито-бейнитной структуры проката. Возможности управления процессом формирования структуры определяются составом оборудования, возможностями дифференцирования режимов термомеханической обработки (ТМО), а также выбранным химическим составом стали (Таблица 2).

При выборе химического состава стали для проведения контролируемой прокатки эффективным способом управления структурой является применение микролегирующих элементов, воздействующих на процессы формирования структуры при нагреве заготовки, в процессе прокатки и при охлаждении.

Таблица 2.

Общие требования к химическому составу стали К60/Х70

Класс Массовая доля химических элементов, %, не более или в пределах

прочн

ости С Мп Б Р N А1 Мо V N5 и

К60/ 0,12 1,75 0,45 0,005 0,015 0,010 0,010 0,50 0,10 0,10 0,03

Х70 0,050

Примечание : Содержание хрома не более 0,30 %, никеля не более 0,50 %, меди не более 0,30 %.

Суммарная массовая доля хрома, никеля и меди должна быть не более 0,70 % Суммарное содержание

ниобия, ванадия и титана не должно превышать 0,15 %.

1.2. Микролегирование современных трубных сталей

Применение углерода в качестве основного элемента, позволяющего воздействовать на прочность стали, в течение значительного периода в развитии металлургической отрасли считалось наиболее подходящим, поскольку затраты на введение данного элемента в состав стали минимальны, а эффективность упрочнения - значительна. Однако при этом углерод оказывает негативное влияние на пластичность, хладостойкость и ударную вязкость, либо для обеспечения необходимого комплекса свойств изделия требуется проведения термической обработки изделия (закалки и отпуска, нормализации), что ведет к росту затрат, ухудшает качество поверхности. Также ухудшаются и технологические свойства материала, такие как формуемость, свариваемость и пр., поэтому возможность применения данного элемента ограничена [1-4].

Использование микролегирующих элементов, образующих микро- и наноразмерные частицы в стали, создаёт возможность оказывать воздействие на структурообразование при прокатке, а, следовательно, и определять конечную структуру проката. При этом обеспечивается достижение необходимого сочетания высокой прочности, пластичности и хладостойкости без дополнительной термической обработки проката, термическая обработка труб также не является обязательной [1-6].

В условиях производства проката по технологии ТМО микролегирование необходимо для управления процессами формирования структуры: рекристаллизацией и ростом аустенитного зерна при нагреве, в процессе

деформации, фазовом превращении при охлаждении. Введение микролегирующих осуществляется с целью формирования перед полиморфным превращением аустенитной структуры одного из двух видов: либо мелкозернистой рекристаллизованной, либо деформированной структуры аустенита, которая характеризуется высокой эффективной удельной поверхностью [7]. Для формирования мелкозернистой рекристаллизованной структуры аустенита необходимо проведение деформации в температурной области, в которой рекристаллизация протекает полностью и предотвращение последующего роста рекристаллизованного зерна. Для формирования деформированной аустенитной структуры необходимо проведение прокатки в области торможения рекристаллизации, что требует расширения соответствующего температурного интервала [8]. Дополнительным механизмом при введении в сталь микролегирующих элементов также является повышение прочности по механизму дисперсионного твердения [1-6].

Как уже упоминалось выше, частицы, сформированные микролегирующими элементами в стали при распаде пересыщенного твердого раствора, эффективно снижают подвижность дислокаций, что обеспечивает упрочнение материала. Также данные частицы воздействуют на аустенитное и ферритное зерно, определяя его размер. Оказывают влияние частицы микролегирующих элементов и на тип формирующихся структурных составляющих, на формирование, вид и распределение дефектов кристаллического строения [1-6].

Повышение прочности за счет дисперсионного твердения стали может быть обеспечено применением ванадия и ниобия, при условии создания условий растворимости и выделения частиц на их основе.

В целом, микролегирующий элемент сначала необходимо перевести в твердый раствор, чтобы в процессе горячей деформации или последующей термической обработки сформировались частицы, способные эффективно воздействовать на процессы структурообразования. Разность размера атомов железа и микролегирующего элемента определяет растворимость элемента в аустените [1-6, 9-12].

