WWW.LIB.KNIGI-X.RU
БЕСПЛАТНАЯ  ИНТЕРНЕТ  БИБЛИОТЕКА - Электронные матриалы
 


Pages:     | 1 ||

«ПОВЫШЕНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ ВОДОРОДНОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ ЛИСТОВ ИЗ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ НА ОСНОВЕ УПРАВЛЕНИЯ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕМ В ЦЕНТРАЛЬНОЙ СЕГРЕГАЦИОННОЙ ЗОНЕ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ...»

-- [ Страница 2 ] --

окончание деформации и начало ускоренного охлаждения из двухфазной (+)-области: Ткп Ar3 и Тно Ar3.

Влияние режимов Ткп и Тно на микроструктуру и свойства изучали на листах толщиной 18 мм из стали 05Г1ХНДФБ (сталь №3 в таблице 2.1), изготовленных по режимам, приведенным на рисунке 5.8 и в таблице 5.2.

–  –  –

В настоящем исследовании изменяли режимы Ткп и Тно опытных листов, при этом температуры окончания ускоренного охлаждения и скорости охлаждения были одинаковыми.

Влияние температур конца прокатки и начала ускоренного охлаждения на микроструктуру основного металла листов показано на рисунке 5.9. При ускоренном охлаждении из однофазной аустенитной области (режим I) микроструктура представляла собой дисперсную феррито-бейнитную смесь, состоящую преимущественно из квазиполигонального феррита и островков высокоуглеродистого бейнита (рисунок 5.9 а).

После обработки по режиму III (окончание деформации и начало ускоренного охлаждения из двухфазной (+)-области) микроструктура основного металла состояла из матрицы полигонального феррита и незначительной доли КвПФ. При этом, по сравнению с состоянием после обработки по режиму I, доля и размеры высокоуглеродистых структур в виде вырожденного перлита (ВП) и высокоуглеродистого бейнита увеличиваются (рисунок 5.9 б). Ввиду достаточно высокой температуры конца прокатки существенной деформации зерен феррита не наблюдается.

–  –  –

б Рисунок 5.9 – Влияние температур конца прокатки и начала ускоренного охлаждения на микроструктуру основного металла листов, I – ОМ; II – СЭМ:

а – Режим I (Ткп Ar3, Тно Ar3); б – Режим III (Ткп Ar3, Тно Ar3) Изменение температур конца прокатки и начала ускоренного охлаждения в исследованных пределах не оказало значительного влияния на механические свойства листов (таблица 5.3).

–  –  –

На рисунке 5.10 представлены микроструктуры зоны центральной сегрегационной структурной неоднородности листов после прокатки по режимам I и III. В осевой зоне листа, ускоренно охлажденного из аустенитной области, наблюдается уменьшение размера ферритного зерна и повышение дисперсности высокоуглеродистых структур (рисунок 5.10 а) по сравнению с основным металлом.

–  –  –

б Рисунок 5.10 – Влияние температур конца прокатки и начала ускоренного охлаждения на микроструктуру осевой зоны листов, I – ОМ; II – СЭМ:

а – Режим I (Ткп Ar3, Тно Ar3); б – Режим III (Ткп Ar3, Тно Ar3) При снижении Ткп и Тно в двухфазную (+)-область происходит усиление центральной структурной неоднородности (рисунок 5.10 б) по сравнению с ускоренным охлаждением из -области. Сегрегационные полосы имели скопления частиц М/А-составляющих (рисунок 5.11).

Рисунок 5.11 – Микроструктура осевой зоны листа, обработанного по режиму III (Ткп Ar3, Тно Ar3), ОМ (травление в реактиве LePera) При снижении Тно ниже точки Ar3 (от 800 до 740°С) понижается микротвердость основного металла при одновременном повышении микротвердости осевой зоны листа, вследствие чего значение НV0,2 повышается от 39 до 69НV0,2, а К(НV0,2) от 1,22 до 1,42 (рисунок 5.

12).

–  –  –

При ускоренном охлаждении из -области показатели HIC стремились к нулю. Напротив, при снижении Тно в (+)-область показатели HIC возрастали.

Водородные трещины распространялись по границам раздела фаз, между ферритной матрицей и частицами МА-составляющей в осевой зоне листа (рисунок 5.14).

