Закономерности процессов рекристаллизации аустенита и совершенствование технологии контролируемой прокатки микролегированных трубных сталей повышенной хладостойкости тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Частухин, Андрей Владимирович

• Частухин, Андрей Владимирович
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Частухин, Андрей Владимирович

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1. Нагрев и черновая прокатка при производстве листов из микролегированных трубных сталей

1.1.1. Нагрев слябов

1.1.2. Черновая стадия прокатки

1.2. Вторичная рекристаллизация аустенитных зерен в ходе нагрева

1.3. Эволюция аустенита в ходе горячей прокатки

Заключение по главе

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы для исследования

2.2. Методы лабораторных исследований

2.2.1. Исследование аномального роста зерен в ходе нагрева

2.2.2. Исследование кинетики процессов структурообразования аустенита при горячей деформации

2.2.3. Испытания на лабораторном прокатном стане

2.2.4. Определение механических свойств

2.3. Изучение структуры стали

2.3.1. Оптическая микроскопия

2.3.2. Электронная микроскопия

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ВТОРИЧНОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ АУСТЕНИТНЫХ ЗЕРЕН В ХОДЕ НАГРЕВА МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ НИОБИЕМ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ

3.1. Исследование условий развития вторичной рекристаллизации зерен в сталях различного химического состава

3.2. Исследование частиц карбонитридных фаз микролегирующих элементов

3.3. Расчет равновесной температуры растворения карбонитрида ниобия

3.4. Разработка модели для определения параметров нагрева слябов из микролегированных ниобием сталей

3.5. Влияние бора на формирование аустенитной структуры в ходе нагрева и выдержки

Заключение по главе

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ И СОЗДАНИЕ МОДЕЛИ ЭВОЛЮЦИИ СРЕДНЕГО РАЗМЕРА АУСТЕНИТНЫХ ЗЕРЕН В ХОДЕ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКИ

4.1. Разработка моделей критической степени деформации и кинетики динамической рекристаллизации

4.1.1. Критическая степень деформации

4.1.2. Кинетика динамической рекристаллизации

4.2. Разработка моделей кинетики статической и метадинамической рекристаллизации

4.2.1. Кинетика статической рекристаллизации

4.2.2. Кинетика метадинамической рекристаллизации

4.3. Разработка модели для расчета среднего размера рекристаллизованных зерен

4.4. Исследование собирательной рекристаллизации аустенита

4.5. Синтез комплексной модели эволюции аустенитной структуры в ходе горячей деформации

4.4. Подтверждение точности результатов расчета модели

4.4.1. Подтверждение точности результатов расчета модели при помощи испытаний в комплексе 01ееЫе

4.4.2. Подтверждение точности результатов расчета модели при помощи прокатки на лабораторном стане

Заключение по главе

ГЛАВА 5. РАЗРАБОТКА И СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ РЕЖИМОВ ЧЕРНОВОЙ ПРОКАТКИ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ НА СТАНЕ 5000

5.1. Особенности процессов структурообразования в ходе черновой прокатки на стане 5000

5.2. Разработка схем черновой прокатки микролегированных трубных сталей в условиях стана 5000

5.3. Применение результатов исследований в промышленных условиях

5.3.1. Применение модели для расчета параметров режима нагрева слябов в печи

5.3.2. Применение модели расчета эволюции аустенитной структуры для корректировки режимов горячей прокатки

5.3.3. Применение новой схемы черновой стадии прокатки

5.3.4. Применение моделей эволюции аустенитной структуры при разработке и освоении новых видов продукции

Заключение по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ А. АЛГОРИТМ РАСЧЕТА ТЕМПЕРАТУРНО-ДЕФОРМАЦИОННЫХ ПАРАМЕТРОВ ПО ДЛИНЕ КЛИНОВИДНОЙ ЗАГОТОВКИ В ХОДЕ ПРОКАТКИ НА ЛАБОРАТОРНОМ СТАНЕ

ПРИЛОЖЕНИЕ Б. АКТ О ВНЕДРЕНИИ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИХ И ОПЫТНО-КОНСТРУКТОРСКИХ РАЗРАБОТОК

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности процессов рекристаллизации аустенита и совершенствование технологии контролируемой прокатки микролегированных трубных сталей повышенной хладостойкости»

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время в России планируется и осуществляется строительство нескольких масштабных магистральных трубопроводов: «Nord Stream-2», «Сила Сибири», «Бованенково-Ухта-2» и «Южный поток». Технология производства проката для труб таких проектов требует целенаправленного управления структурообразованием на всех стадиях: при нагреве слябов, в ходе черновой, чистовой прокатки и на стадии регламентированного охлаждения для создания режимов термомеханической контролируемой прокатки (ТМКП), позволяющих достичь высоких и стабильных свойств, с высоким выходом годного.

Наибольший вклад в развитие и внедрение в промышленность технологии ТМКП низколегированных сталей внесли труды Д.А. Литвиненко, С.А. Голованенко, М.Л. Бернштейна, Ю.И. Матросова, Л.И. Эфрона, Ю.Д. Морозова, Дж. Джонаса, С. Селларса и других ученых.

Анализ показывает, что нередко в структуре проката наблюдаются крупные бейнитные колонии, образовавшиеся из зерен аустенита большого размера, несмотря на то, что ускоренное охлаждение листов значительно повышает дисперсность структуры. В таких случаях можно наблюдать нестабильность или недостаточный уровень вязкостных свойств. Это говорит о том, что вопрос об управлении механизмами формирования аустенитной структуры в ходе ТМКП -при нагреве слябов и черновой стадии прокатки, до настоящего времени остается открытым.

Таким образом актуальность данной работы обусловлена необходимостью исследования и создания моделей процессов структурообразования, применимых для широкого диапазона химических составов современных трубных сталей и позволяющих разрабатывать технологию на основе управления кинетикой рекристаллизации, размером и однородностью зерен аустенита, которые обеспечат создание в прокате дисперсной и однородной конечной структуры, гарантирующей высокий уровень и стабильность вязкостных свойств при низких температурах эксплуатации.

Целью диссертационной работы является определение закономерностей формирования структуры аустенита сталей для труб большого диаметра системы легирования 0,04-0,09 % C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb-Ti категорий прочности от Х60 до Х120 и разработка на их основе моделей и программных инструментов для создания и совершенствования режимов нагрева и деформации, направленных на повышение вязкостных свойств и хладостойкости за счет формирования дисперсной и однородной зеренной структуры аустенита.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Провести исследования изменения зеренной структуры аустенита в ходе нагрева и

выдержки металла непрерывнолитых слябов толщиной более 300 мм из

микролегированных трубных сталей категорий прочности от Х60 до Х120. Определить температурно-временные условия развития вторичной рекристаллизации зерен в сталях с различным содержанием легирующих элементов.

2. Исследовать характер распределения, форму и размеры дисперсных частиц карбонитридных фаз в слябах из исследуемых сталей и выявить механизм, инициирующий начало вторичной рекристаллизации аустенита при нагреве и выдержке. Установить зависимость условий развития вторичной рекристаллизации от содержания легирующих элементов в стали и разработать модель для расчета по химическому составу стали допустимых параметров нагрева слябов без образования разнозернистой структуры.

3. Экспериментально исследовать кинетику рекристаллизации и формирование структуры аустенита в ходе горячей прокатки с различными температурно-деформационными условиями в промышленных трубных сталях с широким интервалом содержания легирующих элементов. Создать модели процессов структурообразования аустенита и изучить их взаимосвязь в ходе многократной деформации. Определить влияние химического состава стали на кинетику рекристаллизации.

4. Выявить особенности формирования структуры аустенита исследуемых сталей при нагреве и черновой стадии прокатки и разработать на этой основе новые и усовершенствованные схемы ТМКП, обеспечивающие формирование мелкого и однородного зерна аустенита.