Целесообразно оценивать воздействие и интенсивность влияния микролегирующих элементов по их влиянию на процессы структурообразования [1, 3, 5]:

- воздействие сформированных частиц на сдерживание роста аустенитного зерна в процессе нагрева и выдержки;

- влияние на структуробразование аустенита в процессе горячей деформации путем торможения и остановки рекристаллизации;

- влияние на изменение температуры у-а-превращения;

- возможность образования частиц, эффективных для дисперсионного упрочнения стали.

Основными элементами, применяемыми для микролегирования стали являются ниобий, титан и ванадий. Взаимозаменяемость этих элементов не всегда возможна, их степень и способ воздействия на процесс структурообразования различны.

Эффективность применения титана в трубных сталях связана с образованием частиц нитридов ТМ Нитриды титана имеют (по сравнению с карбонитридами ниобия и ванадия) более высокие температуры растворения, и эти частицы позволяют сдерживать рост зерна при нагреве. При этом, однако, нитриды титана не позволяют сдерживать рекристаллизацию [3-6, 9, 11], что позволяет применять стали, микролегированные титаном для производства проката по технологии рекристаллизационной контролируемой прокатки, подразумевающей проведение финальной стадии деформации с протеканием полной рекристаллизации в каждом проходе [1-6, 9, 11, 13, 14]. Введение титана в количестве 0,05% в сталь, содержащую ниобий при условии низкого содержания азота, позволяет в прокате достигать категории прочности Х70. Дальнейшее увеличение содержания титана до 0,07 - 0,08% позволяет полностью отказаться от введения ниобия, что объясняется высокой эффективностью титана при его сверхстехиометрическом соотношении с азотом и дисперсионным упрочнением частицами ТЮ. Японские компании производили стали данного типа в 80-х годов 20-го века, однако, данный способ микролегирования не был поддержан европейскими компаниями,

поскольку осложнялось достижение необходимой хладостойкости сварного соединения и околошовной зоны. Причина этого явления - образование и упрочнение стали частицами карбида титана, образующимися при условии превышения стехиометрического соотношение титана к азоту, негативно влияющими на вязкость в зоне термического влияния вблизи сварного соединения.

Отличительной особенностью ванадия является то, что этот элемент почти не образует частиц в аустените, основная масса частиц выделяется в процессе фазового превращения в стали, либо после него, либо при последующем отпуске [3, 5, 6, 11]. В отличие от ниобия, эффективного в области температуры выше Аг3 и обеспечивающего возможность контролировать процессы нагрева и рекристаллизации, ванадий можно сохранить растворенным в аустените для последующего дисперсионного твердения. Воздействие ванадия на кинетику роста зерна аустенита и рекристаллизации крайне мало, поэтому использование ванадия целесообразно в комплексе с добавками других микролегирующих элементов, например, ЫЪ^-Т [10].

Таким образом, воздействие ванадия в основном сводится к упрочнению стали по механизму, аналогичному старению, поэтому в основном ванадий применяется в сталях, подвергаемых термической обработке и в сталях повышенной прочности. Естественно, в силу отсутствия влияния на формирование аустенитной структуры при горячей деформации ванадий обычно применяют для материалов с ограниченными требованиями по вязкости и хладостойкости - труб и листового проката для строительных конструкций. Особенно эффективно применение ванадия в сталях с повышенным содержанием углерода, что обусловлено повышением его растворимости [10-14].

Эффективным микролегирующим элементом, обеспечивающим сдерживание роста зерна при нагреве сляба, является ниобий [1-6, 11-20]. Формирование в структуре стали частиц ниобия при проведении термомеханической прокатки обеспечивает максимально эффективное торможение процесса рекристаллизации аустенита, и, следовательно, измельчение зерна, какого невозможно добиться ни

одним процессом термообработки стали. При этом применение ниобия дополнительно позволяет снизить температуру Аг3 за (повышение устойчивости аустенита ЫЪ, находящимся в твердом растворе), а также обеспечивает и дисперсионное упрочнение стали. Ни титан, ни ванадий не могут заменить ниобий, однако, могут применятся вместе с ниобием в трубных сталях для повышения комплекса свойств. В сталях, предназначенных для термообработки, применение ниобия обусловлено его способностью обеспечивать измельчение зерна. Произведения растворимости карбонитридов ниобия указывают на возможность их растворения в верхней части аустенитной области и выделения при температурах проведение термомеханической прокатки [12].