–  –  –

На основании результатов проведенных опытов можно сделать вывод, что если температура начала ускоренного охлаждения выше критической точки Ar3, то формирующаяся микроструктура более однородна в направлении толщины листа и менее склонна к водородному растрескиванию, чем после ускоренного охлаждения от температуры ниже Ar3. Это объясняется обогащением углеродом и легирующими элементами нераспавшегося аустенита в процессе полиморфного

-превращения при медленном охлаждении. Распад такого аустенита может происходить в перлитной и бейнитной областях, а также с образованием М/А-составляющей. В этом случае различие в твердости между матрицей стали и сегрегационными полосами возрастает, что способствует зарождению и распространению трещин HIC.

5.2.2. Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения (Тко) Изучение влияния температуры окончания ускоренного охлаждения на микроструктуру и свойства проводили на листах толщиной 20 мм из стали 07Г1ХНДФБ (сталь №6 в таблице 2.1), изготовленных с завершением ускоренного охлаждения при различных температурах в интервале 430-650°С.

При этом Тно = Ar3+(0-20)°С, Vохл = 16-19°С/с.

Микроструктура основного металла опытных листов, изготовленных с температурами окончания ускоренного охлаждения 610, и 430°С (рисунок 5.15), представлена на рисунке 5.16.

Рисунок 5.15 – Схематическое изображение опытных режимов КПУО с различными вариантами температур окончания ускоренного охлаждения (Тко)

–  –  –

в Рисунок 5.16 – Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на микроструктуру основного металла листов, I – ОМ; II – СЭМ:

а – Тко = 610°С; б – Тко = 500°С; в – Тко = 430°С После ускоренного охлаждения с прерыванием при температуре 610°С микроструктура состояла из матрицы квазиполигонального феррита и грубых участков вырожденного перлита (рисунок 5.16 а).

При ускоренном охлаждении в нижнюю часть области бейнитного превращения (Тко = 500°С) формируется феррито-бейнитная микроструктура, состоящая из КвПФ и высокоуглеродистого бейнита (рисунок 5.16 б).

Снижение Тко до 430°С приводит к повышению дисперсности высокоуглеродистой фазы в виде высокоуглеродистого бейнита и цементита по границам зерен (рисунок 5.16 в). На рисунке 5.17 представлена структура основного металла после травления в реактиве LePera. Видно, что в структуре также присутствуют равномерно распределенные островки М/А-составляющей.

Рисунок 5.17 – Микроструктура основного металла листа, ускоренно охлажденного до Тко = 430°С, ОМ (травление в реактиве LePera) Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на прочностные свойства, относительное удлинение и отношение 0,5/в показано на рисунке 5.

18.

При снижении температуры окончания ускоренного охлаждения от 650 до 430°С наблюдается рост временного сопротивления на 50 Н/мм2 (рисунок 5.18 а).

Изменение величины предела текучести имеет неоднозначный характер: при снижении Тко от 650 до 520-540°С предел текучести возрастает на 30 Н/мм2, а дальнейшее снижение Тко до 430°С приводит к понижению 0,5 на 25 Н/мм2.

Снижение 0,5 при низких Тко является следствием структурных изменений, связанных с формированием участков М/А-составляющей, что приводит к исчезновению площадки текучести на диаграмме «напряжение-деформация»

(рисунок 5.19).

–  –  –

При понижении Тко в исследованных пределах происходит снижение относительного удлинения 2" от 48 до 42% и отношения 0,5/в от 0,87 до 0,80 (рисунок 5.18 б).

Микроструктура осевой зоны исследуемых листов показана на рисунке 5.20.

–  –  –

Осевая зона листа, охлажденного до 610°С, имела существенную структурную неоднородность в виде большого количества полос из вырожденного перлита (рисунок 5.20 а). Прокат, охлажденный до Тко = 500°С, характеризуется более высокой однородностью микроструктуры в направлении толщины (рисунок 5.20 б). При этом наблюдаются сегрегационные полосы с высокоуглеродистым бейнитом. В микроструктуре осевой зоны листа после охлаждения до 430°С присутствуют многочисленные сегрегационные полосы с участками М/А-составляющей (рисунки 5.20 в и 5.21).

Рисунок 5.21 – Микроструктура осевой зоны листа, ускоренно охлажденного до Тко = 430°С, ОМ (травление в реактиве LePera) В интервале температур окончания ускоренного охлаждения от 610 до 430°С микротвердость основного металла опытных листов находилась на уровне 179-189НV0,2 (рисунок 5.