5. Создать программные инструменты для совершенствования режимов ТМКП широкого спектра трубных сталей с возможностью учета колебания химического состава.

6. Опробовать и внедрить в промышленных условиях оптимизированные режимы нагрева и прокатки с целью повышения уровня и стабильности ударной вязкости и доли вязкой составляющей при испытании падающим грузом продукции различного сортамента.

Объектом исследования служили микролегированные трубные стали системы 0,04-0,09 % С-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb-Ti, соответствующие категориям прочности от Х60 до Х120.

Предметом исследования являлись изменение аустенитной структуры непрерывнолитых слябов толщиной более 300 мм при нагреве и выдержке в печи и процессы рекристаллизации аустенита в ходе горячей прокатки.

В диссертации получены следующие результаты, характеризующиеся научной новизной:

1. Для трубных сталей системы легирования 0,04-0,09 % С-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb-Ti (соответствующих категориям прочности от Х60 до Х120) построены карты структурных

состояний, отражающие температурно-временную зависимость условий развития вторичной рекристаллизации, с выделением областей однородной мелкозернистой (средний размер зерен до 100 мкм) и разнозернистой (наличие отдельных зерен размерами от 1 до 6 мм в мелкозернистой матрице) структуры аустенита. Показано, что изменение содержания легирующих элементов в исследуемом диапазоне приводит к смещению температуры формирования разнозернистой структуры до 50 °С.

2. Экспериментально установлено, что при нагреве слябов толщиной более 300 мм формирование разнозернистой аустенитной структуры совпадает с растворением дисперсных (5^20 нм) частиц Nb(C,N). В исследуемом диапазоне температуры нагрева 1080^1250 °С и времени выдержки 30^420 мин для развития вторичной рекристаллизации необходим перегрев AT выше равновесной температуры растворения карбонитрида ниобия TNb(c,N), который обратно зависит от значения TNb(c,N) и времени выдержки выше этой температуры.

3. Для двадцати современных трубных сталей впервые созданы феноменологические модели, описывающие кинетику динамической, метадинамической, статической рекристаллизации и размер рекристаллизованного зерна аустенита.

4. В диапазоне температур 950^1150 °С, степени 0,05^0,7 и скорости деформации 0,1^10 с-1 для исследуемых сталей установлена линейная зависимость логарифма t50 (времени 50 % статической рекристаллизации) от равновесной температуры TNb(c,N), характеризующей комплексное влияние содержания легирующих элементов в стали на процессы рекристаллизации.

5. Показано, что при режимах прокатки, реализуемых на толстолистовом стане в случае полной рекристаллизации между проходами возможно как уменьшение, так и увеличение размера зерна аустенита по сравнению с исходным. Построены диаграммы преобразования размера рекристаллизованного зерна аустенита (dRX) от размера исходных зерен (d0) и степени деформации (е) при различных температурах (Td) с выделением линии равных размеров dRX = d0, определяющей минимальную степень деформации для измельчения зеренной структуры, описываемой зависимостью: s = exp (0,0064 • T -1,1 ■ ln da - 4,85).

Практическая значимость и реализация результатов работы. Созданы и внедрены программные инструменты Slab Heating Homogeneity Model и Hot Rolling Recrystallization Model, которые позволили оптимизировать существующие и создать новые технологии ТМКП, обеспечивающие формирование дисперсной и однородной структуры, а также высокие и

стабильные вязкостные свойства проката. На стане 5000 АО «ВМЗ» внедрены новые технологические решения:

• оптимизированы режимы нагрева сталей классов прочности К48-К60, в результате чего снижена доля проката с неудовлетворительными результатами по результатам испытаний падающим грузом и ударной вязкости с 2,25 % до 0,1 %.

• скорректирован режим черновой прокатки листов толщиной 21,6 мм класса прочности К60, что позволило увеличить уровень результатов испытаний падающим грузом и ударной вязкости при -20 °С.

• разработана новая схема черновой прокатки листов толщиной 39 мм категории прочности Х65 для проекта «Южный Поток», обеспечившая повышенную хладостойкость;

• разработана новая схема ТМКП и произведены промышленные партии проката и труб 0 720-1020 мм классов прочности К48-К52 повышенной хладостойкости и стойкости к сероводородному растрескиванию.

• по скорректированной технологии произведено более 2,8 млн. тонн проката различного сортамента, полученный экономический эффект превысил 900 млн. руб.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов, списка литературы из 154 наименований.

Первая глава представляет собой литературный обзор и анализ результатов опубликованных исследований влияния нагрева слябов на формирование аустенитной структуры, изменения зеренной структуры аустенита в ходе горячей деформации микролегированных сталей и существующих комплексных моделей эволюции аустенита.

Вторая глава посвящена обоснованию выбора материала исследования и описанию методик исследования. Для исследования выбраны двадцать трубных сталей промышленного производства, которые отличаются схемой легирования и различным содержанием химических элементов, что позволило изучить влияние наличия и концентрации отдельных элементов на исследуемые процессы структурообразования. Исследования проводили с помощью лабораторной печи с контролируемой атмосферой, имитационного комплекса Gleeble 3800, лабораторного стана ДУО 300, программных комплексов Thermo-Calc, Hot Strip Recrystallization Model, оптической и электронной микроскопии.

В третьей главе исследовано изменение температурно-временной зависимости начала вторичной рекристаллизации аустенитных зерен в ходе нагрева слябов. Показано, что при увеличении времени выдержки в томильной зоне печи значительно увеличивается разброс результатов ИП1 и испытаний на ударную вязкость при пониженных температурах. Таким

образом, для достижения стабильных вязкостных свойств в прокате при назначении режима нагрева слябов из микролегированных трубных сталей недостаточно руководствоваться лишь температурой нагрева, но также следует учитывать влияние продолжительности выдержки сляба в томильной зоне печи на формирование структуры и структурно-чувствительных свойств.

Впервые проведено экспериментальное исследование условий развития вторичной рекристаллизации аустенитных зерен для микролегированных сталей различного химического состава. По результатам исследований образцов, нагретых до 1080^1250 °С с выдержкой в течение 30^190 минут и закаленных в воду, установлено, что в зависимости от температурно-временных параметров нагрева аустенитная структура микролегированных ниобием сталей может состоять как из однородных относительно мелких зерен, так и содержать аномально крупные зерна размером до нескольких миллиметров, располагающихся в мелкозернистой матрице. В осях Температура нагрева - Время выдержки построены карты структурных состояний с разделением областей мелкозернистой и разнозернистой структуры аустенита. Показано, что изменение содержания легирующих элементов в исследуемом интервале приводит к смещению температуры формирования разнозернистой структуры до 50 °С.

Исследование образцов с различным типом аустенитной структуры при помощи электронной микроскопии показал, что вторичная рекристаллизация зерен в металле непрерывнолитых слябов толщиной более 300 мм происходит в результате растворения дисперсных (5^20 нм) частиц на фоне отсутствия в исследуемом металле дисперсных

частиц фазы При помощи программы ^егто-Са1с выведена зависимость равновесной температуры растворения карбонитридов ниобия Тм(С,м) от содержания легирующих элементов в исследуемом интервале.

Показано, что для растворения дисперсных частиц карбонитрида ниобия и развития вторичной рекристаллизации необходим перегрев АТвыше Тщс^), который обратно зависит от значения Тмъ(с,ы) и времени выдержки выше этой температуры. Выведена зависимость величины АТ от химического состава стали при различных температурно-временных условиях нагрева.

Четвертая глава посвящена исследованию процессов рекристаллизации при горячей прокатки (динамической, метадинамической, статической) и созданию модели эволюции среднего размера зерен и однородности зеренной структуры аустенита исследуемых сталей.

Описаны реализованные усовершенствования методики испытаний и обработки данных (термообработка образцов для растворения частиц карбонитридных фаз перед испытанием, предварительная деформация (е = 0,1; е = 1 с-1) с выдержкой для формирования исходной однородной структуры и устранение случайных колебаний предела текучести), которые

позволили достигнуть высокой точности описания экспериментальных данных с коэффициентов детерминации Я а$ > 0,94.