Температура завершения рекристаллизации Тпг также в значительной степени подвержена влиянию различных микролегирующих элементов, результаты опубликованных исследований показывают эффективность только ниобия для повышения температуры остановки рекристаллизации [13-25]. Температура остановки рекристаллизации повышается до 900-950 °С и выше при добавках в сталь ниобия и, в зависимости от концентрации ниобия, расширяет температурный диапазон между началом фазового превращения и температурой остановки рекристаллизации от 10-40 °С до 100-180 °С, что позволяет проводить чистовую стадию термомеханической прокатки максимально результативно с точки зрения повышения удельной эффективной поверхности аустенита ^У).

Максимально эффективен в случае применения контролируемой прокатки на всех этапах технологического процесса именно ниобий, поскольку участвует во всех описанных выше процессах: измельчает зерно аустенита благодаря формированию карбидов и карбонитридов при нагреве, обеспечивает торможение рекристаллизации при образовании частиц и содержании в твердом растворе, способствует получению бейнита при сохранении ниобия растворенным в твердом растворе, способствует измельчению зерна феррита при наличии сформировавшихся в аустените частиц карбида ниобия и, наконец, обеспечивает дисперсионной упрочнение при выделении частиц в феррите.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Червонный Алексей Владимирович, 2021 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. 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.

2. Столхейм Д.Д. Современные схемы легирования и практика производства высокопрочных сталей для магистральных нефтегазопроводов Часть 1 // Металлург. №11. 2013. С.53-67

3. Эфрон Л. И. Металловедение в "большой" металлургии. Трубные стали. М.:

Металлургиздат, 2012. 696 с.

4 Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных

газопроводов. М.: Металлургия, 1989. 288 с.

5 Матросов Ю.И., Чевская О.Н. Выделение упрочняющей фазы в процессе

деформации малоперлитной стали с ниобием и ванадием // МиТОМ. 1981. № 3. С. 60-61

6 Precipitation and Recristallization During TMP of Complex Microalloyed HSLA

Steels / A.C. Kneiss [et al.] // Low Carbon Steel for the 90's. Pittsburg (PA): TMS-AIME, 1993. P.113

7. DeArdo A.J. Accelerated Cooling: A Physical Metallurgy Perspective // Processing

of the Intern. Symp. on Accelerated Cooling of Rolled Steel. Canada, Winnipeg. 1988. P.3-27

8. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий А.В. Контролируемая прокатка. М.: Металлургия, 1979. 184 с.

9. Рингинен Д.А. Формирование однородной структуры при термомеханической

обработке в условиях стана 5000 и стабильность ударной вязкости и хладостойкости трубных сталей классов прочности Х80 и Х100: Автореф. дисс. ... канд. техн. наук: 05.16.01. М., 2016. 24 с.

10. Microstructure Evolution of C-Mn Steels in the Hot-Deformation Process / B. Donnay [et al.] // Proc. of 2nd Int. Conf. on Modelling of Metal Rolling Processes, ed.by J. H. Beynon[et al.]. The Institute of Materials, London (UK). 1996. P.23-35

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

12 Adrian H. Thermodinamic Calculation of Carbonitride Precipitation as a Guide for Alloy Design of Microalloyed Steels // Microalloying'95. Proc. Int. Conf. 1995. P.285-305

13 High Temperature Thermo-mechanical Processing — Background and Application / K. Hulka [et al.] // Microalloying' 95. ISS. Warrendale (PA), 1995. P.235-248

14. Properties and Control of Hot-Rolled Steel / R.B.G. Yeo [et al.] // Journal of Metals. 1968. Vol. 20. P.33.

15. Recrystallization of a Niobium-Titanium Steel in the Austenite Range / H. Weiss [et al.] // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1973. Vol. 211. P. 703.