22 а). При снижении Тко от 610 до 500°С имело место значительное понижение микротвердости осевой зоны от 270 до 240НV0,2.

Напротив, дальнейшее снижение Тко до 430°С привело к росту микротвердости осевой зоны до 266НV0,2. Показатели неоднородности микроструктуры по толщине листа НV0,2 и К(НV0,2) изменялись вслед за микротвердостью осевой зоны и имели минимальные значения при Тко = 500°С (рисунок 5.22 б).

–  –  –

На рисунке 5.23 показано влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на склонность к водородному растрескиванию листов. При снижении Тко от 610 до 500°С происходило значительное повышение стойкости металла против водородного растрескивания, что выразилось в снижении показателей HIC: CLR понизился на ~ 27-28%, CTR – на ~ 2,2-2,4%, а CSR – на ~ 0,52-0,54%.

Дальнейшее понижение Тко до 430°С привело к обратному эффекту, в результате чего показатели HIC увеличились по сравнению с оптимальным уровнем, достигнутым после ускоренного охлаждения с Тко = 500°С, соответственно, для CLR на ~ 13%, CTR на ~ 0,5%, CSR на ~ 0,15%.

Все обнаруженные трещины HIC находились в осевой зоне листов и распространялись по протяженным сегрегационным полосам, состоящим из вырожденного перлита при Тко = 610°С (рисунок 5.24 а), по полосам из высокоуглеродистого бейнита при Тко = 500°С (рисунок 5.24 б), по границам между ферритом и М/А-составляющей при Тко = 430°С (рисунки 5.24 в и 5.25).

–  –  –

а б в Рисунок 5.24 – Трещины HIC в осевой зоне листов после различных Тко, I – ОМ; II – СЭМ: а – Тко = 610°С; б – Тко = 500°С; в – Тко = 430°С Рисунок 5.25 – Трещина HIC в осевой зоне листа, ускоренно охлажденного до Тко = 430°С, ОМ (травление в реактиве LePera) Таким образом, в результате проведенного исследования показано, что в случае применения относительно высоких температур окончания ускоренного охлаждения в осевой зоне листов из исследуемых сталей формируется структура со второй фазой в виде грубых перлитных полос. Ускоренное охлаждение с прерыванием в нижнем интервале бейнитного превращения приводит к формированию полос, состоящих из высокоуглеродистого бейнита. При более низкой температуре окончания охлаждения могут формироваться полосы с участками М/А-составляющей. Эти высокоуглеродистые структуры являются благоприятным местом зарождения и распространения трещин HIC.

Оптимальным интервалом температур окончания ускоренного охлаждения для исследуемых сталей является нижняя часть области бейнитного превращения (в представленном случае Тко 500°С), при котором в осевой зоне формируется более однородная и менее склонная к водородному растрескиванию ферритобейнитная микроструктура, чем структуры, образующиеся в результате ускоренного охлаждения до более высоких или низких температур.

–  –  –

Влияние скорости охлаждения на микроструктуру и свойства изучали на листах толщиной 20 мм, изготовленных из опытных сталей 05Г1ХНДФБ и 06Г1ХНДФБ (стали №№ 7 и 8 в таблице 2.1). Температура начала ускоренного охлаждения исследованных листов составляла Ar3+(20-30)°С, температура окончания ускоренного охлаждения была в пределах 520-540°С. Скорость охлаждения варьировали в интервале от 2 до 25°С/с (рисунок 5.26) Рисунок 5.26 – Схематическое изображение опытных режимов КПУО с различными вариантами скоростей охлаждения (Vохл) Микроструктура основного металла опытных листов представлена на рисунке 5.27. В случае охлаждения проката на воздухе со скоростью 2°С/с формируется феррито-перлитная микроструктура, состоящая из полигонального феррита и пластинчатого перлита (рисунок 5.27 а). После охлаждения со скоростью 15°С/с микроструктура была феррито-бейнитной и состояла из КвПФ и участков ВБ (рисунок 5.27 б). При увеличении скорости охлаждения до 25°С/с наблюдается повышение дисперсности высокоуглеродистых структур, которые представлены в виде ВБ и частиц цементита по границам зерен КвПФ (рисунок 5.27 в).