Экспериментально исследована кинетика рекристаллизации аустенита двадцати современных микролегированных трубных сталей. Созданы феноменологические модели исследуемых процессов структурообразования в диапазоне температур Тё = 950^1150 °С, степени е = 0,05^0,7, скорости деформации е = 0,1^10 с-1 и исходного размера зерен ё0 от 43 до 200 мкм. Установлено, что необходимое количество зародышей новых зерен для исчезновения инкубационного периода и перехода от статической к метадинамической рекристаллизации достигается при степени динамической рекристаллизации выше 10 %. Показано, что в исследуемом диапазоне степени деформации кинетика статической и метадинамической рекристаллизации может быть описана общим уравнением, а размер рекристаллизованных зерен не зависит от типа последеформационной рекристаллизации.

Установлена линейная зависимость логарифма времени t50 от равновесной температуры Тм(С,м), характеризующей комплексное влияние содержания легирующих элементов в стали. Показано, что наряду с повышением содержания ниобия кинетика рекристаллизации существенно замедляется при увеличении содержания углерода, повышающего температуру Тщсу), и отклонения отношения от стехиометрического значения.

Разработан оригинальный алгоритм комплексной модели рекристаллизации, среднего размера аустенитных зерен и оценки однородности структуры при многократной горячей деформации. Алгоритм учитывает развитие динамической рекристаллизации, переход от статической к метадинамической рекристаллизации, разделение металла на рекристаллизованные и нерекристаллизованные объемы, с различными значениями остаточной деформации и среднего размера зерен, и влияние на процессы структурообразования непрерывного охлаждения. Комплексная модель позволяет рассчитать параметры структуры аустенита для всех исследованных сталей и пополнять базы данных при изучении новых сталей. Установленная зависимость кинетики рекристаллизации от содержания легирующих элементов дает возможность учитывать колебания химического состава сталей от плавки к плавке.

В пятой главе описаны особенности формирования структур аустенита при горячей прокатке толстых листов в условиях стана 5000, разработаны новые схемы ТМКП и приведены примеры использования полученных результатов в промышленности на стане 5000 АО «Выксунский металлургический завод».

Установлены и экспериментально подтверждены следующие особенности формирования структуры:

• при режимах деформации, реализуемых на толстолистовом стане, в случае полной рекристаллизации между проходами возможно увеличение размера аустенитных зерен по сравнению с исходным. Построены диаграммы преобразования зерен в зависимости от степени деформации и исходного размера зерен при различных температурах с выделением линии равных размеров йрх = определяющей минимальную степень деформации для измельчения структуры, которая описывается зависимостью: е = ехр (0,0064 • Га -1,1 • 1п ао - 4,85);

• полная рекристаллизация (даже без измельчения зерна) позволяет повысить однородность размеров зерен в сравнении с частичной;

• показана эффективность чередования проходов с малыми 8 ~ 0,04 (отсутствие рекристаллизации) и большими 8 ~ 0,10, обеспечивающими с учетом остаточных деформаций полную рекристаллизацию с измельчением зерна после каждого второго прохода;

• вторая стадия черновой прокатки при пониженной температуре (~ 950 °С) обеспечивает дополнительное измельчение зерен за счет формирования большого числа зародышей рекристаллизации.

Описано внедрение новых моделей для создания новых и корректировки существующих режимов нагрева и черновой прокатки на стане 5000. Показано снижение доли проката классов прочности К48-К60 с неудовлетворительными результатами испытаний падающим грузом и ударной вязкости в результате оптимизации режима нагрева слябов, повышение уровня вязкостных свойств при пониженных температурах испытания после применения скорректированного режима деформации листов толщиной 21,6 мм класса прочности К60 и использования новой схемы черновой прокатки для листов 39 мм категории прочности Х65, достижение особого комплекса свойств с требованиями по хладостойкости и стойкости к сероводородному растрескиванию по новой технологии ТМКП. По представленной работе на защиту выносятся:

1. Установленные условия начала вторичной рекристаллизации аустенитных зерен в ходе исследуемого диапазона температуры нагрева и времени выдержки для микролегированных ниобием трубных сталей.

2. Выявленная обратная зависимость перегрева выше равновесной температуры растворения карбонитридов ниобия, необходимого для развития вторичной рекристаллизации зерен от равновесной температуры и от времени выдержки выше этой температуры.

3. Созданные модели процессов, протекающих при нагреве микролегированных трубных сталей, феноменологические модели критической степени деформации динамической рекристаллизации, кинетики динамической, метадинамической, статической рекристаллизации и среднего размера рекристаллизованных аустенитных зерен.

4. Установленная зависимость изменения кинетики статической рекристаллизации стали при колебании химического состава стали.

5. Разработанная комплексная модель кинетики рекристаллизации, изменения среднего размера и однородности аустенитных зерен в ходе многопроходной горячей прокатки.

6. Установленные закономерности формирования аустенитной структуры в ходе горячей прокатки толстых листов: недостаточность полного протекания рекристаллизации между проходами для измельчения аустенитных зерен, условия деформации для измельчения зерен.

7. Предложенные схемы черновой прокатки с использованием остаточных напряжений и с дополнительной стадией черновой прокатки при пониженной температуре. Результаты внедрения предложенных технологических решений в производство листового проката в условиях стана 5000 АО «ВМЗ».

Автор выражает глубокую благодарность и признательность научному руководителю, доктору технических наук Л.И. Эфрону за помощь, оказанную при определении направлений исследований, ценные теоретические и методические советы. Автор благодарит сотрудников Инженерно-технологического центра АО «ВМЗ» Д.А. Рингинена, Г.Е. Хадеева, Д.С. Астафьева, С.В. Головина, М.Ю. Соколову, а также сотрудников ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» центра сталей для труб и сварных конструкций М.Ю. Матросова, А.А. Кичкину и отдела тонких структурных исследований И.В. Лясоцкого, Д.Л. Дьяконова за помощь в проведении экспериментов и исследований по диссертационной работе.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

Разработка высокопрочных низколегированных сталей для строительства магистральных трубопроводов является результатом многочисленных систематических исследований в области металловедения. Эволюция составов трубных сталей и способов их обработки отражает неуклонное ужесточение требований к комплексу механических свойств, определяющих надежность конструкций трубопровода.

Многолетний опыт металлургов показал, что основными мировыми тенденциями развития технологии производства сталей для нефте- и газопроводных труб заключается в снижении содержания углерода, повышении степени чистоты металла по вредным примесям, микролегировании, применении ТПКП и отказе от термической обработки [1, 2].

Термомеханическая контролируемая прокатка - наиболее современный и эффективный способ достижения заданных свойств в трубном прокате, в основе которого лежит разработка технологии производства продукции, учитывающей взаимосвязь химический состав ^ параметры обработки ^ формирование структуры ^ свойства.

Принимая во внимание высокую конкуренцию на рынке производителей листового проката для труб и высокие требования к свойствам стали, обеспечивающимся структурой, единственно возможным способом создания новых сталей является разработка специальных режимов ТМКП, позволяющих достигать качественного повышения свойств без существенного повышения уровня легирования. Именно в этом направлении исторически происходило развитие высокопрочных трубных сталей.

Начало использования горячекатаного листа из микролегированной стали относится к концу 1950-х годов. До начала 60-х годов высокопрочный лист получали в основном путем нормализации высокоуглеродистых сталей, и высокопрочными считались стали на уровне категории прочности Х52. В 70-х годах ХХ века горячую прокатку с последующей нормализацией заменили контролируемой прокаткой (КП) с охлаждением на воздухе. При применении сталей, микролегированных ниобием и ванадием, с одновременным уменьшением содержания углерода таким путем удалось получить стали до класса прочности Х70 [3]. В 80-х годах за рубежом было применено оборудование для ускоренного охлаждения после прокатки. Благодаря этому и при использовании сталей с еще меньшим содержанием углерода стало возможным получение высокопрочных марок сталей до категории прочности Х80 с отличной свариваемостью [4]. Путем исследования свойств и связей микроструктуры с механическими свойствами удалось получить в промышленных условиях марки стали до класса прочности Х100, отличающихся уникальным комплексом свойств, высокой прочностью в сочетании с высокой вязкостью и трещиностойкостью [5].