16. Kwon O., DeArdo A.J. Interaction between recristallization and precipitation in hot-deformed microalloyed steels // Acta Metallurgica et Materialia. 1991. Vol. 39. № 4. P.529-538

17. Kozasu I., Shimidzu T. Recrystallization of Austenite of Si-Mn Steels with Minor Alloying Elements After Hot Rolling // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1971. Vol. 11. № 16. P. 367-376

18. Cordea J.N. Hook R.E. Recrystallization Behavior Deformation Austenite of High Strength Low Allow (HSLA) Steels // Metallurgical Transactions. 1970. Vol. 1. P.118-119

19. Maehara J., Kunitake T., Fujio N. Recrystallization and Precipitation in Nb-bearing Steel During Hot Deformation // Journal of the Iron and Steel Institute of Japan. 1981. Vol. 67. № 14. P.2182-2190

20. Speer J.S., Hansen S.S. Austenite Recrystallization and Carbonitride Precipitation in Niobiun Microalloyed Steels // Metallurgical Transactions. Vol. 20A. 1989. P.25-38

21. Jonas J.J., Akben M.G. Retardation of austenite recrystallization by solutes: a critical appraisal // Metals Forum. 1981. Vol. 4. № 1/2. P.92-101

22. Jonas J.J., Weiss J. Effect of precipitation on recristallisation in microalloyed steels // Metal Science.1979. Vol. 13. № 3/4. P.238-245

23. Phillipo B.L., Crane F.A.A. Structure and Strength of C-Mn-Nb Steels During Hot Rolling // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1973. P. 51-57.

24. Three Stages of Controlled Rolling Process / T. Tanaka [et al.] // Microalloying'75. Proc. Intern. Symp. Union Carbide Corp. N.Y. 1977. P.88-99

25. Prediction of Microstructure Development during Recrystallization Hot Rolling on Ti-V-steels / W. Roberts et al. // Proceeding Intern. Conf. of technology and applications of HSLA steels. 1983. P.67-84

26. Влияние температуры аустенитизации на структуру низколегированной стали после контролируемой прокатки / В.И. Погоржельский [и др.] // Известия Академии Наук СССР. Металлы. 1980. № 5. С. 105-107

27. Матросов Ю.И., Филимонов В.Н. Структура и свойства стали 09Г2ФБ после контролируемой прокатки // Известия вузов. Черная металлургия. 1981. № 1. С.92-96

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

29. Эволюция зеренной структуры аустенита и выделений микролегирующих элементов при нагреве под прокатку стали класса прочности К65 (Х80) / Д.А. Рингинен [и др.] // Металлург. 2013. 11. C. 67-74

30. Микроструктура и свойства трубных сталей нефтегазового сортамента, подвергаемых улучшению/ И.Ю. Пышминцев [и др.] //Металлург. 2019. №1. C.39-43

31. Хлестов В.М., Дорожко Г.К. Превращение деформированного аустенита в стали. Монография. 2002. 407 с.

32. Горицкий В.М., Шнейдеров Г.Р., Гусева И.А. Влияние химического состава и структуры на механические свойства высокопрочных свариваемых сталей // Металлург. 2019. №1. C.24-30

33. Pickering F.B. High-Strength, Low-Alloy Steels — A Decade of Progress // Proc. Intern. Sympos. High-Strength, Low-Alloy Steels Microalloying'75. N.Y.: Union Сarbide Corp. 1977. P. 9-31

34. Structural Steels with Acicular Ferrite / Morcinek P. et al. // Proc. of International Symp. on High-Strength Low-Alloy Steels. Microalloying'75. N.Y.: Union Carbide Corp. 1977. Р. 272-278

35. Civallero M.A., Parrini C., Pizzimenty N. Production of Large Diameter High-Strength, Low-Alloy Pipe in Italy // Proc. of International Symp. on High-Strength Low-Alloy Steels. Microalloying'75. N.Y.: Union Carbide Corp. 1977. P.451-469

36. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей / Пер. с англ. М.: Металлургия, 1982. 183 с.