–  –  –

На рисунке 5.28 показано влияние скорости охлаждения на механические свойства листов при испытании на растяжение. При увеличении Vохл от 2 до 15°С/с временное сопротивление повысилось на 40 Н/мм2, а предел текучести на 60 Н/мм2 (рисунок 5.28 а). Дальнейшее увеличение Vохл от 15 до 25°С/с приводит к дополнительному повышению в на 60 Н/мм2, а 0,5 на 35 Н/мм2. Большее увеличение предела текучести по сравнению с временным сопротивлением при повышении скорости охлаждения от 2 до 15°С/с связано с существенным измельчением зерна феррита и формированием феррито-бейнитной структуры взамен феррито-перлитной. Более существенной рост временного сопротивления по сравнению с пределом текучести при увеличении скорости охлаждения от 15 до 25°С/с обусловлен увеличением доли продуктов промежуточного превращения без значительного измельчения зерна.

Одновременно с ростом прочностных свойств при увеличении скорости охлаждения происходит снижение относительного удлинения 2" на ~ 8%, которое остается при этом на достаточно высоком уровне (рисунок 5.28 б). Низкое значение отношения 0,5/в при охлаждении со скоростью 2°С/с связано с формированием структуры недеформированного полигонального феррита и перлита. При росте скорости охлаждения от 15 до 25оС/с величина отношения 0,5/в понижается на 0,03-0,04.

–  –  –

При охлаждении раската с Vохл = 2°С/с в осевой зоне листа формируются многочисленные сегрегационные полосы, состоящие из пластинчатого перлита (рисунок 5.29 а).

Сегрегационные полосы в осевой зоне листа, охлажденного со скоростью 15°С/с, состоят из грубых протяженных участков высокоуглеродистого верхнего бейнита (рисунок 5.29 б).

При увеличении скорости охлаждения до Vохл = 25°С/с в микроструктуре сегрегационных полос наблюдаются частицы М/А-составляющей (рисунки 5.29 в и 5.30). При этом центральная структурная неоднородность менее выражена, а сегрегационные полосы имеют меньшую протяженность по сравнению с микроструктурой осевой зоны листов, охлажденных со скоростями 2 и 15°С/с.

Рисунок 5.30 – Микроструктура осевой зоны листа, охлажденного с Vохл = 25°С/с, ОМ (травление в реактиве LePera) На рисунке 5.

31 представлены зависимости микротвердости основного металла, осевой зоны и показателей НV0,2 и К(НV0,2) от скорости охлаждения опытных листов. При увеличении скорости охлаждения происходит рост микротвердости как основного металла, так и осевой зоны листов.

Низкие значения НV0,2 и К(НV0,2) листа, охлажденного с Vохл = 2°С/с, обусловлены формированием перлитной полосчатости в осевой зоне.

Структурная однородность листов после охлаждения с Vохл = 25°С/с выше чем листов, охлажденных с Vохл = 15°С/с.

а б Рисунок 5.31 – Влияние скорости охлаждения на микротвердость основного металла и осевой зоны (а) и показатели НV0,2 и К(НV0,2) (б) листов Из рисунка 5.32 видно, что с увеличением скорости охлаждения от 2 до 25оС/с наблюдается значительное повышение стойкости листов против водородного растрескивания HIC, что выражается в существенном уменьшении значений показателей CLR, CTR и CSR. Все трещины HIC распространялись по сегрегационным полосам в осевой зоне, состоящим из участков высокоуглеродистых структур (рисунок 5.33). После охлаждения листа на воздухе растрескивание происходило по полосам пластинчатого перлита (рисунок 5.33 а).

При охлаждении со скоростью 15°С/с в осевой зоне присутствовали полосы, состоящие из структур ВБ, по которым происходило распространение трещин HIC (рисунок 5.33 б). Водородное растрескивание в осевой зоне листа, охлажденного со скоростью 25°С/с, происходило по границам феррита и частиц М/А-составляющей (рисунки 5.33 в и 5.34).

–  –  –

а б в Рисунок 5.33 – Трещины HIC в осевой зоны листов после различных Vохл, I – ОМ; II – СЭМ: а – Vохл = 2°С/с; б – Vохл = 15°С/с; в – Vохл = 25°С/с

–  –  –

Повышение однородности микроструктуры по толщине проката и сопротивляемости водородному растрескиванию листов при увеличении скорости охлаждения связано со снижением интенсивности диффузии углерода и других элементов в аустенит во время прохождения фазовых превращений. Это позволяет снизить количество обогащенных легирующими элементами, в первую очередь углерода, нераспавшихся участков аустенита и уменьшить число и протяженность полос, состоящих из неблагоприятных продуктов превращения, таких как перлит, высокоуглеродистый бейнит и М/А-составляющая, отрицательно влияющих на сопротивление стали водородному растрескиванию.