Совершенствование конструкционных сталей для труб большого диаметра связано с все возрастающими требованиями к ним, обусловленными расширением районов эксплуатации трубопроводов и ужесточением условий их работы. Разработка принципов легирования и технологии производства листовой стали для труб следовала за требованиями потребителей в отношении увеличения пропускной способности трубопроводов и повышения их надежности при работе в суровых климатических условиях и при условии экономичности производства. Поэтому одной из главнейших задач металловедов была разработка новых сталей, которые одновременно гарантируют как более высокую прочность, так и лучшую вязкость и повышенную пластичность для удовлетворения требований эффективной службы современных трубопроводов [6].

В течение последних 30 лет в области разработки высокопрочных низколегированных трубных сталей достигнуты значительные успехи, обусловленные использованием найденных связей микроструктуры со свойствами. В последнее время много внимания уделяется факторам, которые обеспечивают пластичность, вязкость и деформируемость, особенно в стали с феррито-бейнитной структурой, представляющих собой наиболее распространенную разновидность сталей рассматриваемого типа [7].

Технология изготовления труб и условия эксплуатации магистральных газопроводов существенно влияют на их сопротивление разрушению. Оптимальные свойства могут быть получены путем хорошо сбалансированного легирования, включающего микролегирующие элементы V и которые образуют дисперсионно распределенные карбиды или нитриды, и элементы, снижающие температуру у^а превращения, а также в результате таких технологических режимов производства, как нормализация, контролируемая прокатка и/или ускоренное охлаждение.

Более глубокие знания взаимосвязи технология ^ микроструктура ^ свойства стали способствовали дальнейшему совершенствованию трубных сталей и технологии их производства. Обеспеченный улучшенной технологией производства стали с узким разбросом химического состава и малым содержанием серы, а также компьютерным контролем всего технологического процесса интервал разброса механических свойств проката был существенно сужен, а значимая величина была сдвинута в сторону более высокого уровня (рисунок 1.1).

В последние годы уделяют большое внимание проблеме разработки сталей категорий прочности Х100 и Х120 [8-10]. Целью создания подобных сталей является получение экономического эффекта за счет уменьшения толщины стенки трубопровода при повышенном рабочем давлении газа (рисунок 1.2). Сочетание прочности и необходимой вязкости для этих

сталей может быть достигнуто благодаря получению дисперсной микроструктуры бейнитного типа.

Рисунок 1.1. Периоды развития высокопрочных трубопроводов: ТМП термомеханическая прокатка; Н - нормализация

Толщина стснки трубы

Рисунок 1.2. Экономический эффект использования высокопрочных сталей Получение бейнитной структуры достигается за счет легирования марганцем, молибденом или другими химическими элементами, способствующими формированию бейнита (хром, никель, медь) и легирования бором, существенно увеличивающим прокаливаемость. Все предлагаемые системы легирования содержат добавки ниобия и титана, иногда в сочетании с ванадием.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Частухин, Андрей Владимирович, 2017 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Матросов Ю.И. Структура и свойства низколегированных сталей после контролируемой прокатки // Металловедение и термическая обработка металлов. №12 - 1975 - стр. 2-11.

2. Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И. и др. Контролируемая прокатка. М.: Металлургия, 1979 г. - 184 с.

3. Pickering F.B. High-Strength, Low-Alloy Steels - A Decade of Progress. In: Symp. Microalloying 75, Washington, 1975, Oct. 3 p.

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

5. Ю.И. Матросов, Ю.Д. Морозов, А.С. Болотов, Ф. Хайстеркамп, К. Хулка, П. Петерс. Разработка и технологический процесс производства трубных сталей в XXI веке // Металловедение и термическая обработка. М., 2001. №4. С.58-61.

6. К. Хулка, П. Петерс, Ф. Хайстеркамп. Тенденции разработки сталей для труб большого диаметра //Сталь. №10. М.:СП «Интермет Инжиниринг». 1997. С.62-67.

7. Л.И. Эфрон, Н.П. Мельник, И.В. Ганошенко, В.В. Володарский. Разработка технологии прокатки толстых листов из низколегированных сталей на основе моделирования процессов формирования структуры//Металлург. М., 2001. №10. С.47-49.

8. С.А. Голованенко, Ю.И. Матросов. Высокопрочные стали для магистральных газопроводных труб // МиТОМ. - Москва, 1977. - №10. - С. 29-35.

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

10. В.Д. Таран, П.П. Скугорова. Основные типы и марки сталей для газо- и нефтепроводов. Сооружение газопроводов и конструкций. // М.: сб. трудов ВНИИСТ, 1967. - вып. 65. - С. 2430.

11. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1986 г. - 544 стр.

12. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. - М.: Металлургия, 1973 г. - 208 с.

13. Берштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. - М.: Металлургия, 1983 г. - 480 с.

14. Эфрон Л.И. Металловедение в «большой» металлургии. Трубные стали. - М.: Металлургиздат, 2012 г. - 696 с.

15. Погоржельский В.И., Чистяков Ю.И., Утевский Л.М. и др. Влияние температуры аустенитизации на структуру низколегированной стали после контролируемой прокатки // Изв. АН СССР. Металлы - №5 - 1980 - 105-107 с.

16. Полухин П.И., Клименко В.М., Полухин В.П. и др. Прокатка толстых листов. - М.: Металлургия, 1984. - 288 с.

17. Беняковский М.А., Богоявленский К.Н., Виткин А.И. и др. Технология прокатного производства: Справочник. В 2-х книгах. Кн. 2. М.: Металлургия, 1991 - 423 с.

18. Быков В.В., Франценюк И.В. Выбор режимов нагрева металла. М.: Металлургия, 1980 - 246 с.

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

20. Pastrnak Z. Rizene valcovani pasu pro velkoprumerove trubky se svaren ve sroubovici // Hutnik -Vol. 36 - №1 - 1986 - 24-30 pp.

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

22. 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.

23. Матросов Ю.И. Механизмы влияния микродобавок ванадия, ниобия и титана на структуру и свойства малоперлитных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов - №11 - 1984 г. - стр. 13-22.

24. Нагасуги Х., Матсуда Х., Тамехиро Х. Сверхнизкоуглеродистые бейнитные стали для трубопроводов. // Стали для газопроводных труб и фитингов. Труды конференции. Под ред. Рудченко. М.: Металлургия, 1985. - 480 с.

25. Кулен А., Карон Ф., Леклерк Д. Совершенствование технологических процессов фирмой «Usinor» для обеспечения новых требований к магистральным трубопроводам // Стали для газопроводных труб и фитингов. Труды конференции. Под ред. Рудченко. М.: Металлургия, 1985. - 480 с.

26. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Салганик В.М. Основные структурные факторы упрочнения низкоуглеродистых низколегированных трубных сталей после контролируемой прокатки // Металловедение и термическая обработка металлов - 2009 г. - №1 - стр. 41-45

27. Вернер Р. Измельчение зерна при горячей деформации // Черные металлы - 1969 г. -№17 -стр. 34-44

28. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. - М.: МИСиС, 2005 г. - 432 стр.

29. Кан Р.У., Хаазен П. Физическое металловедение. М.: Металлургия, 1987 г. - 663 с.

30. Новиков В.Ю., Вторичная рекристаллизация. - М.: Металлургия, 1990 г. - 129 стр.

31. Морозов Ю.Д. и др. Повышение хладостойкости стали 09Г2С// Сталь. 1994. № 12. С. 54-59.