37. Исследование влияния состава и параметров, термодеформационной обработки на свойства микролегированных титаном и молибденом ферритных сталей. Часть 1: Характеристики микроструктуры / А.В. Колдаев [и др.] // Металлург 2019. №5. C.55-61

38. Управление структурой и свойствами трубной стали, легированной хромом, в процессе охлаждения после термомеханической прокатки / М.Ю. Матросов [и др.] // Металлург 2019. №7. C.45-54

39. Gladman T., Dulieu D., Me Ivor I.D. Structure-property relationships in highstrength microalloyed steel // Proc. of Symp. on Microalloying'75. N.Y.:Union Carbide Corp. 1976. Р. 32-55

40. Issues Concerning the Prediction of Nb in Solution Available To Precipitate During Thermomechanical Processes In Nb Based Steels / L. Garcia-Sesma [et al.] // 10th International Rolling Conference, and the 7th European Rolling Conference, 2016. Graz / Austria. P.1149-1158

41. Microstructure engineering of thicker gage line pipe steel microalloyed with titanium-niobium for enhanced crack arrestability in ductile fracture propogation / S.V.Subramanien [et al.] // Technology future and Ageing pipelines Conference. Gent, 2018. P.52-71

42. DeArdo A.J. Modern Thermomechanical Processing of Microalloyed Steel: A Phisical Metallurgy Perspective. Microalloying'95 // Proc. Int. Conf. 1995. P.15-33

43. Формирование аустенитной структуры при нагреве слябов из микролегированных ниобием трубных сталей / А.В. Частухин [и др.] // Металлург. №7. 2015. С. 25-31

44. Частухин А.В. Закономерности процессов рекристаллизации аустенита и совершенствование технологии контролируемой прокатки микролегированных трубных сталей повышенной хладостойкости: Автореф. дисс.... канд. техн. наук: 05.16.01. М., 2017. 24 с.

45. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. М. : МИСиС, 2005. 432 с.

46. Контролируемая прокатка толстых листов / Ю.И. Чистяков [и др.] // М.: Черметинформация, 1983. Сер. Прокатное производство. Вып. 3. С. 19-23

47. Влияние структурной анизотропии в ферритно-бейнитных сталях после термомеханической обработки на уровень их механических свойств / А.А. Казаков [и др.] // Черные металлы. №6. 2010. С.7-14

48. Разработка методов оценки микроструктурной неоднородности трубных сталей / А.А. Казаков [и др.] // Черные металлы. 2009. №12. С. 12-17

49. Штремель М.А. Прочность сплавов. Часть 2. Деформация: Учебник для вузов М.: МИСИС, 1997. 527 с.

50. Голи-Оглу Е.А. Опыт освоения в NLMK DanSteel производства высокопрочных микролегированных сталей северного исполнения F420, F460 и F500 для судостроения и морских конструкций // Металлург, 2019. №5. C.28-36.

51. М/А-составляющая в структуре высокопрочной низкоуглеродистой бейнитной стали. Ч.1 / А.А. Кичкина [и др.] // Металлург, 2018, №8, C.44-52..

52. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистой низколегированной стали при термомеханической обработке с ускоренным охлаждением / В.В. Рыбин [и др.] // Вопросы материаловедения. - 2007. - №4 (52) . - С. 329-340.

53. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов // М.: Металлургия, 1986. 224 с.

54. Матросов Ю.И. Контролируемая прокатка - многостадийный процесс ТМО низколегированных сталей // Сталь. 1987. №3. С.53-56

55. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов // М.: Металлургия, 1977. 432 с.

56. Effects of microstructure and texture on DWTT properties for high strength line pipe steels / Т. Hara [et al.] // Proceeding of the International Pipeline Conference. Canada. 2006. P. 245-250

57. Influence of deamination on microtexture and J-R curve in API X60 steel / E. Pauletti et al. // 13th International Conference on Fracture. China. 2013. P. 1-9.