32. Матросов Ю.И. Влияние условий контролируемой прокатки на структурные превращения и свойства малоперлитных сталей // Сталь. 1985. № 2. С. 68-72.

33. Погоржельский В.И. Контролируемая прокатка непрерывнолитого металла. М.: Металлургия, 1986 г. - 151 с.

34. Tanaka Т., Funakoshi Т., Veda M. et. al. Microalloying'75. Proc. Int. Symp. Union Carbide Corp. New York. 1977. P. 399-408.

35. Pastrnak Z., Wozniak J. Rizene valcovni mikrolegovnych oceli a moznosti aplikace v CS valcovani // Hutnicke aktuality. 1984. Vol. 25.

36. Paules J.R. Practical considerations in microalloying with vanadium, niobium, or titanium // Microalloyed Vanadium Steels. Proceedings of the International Symposium, Cracow, 1990, 19-32 pp.

37. Счастливцев В.М., Яковлева И.Л., Салганик В.М. Основные структурные факторы упрочнения низкоуглеродистых низколегированных трубных сталей после контролируемой прокатки // Металловедение и термическая обработка металлов - 2009 г. - №1 - стр. 41-45

38. Palmiere E. J. Suppression of Recrystallization during the Hot Deformation of Microalloyed Austenite. PhD Thesis, University of Pittsburgh, 1991.

39. Palmiere E. J. et al. The Influence of Niobium Supersaturation in Austenite on The Static Recrystallization Behavior of Low Carbon Microalloyed Steels // Metall. Trans., 27A (4) (1996), 951.

40. Kwon O. and DeArdo A. J. Interactions Between Recrystallization and Precipitation in Hot-Deformed Microalloyed Steels // Acta Met., 39 (1991), 529.

41. Cuddy L. J. The Effect of Microalloy Concentration on the Recrystallization of Austenite During Hot Deformation // Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite. Warrendale, PA: TMS-AIME, 1984. P. 129-140.

42. 42. Yamamoto S., Ouchi C., Osuka T. The Effect of Microalloying Elements on the Recovery and Recrystallization in Deformed Austenite // Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite ed. A.J. DeArdo, G.A. Ratz and P.J. Wray (Pittsburgh, PA: The Metallurgical Society of AIME, 1982), 613-638.

43. Palmiere E. J. et al., Suppression of Static Recrystallization in Microalloyed Steels by Strain-

Induced Precipitation // Proc. Low Carbon Steels for the Nineties, Warrendale, PA: TMS-AIME, 1993, 121.

44. A.B. Le Bon, L.N. Saint-Martin. Using Laboratory Simulations to Improve Rolling Schedules and Equipment. In: Symp. Microalloying 75, Washington, 1975, Oct. 72-80 p.

45. Tanaka T., Tabata N., Hatomura T. et. al. Three Stages of the Controlled-Rolling Process. In: Symp. Microalloying 75, Washington, 1975, Oct. 102 p.

46. Boratto F., et al. Conf. Proc THERMEC-88, 1988, P. 383-390.

47. Barbosa R., et al. Conf. Proc. Processing, Microstructure and Properties of HSLA Steels,1988, Ed. A.J. DeArdo, (TMS-AIME), P. 51-61.

48. Bodanar R. L., Adebanjo R. O., and Hansen S. S.. 37th MWSP Conf. Proc., ISS, vol. XXXIII, 1996, P.743-757.

49. Siwecki T. Modelling of Microstructure Evolution during Recrystallization Controlled Rolling // ISIJ International - Vol. 32 - №3- 1992 - 368-376 pp.

50. Hodgson P.D., Gibbs R.K. A Mathematical Model to Predict the Mechanical Properties of Hot Rolled C-Mn and Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 32 - №12 - 1992 - 1329-1338 pp.

51. Maccagno T.M., J.J. Jonas, Hodgson P.D. Spreadsheet Modelling of Grain Size Evolution during Rod Rolling // ISIJ International, Vol. 36, №6 - 1996 - 720-728 pp.

52. Sarkar S., Moreau A., Militzer M. Evolution of Austenite Recrystallization and Grain Growth Using Laser Ultrasonics // Metallurgical and Materials Transactions A - Vol. 39A - 2008 - 897907 pp.

53. Хесснер Ф. Рекристаллизация металлических материалов. - М.: Металлургия, 1982 г., - 352 стр.

54. Pickering F.B. Titanium nitride technology // Microalloyed Vanadium Steels. Proceedings of the International Symposium, Cracow, 1990, 79-104 pp.

55. Chapa M., Medina S.F., Lopez V., Fernandez B. Influence of Al and Nb on Optimum Ti/N Ratio in Controlling Austenite Grain Growth at Reheating Temperatures // ISIJ International - Vol. 42 -№11 - 2002 - 1288-1296 pp.

56. Kozasu I., Ouchi C., Sampei T. et. al. Hot Rolling as High-Temperature Thermo-Mechanical Process. In: Symp. Microalloying 75, Washington, 1975, Oct. 102 p.

57. Gladman T., Dulieu D., McIvor I.D. Structure-Property Relationships in High-Strength Microalloyed Steels. In: Symp. Microalloying 75, Washington, 1975, Oct. 25 p.

58. R. Wang, C.I. Garcia, M. Hua, K. Cho, H. Zhang, A.J. DeArdo. Microstructure and Precipitation Behavior of Nb, Ti Complex Microalloyed Steel Produced by Compact Strip Processing // ISIJ International - Vol. 46 - №9 - 2006 - 1345-1353 pp.

59. Medina S.F., Chapa M., Valles P. et al. Influence of Ti and N Contents on Austenite Grain Control and Precipitate Size in Structural Steels // ISIJ International - Vol. 39 - №9 - 1999 - 930-936 pp.

60. Стюарт Г., Бергман Б., Хайстеркамп Ф., Чосси Л. Разработка ниобиевых сталей для магистральных трубопроводов. // Стали для газопроводных труб и фиттингов. Труды конференции. Под ред. Рудченко. М.: Металлургия, 1985. - 480 с.

61. Hoogendoorn T.M. Quantifying in the Effect of Microalloying Elements on Structures During Processing. In: Symp. Microalloying 75, Washington, 1975, Oct. 61 p.

62. Cuddy L.J., Raley J.C. Austenite grain coarsening in microalloyed steels // Metall. trans. 1983, V.14A, №10, p.1989-1995.

63. Militzer M. Computer Simulation of Microstructure Evolution in Low Carbon Sheet Steels // ISIJ International - Vol. 47 - №1 - 2007 - 1-15 pp.

64. Farrugia D.C.J. Microstructure Modelling in Long Products // Modelling of Steel Microstructural Evolution During Thermomechanical Treatment - 1997 - 125-142 pp.

65. Pereda B. Rodriguez-Ibabe J.M., Lopez B. Improved Model of Kinetics of Strain Induced Precipitation and Microstructure Evolution of Nb Microalloyed Steels during Multipass Rolling // ISIJ International - Vol. 48 - №10 - 2008 - 1457-1466 pp.

66. Brown A.A., Bammann D.J. Validation of a model for static and dynamic recrystallization in metals // International Journal of Plasticity - Vol. 32 - №33 - 2012 - 17-35 pp.

67. Васильев А.А., Соколов С.Ф., Колбасников Н.Г., Соколов Д.Ф. О влиянии легирования на энергию активации самодиффузии в у - железе // ФТТ. - 2011- Т.53.- №11. - С. 2086-2093.

68. Васильев А.А., Колбасников Н.Г., Соколов С.Ф., Соколов Д.Ф., Хлусова Е.И. Экспериментальное исследование и моделирование кинетики статической рекристаллизации трубных сталей // Вопросы материаловедения. - 2012. - № 3 (63). - C. 64-74.