58. Role of deamination and crystallography on anisotropy of Charpy toughness in API-X80 steel / M.S. Joo [et al.] // Materials Science and Engineering. 2012. A 546. P.314-322

59. Microstructure and microtexture assessment of delamination phenomena in Charpy impact tested spesimens / H.L. Haskel [et al.] // Materials Research. 2014. Vol.17(5). P.1238-1250

60. Effect of texture and microtexture on resistance to cracking of high-strength hot-rolled Nb-Ti microalloyed steels / R.D.K. Misra et al. // Metallurgical and Materials Transactions. 2004. Vol. 35A. P.3024-3029

61. Hodgson P.D., Beladi H., Kelly G.L. The development of ultrafine grained steels through thermomechanical processing // Canadian Metallurgical Quarterly.2005.44. №2. P.179-186

62. Nakai K., Sakamoto T., Asakura R. Nucleation of bainite at small angle dislocation network in austenite and its effects on mechanical properties in steels // ISIJ International. 2011. 51. №2. P. 274-279.

63. Y. Ohmori, H. Ohtani, Y. Kunitake. The Bainite in Low Carbon Low Alloy High Strength Steels // Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. Vol.11. 1971. P.250-259

64. B.L. Bramfitt, J.G.Speer. A perspective on the morphology of bainite // Metallurgist Transactions. Vol.21A. 1990. P.817-829

65. H.K.D.H. Bhadeshia. Bainite in Steels. IOM. London, 1992. P.223

66. Qantitative Structure-Property Relationships for Complex Bainitic Microstructures // Commission of European Communities ECSC Sponsored Research Project // Swedish Institute for Metals Research / SIMR Report: IM-2004-247.07. P.157.

67. Настич С.Ю. Разработка технологии термомеханической обработки полосового и листового проката из низколегированной стали на основе управления формированием ферритно-бейнитной структуры: Автореф. дисс.... док. техн. наук: 05.16.01. М., 2013. 38 с.

68. Горбатенко В.П., Лукин А.В. Анализ анизотропности доэвтектойдных сталей при деформационно-термической обработке // Сталь. №10. 2010. С.58-62

69. Фарбер В.М., Хотинов В.А., Морозова А.Н., Мартин Т. Расщепления и их вклад в ударную вязкость сталей класса прочности К65 (Х80) // Металловедение и термическая обработка металлов. 2015. №8. С. 39-44

70. Manucci G., Demofonti G. Control of ductile fracture propagation in X80 gas linepipe // Int. Pipeline Tech. Conf. Beijing. 2010. P. 86-115

71. Сопротивление сталей класса прочности Х80 распространению вязких трещин в магистральных газопроводах / А.Б. Арабей [и др.] // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2009. №9. С. 9-15

72. Пышминцев И.Ю., Смирнов М.А., Мальцева А.Н. Структура и свойства низкоуглеродистых трубных сталей, подвергнутых пневматическим испытаниям // Сталь. 2011. №2. С. 75-81

73. Inoue T., Yin F., Kimura Y. Delamination effect on impact properties of ultrafine-grained low-carbom steel processed by warm caliber rolling // Metallurgical Transactions, A. 2010. V.41A. P.341-355

74. Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л. Влияние текстуры на хладостойкость свариваемой стали, подвергнутой термомеханической обработке // Деформация и разрушение. 2010. №11. С.34-40

75. Производство в условиях литейно-прокатного комплекса рулонного проката трубного назначения категории прочности Х70 без добавок ниобия / О.А. Багмет [и др.] // Металлург. 2016. №2. С.46-53

76. Мини-завод с полным циклом: короткий путь от железной руды до тонкой горячекатаной полосы / Й. Кемпкен [и др.] // Металлургическое производство и технология. №2. 2009. С. 8-13.