69. ChoS.-H., Kang K.-B., Jonas J.J. The Dynamic, Static and Metadynamic Recrystallization of a Nb-microalloyed Steel// ISIJ International - Vol. 41 - №1 - 2001 - 63-69 pp.

70. Beynon J.H., Sellars S.M. Modelling Microstructure and Its Effects during Multipass Hot Rolling // ISIJ International - Vol. 32 - №3 - 1992 - 359-367 pp.

71. Pietrzyk M., Roucoules C.,Hodgson P.D. Modelling the Thermomechanical and Microstructural

Evolution during Rolling of a Nb HSLA Steel// ISIJ International - Vol. 35 - №5 - 1995 - 531-541 pp.

72. Jonas J.J. Effect of Quench and Interpass Time on Dynamic and Static Softening during Hot Rolling // Steel Research International - Vol. 76 - 2005 - 392-398 pp.

73

74

75

76

77

78

79

80

81

82

83

84

85

86

Karjalainen L.P., Somani M.C., Medina S.F. Discrepanciesin the Regression Modelling of Recrystallization Rate as Using the Data from Physical Simulation Tests // ActaMetallurgicaSinica

- Vol. 17- №3 - 2001- 221-228 pp.

Korjalainen L.P., Perttula J. Characteristics of Static and Metadynamic Recrystallization and Strain Accumulation in Hot-deformed Austenite as Revealed by the Stress Relaxation Method // ISIJ International - Vol. 36 - №6 - 1996 - 729-736 pp.

Матросов Ю.И., Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов. М.: Металлургия, 1989 г. - 287 с.

Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М: Металлургия, 1986 г. - 480 стр. Senuma T. Cutting Edge of Mathematical Models for Predicting Microstructures and Mechanical Properties of Steels // ISIJ International - Vol. 52 - №4 - 2012 - 539 p.

ChoS.-H., Kang K.-B., Jonas J.J. Mathematical Modeling of the Recrystallization Kinetics of Nb

Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 41 - №7 - 2001- 766-773 pp.

Hodgson P.D., Zahiri S.H., Whale J.J. The Static and Metadynamic Recrystallization Behavior of

an X60 Nb Microalloyed Steel // ISIJ International - Vol. 44 - №7 - 2004 - 1224-1229 pp.

Fernandez A.I., Uranga P., Lopez B. et al. Static Recrystallization Behavior of a Wide Range of

Austenite Grain Sizes in Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 40- №9 - 2000 - 893-901

pp.

Medina S.F., Mancilla C.E., Hernandez C.A. Static Recrystallization of Hot Deformed Austenite and Induced Precipitation Kinetics in Vanadium Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 34

- №8 - 1994 - 689-696 pp.

Gomez M., Medina S.F., Quispe A. Static Recrystallization and Induced Precipitation in a Low Nb Microalloyed Steel // ISIJ International - Vol. 42 - №4 - 2002 - 423-431 pp. Medina S.F., Lopez V. Static Recrystallization in Austenite and Its Influence on Microstructural Changes in C-Mn Steel and Vanadium Microalloyed Steel at the Hot Strip Mill // ISIJ International

- Vol. 33 - №5 - 1993 - 605-614 pp.

Medina S.F., Mancilla C.E. Static Recrystallization Modelling of Hot Deformed Steels Containing Several Alloying Elements // ISIJ International - Vol. 36 - №8 - 1996 - 1070-1076 pp. Gomez M., Rancel L., Medina S.F. Assessment of Austenite Static Recrystallization and Grain Size Evolution During Multipass Hot Rolling of a Nb-Microalloyed Steel // Met. Mater.Int. - Vol.15 -№4 - 2009 - 689-699 pp.

Dehghan-Manshadi A., Barnett M.R., Hodgson P.D. Recrystallization in AISI 304 austenitic stainless steel during and after hot deformation// Materials Science and Engineering - Vol. 485 -2008 - 664-672 pp.

87. Jiang L., Humphreys A.O., Jonas J.J. Effect of Silicon on the Interaction between Recrystallization and Precipitationin Niobium Microalloyed Steels// ISIJ International - Vol. 44 - №2 - 2004 - 381387 pp.

88. Medina S.F., Mancilla C.E. Influence of Alloying Elements in Solution on Static Recrystallization

Kinetics of Hot Deformed Steels Elements // ISIJ International - Vol. 36 - №8 - 1996 - 1063-1069 pp.

89. Barraclough D.R., Sellars C.M. Static recrystallization and restoration after hot deformation of type 304 stainless steel // Metal Science - Vol.13 - 197 - 257-268 pp.

90. Andrade H.L., Akbenand M.G., Jonas J.J. Effect of molybdenum, niobium, and vanadium on static recovery and recrystallization and on solute strengthening in microalloyed steels // Metallurgical Transactions A - Vol. 14 - 1983 - 1967-1977 pp.

91. Hamada A.S., Somani M.C.,Karjalainen L.P.High Temperature Flow Stress and Recrystallization Behavior of High-Mn TWIP Steels// ISIJ International - Vol. 47 - №6 - 2007 - 907-912 pp.

92. Karjalainen L.P., Perttula J.S. Recrystallization Rates in Austenite Measured by DoubleCompression and Stress Relaxation Methods // Material Science - 14 - 1998 - 626 pp.

93. Sun W.P., Hawbolt E.B. Prediction of the Onset of Static Recrystallization after Hot Deformation// ISIJ International - Vol. 35 - №7 - 1995 - 908-913 pp.

94. Li J., Maccagno T.M., Bai D.Q. Effect of Initial Grain Size on the Static Recrystallization Kinetics of Nb Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 36 - №12 - 1996 - 1479-1485 pp.

95. Elwazri A.M., Essadiqi E., Yue S. The Kinetics of Static Recrystallization in Microalloyed Hypereutectoid Steels // ISIJ International - Vol. 44 - №1 - 2004 - 162-170 pp.

96. Yoshie A., Fujita T., Fujioka M. et al. Formulation the Decrease in Dislocation Density of Deformed Austenite Due to Static Recovery and Recrystallization // ISIJ International - Vol. 36 -№4 - 1996 - 474-480 pp.

97. Sun W.P., Hawbolt E.B. Comparison between Static and Metadynamic Recrystallization-An Application to the Hot Rolling of Steels // ISIJ International - Vol. 37 - №10 - 1997-1000-1009 pp.

98. Karjalainen L.P., Perttula J.S. Xu.Y. and Niu J. Stress Relaxation, a Novel Technique for Measuring the Softening Kinetics in Hot-Deformed Austenite // Physical Simulation of Casting, Hot Rolling and Welding - Tsukuba, Japan - 1997, pp. 231-236.

99. Poliak E.I., Jonas J.J.. Prediction of Interpass Softening from the Strain Hardening Rate Prior to Unloading. // ISIJ International, Vol. 44, №11 - 2004 - pp. 1874-1881.

100. Vervynckt S., Kim Verbeken K., Thibaux P. et al. Austenite Recrystallization-Precipitation Interaction in Niobium Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 49 - №6 - 2009 - 911-920 pp.

101. Stewart G.R., Jonas J.J. Static and Dynamic Strain Aging at High Temperatures in 304 Stainless SteelSteel // ISIJ International - Vol. 44 - №7 - 2004 - 1264-1272 pp.

102. Nakata N., Militzer M. Modeling of Microstructure Evolution during Hot Rolling of a 780 MPa High Strength Steel // ISIJ International - Vol. 45- №1 - 2005 - 82-90 pp.

103. ParkerS. V., BeaverstockR. C., Husain Z. et al. Development of microstructure-based tools for alloy and rolling process design // Luxembourg: Publications Office of the European Union - 2013 - 211 pp.

104. Kim S.I. Lee Y. Byon S.M. Study on constitutive relation of AISI 4140 steel subject to large

strain at elevated temperatures // Journal of Materials Processing Technology - 140 - 2003 - 84-89 pp.

105. Karjalainen L.P., Perttula J.S. Kantanen P. Modelling of Multipass Hot Rolling - Constitutive Equations and Softening Behaviour of Steel, Proc. of the General Workshop on Modelling in Materials Science and Processing, Davos, Switzerland, 29 Sept., 1996, 293- 300 pp.

106. Khoddam S., Hodgson P.D. A comprehensive method to identify the kinetics of static recrystallization using the hot torsion test results with an inverse solution // Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. - Vol. 22 - 2014 - 20 pp.

107. Yanagida A., Yanagimoto J. Formularization of softening fractions and related kinetics for static recrystallization using inverse analysis of double compression test // Mater. Sci. Eng. - Vol. 487 - 2008 - 510-517 pp.

108. Uranga P., Fernandez A.I., Lopez B., Rodriguez-Ibabe J.M. Modeling of Austenite Grain Size Distribution in Nb Microalloyed Steels Processed by Thin Slab Casting and Direct Rolling (TSDR) Route // ISIJ International - Vol. 44 - №8- 2004 - 1416-1425 pp.

109. Hot Strip Mill Model: [Электронный ресурс] // INTEG Process Group Inc. URL: http://www.integpg.com/about/hot-strip-mill-model/.

110. Соколов С.Ф. Исследование и моделирование эволюции микроструктуры и сопротивления деформации сталей при горячей обработке давлением: Автореф. дисс. ... канд. техн. наук: 05.16.05, 05.16.01 - СПб., 2013 - 23 с.

111. Medina H.S., Quispe A. Improved Model for Static Recrystallization Kinetics of Hot Deformed Austenite in Low Alloy and Nb/V Microalloyed Steels // ISIJ International - 2001 - Vol. 41 - №7 -774-781 pp.

112. Nagarajan V., Palmiere E.J., Sellars C.M. New approach for modelling strain induced precipitation of Nb(C,N) in HSLA steels during multipass hot deformation in austenite // Materials Science and Technology - 2009 - Vol. 25 - №9 - 1168-1174 pp.

113. Kalinowska-Ozgowicz E., Kuziak R., Ozgowicz W. Kinetics of the precipitation in austenite HSLA steels // Materials and Technology - 2015 - Vol. 49 - №5 - 673-679 pp.

114. Medina S.F., Quispe A., Gomez M. Model for Strain-Induced Precipitation Kinetics in Microalloyed Steels // Metallurgical and Materials Transactions A - 2014 - Vol. 45 - №3 - 15241539 pp.

115. Erisir E. Strain induced precipitation in microalloyed steels containing Nb, Ti and V// Metal 2012 - Brno, Czech Republic - 2012.

116. Thixomet: [Электронный ресурс] // Thixomet. URL: http://thixomet.ru.

117. Deform 2D: [Электронный ресурс] // Scientific Forming Technologies Corporation. URL: http://www.deform.com.

118. S. Akhlaghi and D.G. Ivey. Precipitation Behavior of a Grade 100 Structural Steel // Canadian Metallurgical Quarterly - Vol. 41 - №1 - 2002 - 111-119 pp.

119. Tamehiro H., Murata M., Habu R. et al. Optimum Chemical Composition and Thermomechanical Processing Condition for Niobium Boron Steel // ISIJ International - Vol. 27 -№2 - 1987 - 132-138 pp.

120. Hong S.G., Kang K.B., Park C.G. Strain-induced precipitation of NbC in Nb and Nb-Ti microalloyed HSLA steels // Scripta Materialia - Vol. 46 - № 2 - 2002 - 163-168 pp.

121. Thermo-Calc: [Электронный ресурс] // Thermo-Calc Software. URL: http://www.thermocalc.com .

122. Бернштейн М.Л. Рахштадт А.Г. Металловедение и термическая обработка стали. Справочник в трех томах. Том II. М.: Металлургия, 1983 г. - 368 стр.

123. Бокштейн Б.С., Копецкий Ч.В., Швиндлерман Л.С. Термодинамика и кинетка границ зерен в металлах. - М: Металлургия, 1986 г. - 224 стр.

124. Luton M.J., Sellars C.M. Dynamic recrystallization in nickel and nickel-iron alloys during high temperature deformation // Acta Metallurgica, Vol. 17, №8 - 1969 - 1033-1043 pp.

125. Poliak E.I. Jonas J.J. Initiation of Dynamic Recrystallization in Constant Strain Rate Hot Deformation // ISIJ International - Vol. 43 - №5 - 2003 - 684-691 pp.

126. Корн Г., Корн Т. Справочник по математике. Для научных работников и инженеров. -М.: Наука, 1973 г. - 832 стр.

127. Nanba S., Kitamura M., Shimada M. et. al. Prediction of Microstructure Distribution in the Through-thickness Direction during and after Hot Rolling in Carbon Steels // ISIJ International, Vol. 32, №3 - 1992 - 377-386 pp.

128. Bianchi J.H., Karjalainen L.P. Modelling of Dynamic and Metadynamic Recrystallization during Bar Rolling of Medium Carbon Spring Steel // Journal of Materials Processing Technology, Vol. 160 - 2005 - 267-277 pp.

129. Guoliang Ji, Fuguo Li, Qinghua Li et al. Research on the dynamic recrystallization kinetics of Aermet100 steel // Materials Science and Engineering A - Vol. 527 - №9 - 2009 - 2350-2355 pp.

130. Jung K.H., Lee H.W., Im Y.T. A microstructure evolution model for numerical prediction of austenite grain size distribution // International Journal of Mechanical Sciences - Vol. 52 - 2010 -1136-1144 pp.

131. Badjena S.K. Dynamic Recrystallization Behavior of Vanadium Micro-alloyed Forging Medium Carbon Steel // ISIJ International - Vol. 54 - №3 - 2014 - 650-656 pp.

132. Najafizadeh A., Jonas J.J. Predicting the Critical Stress for Initiation of Dynamic Recrystallization // ISIJ International, Vol. 46, №11 - 2006 - 1679-1684 pp.

133. Степнов М.Н., Шаврин А.В. Статистические методы обработки результатов механических испытаний. Справочник. М.: Машиностроение, 2005 г. - 399 стр.

134. Sellars C.M., Whiteman J.A. Recrystallization and grain growth in hot rolling // Met. Sci. -Vol. 40 - 1979 - 189-194 pp.

135. Jonas J.J., Quelennec X., Jiany L. The Avrami Kinetics of Dynamic Recrystallization. // Acta Materialia, Vol. 57 - 2009 - pp. 2748-2756.

136. F. Siciliano Jr., K. Minami, T.M. Maccagno. Mathematical Modeling of the Mean Flow Stress, Fractional Softening and Grain Size during the Hot Strip Rolling of C-Mn Steels. // ISIJ International, Vol. 36, №12 - 1996 - pp. 1500-1506.

137. S.F. Medina, C.A. Hernandez. Modelling of the Dynamic Recrystallization of Austenite in Low Alloy and Microalloyed Steels. // Acta Materialia, Vol. 44, №1 - 1996 - pp. 165-171.

138. X. Quelennec, N. Bozzolo, J.J. Jonas. A New Approach to Modeling the Flow Curve of Hot Deformed Austenite. // ISIJ International, Vol. 51, №6 - 2011 - pp. 945-950.

139. N. Yazdipour, A. Dehghnan-Manshadi, P. Hodgson. Simulation of dynamic recrystallization using irregular cellular automata. // Materials Forum, Vol. 31, - 2007 - pp. 164-176.

140. Mecking H., Kocks U.F. Kinetics of flow and strain hardening // Acta Metallurgica, Vol. 29, №11 - 1981 - 1865-1875 pp.

141. Estrin Y. Mecking H. A unified phenomenological description of work hardening and creep based on one-parameter models // Acta Metallurgica, Vol. 32, №1 - 1984 - 57-70 pp.

142. Bombach M., Sizova I., Bolz S. et al. Devising Strain Hardening Models Using Kocks-Mecking Plots—A Comparison of Model Development for Titanium Aluminides and Case Hardening Steel // Metals, Vol. 6 №9.