77. Nucor's second thin slab CSP plant, Editor // Steel times, 1991(10). P.560-561

78. Литейно-прокатный комплекс - новые технологии в производстве рулонного проката трубного назначения / В.В. Кислица [и др.] // Бюллетень Черная металлургия. №4. 2013. С. 50-56

79. Ламухин А.М., Дубинин И.В. Пуск литейно-прокатного комплекса и освоение производства высокачественного проката для электросварных труб // Металлург, № 1, 2010. С.38-44

80. Microstructure and Precipitation Behavior of Nb, Ti Complex Microalloyed Steel Produced by Compact Strip Processing / Ruizhen Wang [et al.] // ISIJ International, Vol. 46. 2006. No. 9. P.1345-1353

81. Arribas M., Lopez B., Rodriguez-Ibabe J.M. Additional grain refinement in recrystallization controlled rolling of Ti-microalloyed steels processed by near-net-shape casting technology // Materials Science and Engineering A 485. 2008. P.383-394

82. The evolution of microstructure during thin slab direct rolling processing in vanadium microalloyed steels / Y. Li [et al.] // ISIJ International, vol. 42. 2002. PP. 636-644

83. M.Vedani, D.Ripamonti, A. Mannucci. Hot ductility of microalloyed steels//la metallurgia italiana 2008. P.19-24

84. B.Mintz. The influence of composition on the hot ductility of steels and to the problem of transverse cracking// ISIJ International 1999. V.39. No.9. P.833-855

85. Carpenter, K., Influence of Mycroalloyng Elements on the Hot Ductility of Thin Slab Cast Steel. PhD Thesis, University of Wollongong, 2004

86. Döring, K., H. Wiesinger. Continuous casting and rolling of thin slabs // Metallurgical Plant and Technology International, 1990. Vol.5. P.16-29

87. Влияние «мягкого» обжатия на структуру непрерывнолитого слитка и свойства проката микролегированной стали / А.Н. Завалищин [и др.] // Металлург. 2019. №3. C.21-26

88. Effects of Segregation on the Mechanical Performance of X70 Line Pipe / L.E. Collins et al. // Proc. of the Int. Pipeline Conference 2016. ASME, 2016

89. G.F. Vander Voort, Metallography, Principles and Practice // McGraw -Hill, New York, 1984, Ch 1, P.13

90. N.S. Pottore. The Evolution of Microstructure during the Solidification and Subsequent Cooling of Low Alloy Steels. PhD Thesis. University of Pittsburgh, 1986

91. W. Loser, S. Thiem, M. Jurisch. Solidification modelling of microstructures in near-net-shape casting of steels // Materials Science and Engineering. 1993. A173. P.323-326

92. Improvement of Microstructural Homogeneity in Thermomechanical Processed Nb Steels by Thin Slab Casting / P. Uranga [et al.] // 43rd MWSP Conference Proceedings. ISS. VolXXXIX. 2001. P 511-529

93. L. Alleva, M. Lubrano, A. Saccocci. Production of High Strength Steel Hot Coils by Innovative Thin Slab Rolling Route // 10th International Rolling Conference, and the 7th European Rolling Conference, 2016. Graz / Austria. P.1207-1214.

94. R. Kaspar, N. Zentara, J.C. Herman. Direct Charging of Thin Slabs, of a Ti-Microalloyed Low Carbon Steel for Cold Forming // Steel Research 65. 1994. No.7. P.279-283

95. S. Zajac, R. Lagneborg, T. Siwecky. The Role of Nitrogen in Microalloyed Steels // Microalloying 95. Conference Proceedings, 1995. P.331-338

96. W. Bleck, J.J. Esser. Effect of Hot Charging on the Properties of Cold Forming Steels // Steel Times. 1995. P 379-383

97. A.J. DeArdo, C.I. Garcia, E.J. Palmiere. Thermomechanical Processing of Steel // ASM Handbook, Vol. 4: Heat Treating. ASM International. 1991. P 237-255

98. E.J. Palmiere, C.I. Garcia, A.J. DeArdo. The Influence of Niobium Supersaturation in Austenite on the Static Recrystallization Behavior of Low Carbon Microalloyed Steels // Metallurgical Transactions, A. Vol. 27A. 1996. P.951-960

99. W.B. Morrison. Past and Future Development of HSLA Steels // HSLA Steels '2000. Beijing/China. 2000. P. 11

100. E.J. Palmiere, C.I. Garcia, A.J. DeArdo. Suppression of Static Recrystallizationin Microalloyed Steels by Strain-Induced Precipitation // International Symposium on Low-Carbon Steels for the 90's, edited by G Tither. The Minerals, Metals and Materials Society. 1993. P.121-130