143. He Y., Pan Q., Chen Q. et al. Modeling of strain hardening and dynamic recrystallization of ZK60 magnesium alloy during hot deformation // Transactions of Nonferrous Metals Society of Chine, Vol. 22, №2 - 2012 - 246-254 pp.

144. Kwon O., DeArdo, A.J. On the Recovery and Recrystallization Which Attend Static Softening of Hot-Deformed Copper and Aluminum // Acta Metallurgica - 1990 - 41-54 pp.

145. Medina S.F. Mancilla J.E. Hernandez. Static Recrystallization of Hot Deformed Austenite and Induced Precipitation Kinetics in Vanadium Microalloyed Steels // ISIJ International - Vol. 34 -№8 - 1994 - 689-696 pp.

146. Cahn J.W. The Impury-drag Effect in Grain Boundary Motion // Acta Metallurgica - Vol. 10 -1962 - 789 p.

147. López B., Rodriguez-Ibabe J. M. Metallurgical Aspects Affecting Thermomechanical Processing of Ti Based Microalloyed Steels // Materials Science Forum - Vol. 879 - 2016 - 84-89 pp.

148. Pereda B., Fernandez A.I., Lopez B. Effect of Mo on Dynamic Recrystallization Behavior of Nb-Mo Microalloyed Steels // ISIJ International, Vol. 47, №6 - 2007 - pp. 860-868.

149. S.H. Zahiri, P.D. Hodgson. The static, dynamic and metadynamic recrystallization of a medium carbon steel // Materials Science and Technology, Vol. 20 - 2004 - 458-464 pp.

150. Senuma T., Takemoto Y. Model for Predicting the Microstructural Evolution of Extralow Carbon Steels // ISIJ International - Vol. 48 - №11 - 2008 - 1635-1639 pp.

151. R. Abad, A.I. Fernandez, B. Lopez. Interaction between Recrystallization and Precipitation during Multipass Rolling in a Low Carbon Niobium Microalloyed Steel // ISIJ International, Vol. 41, №11 - 2001 - pp. 1373-1382.

152. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976 г. - 273 стр.

153. Рудской А.И., Лунев В.А.. Теория и технология прокатного производства. - Издательство Политехнического университета, 2004 г. - 546 с.

154. Siwecki T. Evolution of microstructure during recrystallization hot rolling. // Microalloyed Vanadium Steels. Proceedings of the International Symposium, Cracow, 1990, 63-78 pp.

ПРИЛОЖЕНИЕ А. АЛГОРИТМ РАСЧЕТА ТЕМПЕРАТУРНО-ДЕФОРМАЦИОННЫХ ПАРАМЕТРОВ ПО ДЛИНЕ КЛИНОВИДНОЙ ЗАГОТОВКИ В ХОДЕ ПРОКАТКИ НА

ЛАБОРАТОРНОМ СТАНЕ

Исходные данные:

10 ' - длина заготовки при комнатной температуре (мм);

Ь) ' - высота тонкого конца заготовки при комнатной температуре (мм);

h0s' - высота толстого конца при комнатной температуре (мм);

Тн - температура предварительного нагрева заготовок (°С);

Т/ - температура тонкого конца перед деформацией (°С);

Т1 - температура толстого конца перед деформацией (°С);

Т2 - температура тонкого конца после деформации (°С);

Т2 - температура толстого конца после деформации (°С);

Т_/ - температура тонкого конца перед закалкой (°С);

Т3 - температура толстого конца перед закалкой (°С);

Бв - диаметр валков прокатной клети (мм);

д- скорость вращения валков (мм/с);

2 - зазор между валками (мм);

11 - время между извлечением заготовки из печи и началом прокатки (с); t2 - время между окончанием прокатки и закалкой (с);

ех - коэффициент линейного теплового расширения стали (1/°С); х0 - длина элемента (мм);

ох' - толщина двойного слоя окалины при комнатной температуре (мм); РоХ/Ра - соотношение плотностей окалины и стали.

Алгоритм расчета:

1) Толщина слоя стали, «ушедшего в окалину», при температуре Тн:

ох8 = ех • ох'-Рох • (Т -20) + ох'-Рох (1)

Р, Р,

2) Длина заготовки при температуре Тн без окалины:

/0 = ех-/0 • (Тн - 20) + /0 - ох8 (2)

3) Количество элементов по длине:

/о

, = — (3)

хо

о

'о=Е

* 1

(4)

I=1

4) Разность высот между соседними элементами после нагрева:

Н = ех ■ Н1 ■ (Тн - 20) + НЦ - ох8 (5)

к' = ех ■ к' ■ (Т - 20)+к' - ох8 (6)

к' - к1 дк = к^-ко

(7)

5) Разность температур между соседними элементами перед прокаткой:

дТг =

Т' - Т1

(8)

к = 1, при Т' > Т1 к = -1, при Т' < Т1

(9)

6) Температура элемента перед деформацией:

Т = Т/ + к1 ■ дТх ■ I (10)

7) Разность температур между соседними элементами после прокатки:

Т - Т1 дг2 У-—2Л (11)

5

к2 = 1, при Т2' > Т\ к2 = -1, при Т' < Т1

8) Температура элемента после деформации:

Тг = Т\ + к 2 * дТ2 ■ 1

9) Средняя температура деформации элемента:

(12)

(13)

Т,

де/

Т - Т2 2

(14)

10) Высота элементов по длине заготовки при средней температуре деформации:

к0Тде = ех *(к0 + дк ■1^е/ - Тн )+(к0 + дН ■ 1) (15)

11) Степень деформации каждого элемента:

е1 = 1п

с Л I

к'Тде/ V Но у

12) Скорость деформации для каждого элемента:

'

2е'3

В • агееоз

1 - Г - ко

В„

13) Высота элементов при температуре Т2 без деформации:

кТ = ех • (к + ¿к • г)т2г - Тя )+ (к + ¿к • /) (18)

14) Высота элементов при температуре Т2 с деформацией:

кТ2 = ех • Г • (т2 - те)+

(19)

15) Длина элемента после деформации при температуре Т2:

(20)

1Т2 хо Ко

х1 =

К

16) Конечная длина проката при комнатной температуре:

/1 =Х(ех • х1 • (20 - Т^)+ х1) (21)

г=1

Г

ПРИЛОЖЕНИЕ Б. АКТ О ВНЕДРЕНИИ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИХ И ОПЫТНО-КОНСТРУКТОРСКИХ РАЗРАБОТОК

Выполненная А.В. Частухиным исследовательская работа направлена на изучение влияния режимов нагрева слябов и черновой стадии прокатки в условиях стана 5000 АО «Выксунский металлургический завод» на процессы формирования структуры аустенита и результаты испытаний падающим грузом (ИНГ) и ударной вязкости трубных сталей системы легирования 0,04-0.09%C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb-Ti.

Разработанные А. В. Частухиным программные инструменты Slab Heating Homogeneity Model и Hot Rolling Recrystallization Model использованы для совершенствования существующих и разработки новых технологий контролируемой прокатки микролегированных трубных сталей.

Промышленное опробование новых моделей показало высокую эффективность предложенных решений и позволило скорректировать режим горячей прокатки листов толщиной 21,6 мм для труб класса прочности К60: создать технологию производства проката для труб классов прочности К48-К52 с требованиями по хладостойкостн и скойкости к сероводородному растрескиванию: разработать схему черновой прокатки в ходе производства листов для квалификационной партии труб О 813 х 39 мм проекта «Южный поток»; оптимизировать режимы нагрева в печи слябов трубных сталей категорий прочности К48-К60. в результате чего был снижен процент неудовлетворительных испытаний ударной

ВЫКСУНСКИИ

МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ

ЗАВОД

АКТ

о внедрении научно-исследовательских и опытно-конструкторских ра (работок