101. Y. Sakuma, D.K. Matlock, G. Krauss. Developments in the Annealing of Sheet Steels // The Minerals, Metals and Materials Society. 1992. P.131

102. O. Matsumura, Y. Sakuma, H. Takechi. Retained austenite in 0.4 C-Si-1.2 Mn steel sheet intercritically heated and austempered // ISIJ International. 32. 1992. P.1014

103. Effect of Deformation and Cooling Rate on the Microstructure of Low Carbon Nb-B Steels / D.Q. Bai et al. // ISIJ International, 1998. N4. P.371-379

104. J. Krauss, S.W. Thomson. Ferritic Microstructures in Continuously Cooled Low and Ultra-Low Carbon Steels // ISIJ International. 1995 (35). N8. P.937-945

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

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

107. Разработка и промышленное опробование перспективных трубных сталей класса прочности до К65 (Х80) на стане 5000 ОАО «Северсталь» / Л.И. Эфрон [и др] // Труды Пятого Конгресса прокатчиков, г. Череповец, 2003. C. 40-44.

108. Развитие технологий производства проката для труб с повышенной деформационной способностью / А.М. Барыков [и др] // Металлург. 2019. № 11. С. 61-71.

109. Настич С.Ю. Влияние морфологии бейнитной составляющей микроструктуры низколегированной стали Х70 на хладостойкость проката больших толщин // Металлург. 2012. №3. С. 62-69.

110. Настич С.Ю. Особенности строения низкоуглеродистого бейнита в структуре высокопрочных трубных сталей // Деформация и разрушение материалов. 2012. №7. С. 19-25.

111. Применение методов имитации и воспроизведения процессов в лабораторных условиях для разработки технологических схем термомеханической прокатки / Д. А. Рингинен [и др] // Проблемы черной металлурги и материаловедения. №3. 2014. C.28- 37.

112. Development and Industrial Applying on Rolling Mill 5000 of the Model of Austenite Grain Size Evolution in Nb-Microalloyed Steels / A.Chastukhin [et al.] // Materials Science Forum. №879. 2017. P. 312-317.

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

114. Эволюция аустенитной структуры при производстве рулонного проката из трубных сталей на литейно-прокатных комплексах различных конфигураций / А.В. Мунтин [и др] // Металлург. 2019. №3. C.43-53

115. Ojha.S. Processing of Microalloyed Steels by CSP Process // SimPro'08, India/Ranchi. 2008. P.435-441

116. Optimization of Rolling Conditions in Nb Microalloyed Steel Processed by Thin Slab Casting and Direct Rolling Route:Processing Maps / P. Uranga [et al.] // Material Science Forum, 2005. Vol 500/501. P. 245-252.

117. А. Пигани, П. Бобиг, М. Найтс. Универсальный тонкослябовый литейно-прокатный агрегат на комбинате компании SHOUGANG // Черные металлы. 2019. №7. C.26-29

118. Микролегирование хладостойких трубных сталей для производства рулонного проката на литейно-прокатном комплексе / А.В. Червонный [и др] // Сталь. 2015. №9. С.56-61.

119. Влияние легирования молибденом и хромом на структуру и свойства малоуглеродистой трубной стали / М.А. Ткачук [и др] // Металлург, 2019, №10, С. 42-50.

120. Bunge H.J. Zur Darstellung allgemeiner Texturen // Zeitschrift fur metallkunde. 1965. 56. P.872-874

121. Ray R.K., Jonas J.J. Transformation textures in steels // International Materials Reviews. 1990. Vol. 35, № 1. P.1-36.

122. Jonas J.J. Transformation textures associated with steel processing // Proceedings of the International Conference on Microstructure and texture in steels and other materials. India, 2008. P.3-17.

123. Misra R.D.K., Anderson J.P. Transformation textures in new ultrahigh strength hot rolled microalloyed steel // Materials Science and technology. 2001. Vol. 17. P.116-118

124. Bragin S., Rimnac A., Linzer B. High strength steel production. A comparison of different production routes // 10th International Rolling Conference and the 7th European Rolling Conference, 2016. Graz / Austria. P.697-708.