Значения энергии удара на образцах Шарпи для всех исследуемых листов находились в пределах KV0 = 300-450 Дж. Доля вязкой составляющей в изломе образцов DWTT0 и KV0 составляла 90%. Существенных зависимостей KV0 от параметров КПУО выявлено не было.

Листы, обработанные по опытным режимам КПУО, испытывали на стойкость против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) в сероводородсодержащей среде при четырехточечном изгибе при нагрузках 72, 80 и 90% от нормативного минимального предела текучести (в зависимости от фактических прочностных свойств). Все испытанные образцы соответствовали требованию к испытанию – на растянутой поверхности образца трещины отсутствовали.

Выводы по главе 5

1. Изучено влияние различных схем деформационно-термической обработки (ВКП, НКП, КПУО, НКП+З+О) и режимов охлаждения после контролируемой прокатки (Тно, Тко, Vохл) на микроструктуру основного металла и центральной сегрегационной зоны, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) листов из опытных сталей.

2. Показано, что листы с феррито-бейнитной микроструктурой, формирующейся при интенсивном охлаждении листов при обработке по технологиям КПУО и НКП+З+О, имеют более высокую однородность по толщине проката и повышенную стойкость против растрескивания HIC по сравнению со сталью с феррито-перлитной микроструктурой после обработки по различным режимам контролируемой прокатки (ВКП и НКП) с охлаждением на воздухе.

3. Выявлено, что при ускоренном охлаждении из однофазной -области (Тно = Ar3+20°С) лист имеет микроструктуру с более низкой микротвердостью осевой зоны (215НV0,2), степенью центральной сегрегационной структурной неоднородности (НV0,2 = 39НV0,2, К(НV0,2) = 1,22) и высокой стойкостью против водородного растрескивания (CLR 0%), по сравнению с листом, ускоренно охлажденным из двухфазной (+)-области от Тно = Ar3-40°С (234НV0,2, НV0,2 = 69НV0,2, К(НV0,2) = 1,42, CLR = 5,7%).

4. Установлено, что в интервале температур окончания ускоренного охлаждения от 430 до 610°С изменение микроструктуры и свойств листов имеет следующий характер:

- при Тко = 610°С формируется феррито-перлитная микроструктура (КвПФ+ВП) с наиболее низкими прочностными свойствами (0,5 = 475 Н/мм2, в = 548 Н/мм2); в осевой зоне присутствуют многочисленные сегрегационные полосы из вырожденного перлита повышенной твердости (270HV0,2);

микроструктура отличается высокой степенью структурной неоднородности в направлении толщины листа (НV0,2 = 92НV0,2, К(НV0,2) = 1,51) и повышенной склонностью к водородному растрескиванию (СLR = 34,2%);

при понижении Тко до 500°С формируется феррито-бейнитная микроструктура (КвПФ+ВБ); увеличиваются прочностные свойства до 0,5 = 490 Н/мм2, в = 582 Н/мм2; понижается микротвердость осевой зоны (240HV0,2) и ее структурная неоднородность (НV0,2 = 59НV0,2, К(НV0,2) = 1,33);

сегрегационные полосы состоят из высокоуглеродистого бейнита; существенно повышается стойкость листов против HIC (СLR = 6%);

- дальнейшее снижение Тко до 430°С приводит к формированию участков М/А-составляющей в основном металле, что способствует исчезновению площадки текучести на диаграмме «напряжение-деформация» и снижению предела текучести с одновременным ростом временного сопротивления (0,5 = 467 Н/мм2, в = 588 Н/мм2); повышается микротвердость осевой зоны и центральная сегрегационная структурная неоднородность (266HV0,2) (НV0,2 = 77НV0,2, К(НV0,2) = 1,41); сегрегационные полосы имеют в составе участки М/А-составляющей; понижается стойкость листов против HIC (СLR = 19,9%).

5. При повышении скорости охлаждения листов от 2 до 25°С/с наблюдается формирование феррито-бейнитной микроструктуры (КвПФ+ВБ) взамен ферритоперлитной (ПФ+П) с одновременным уменьшением зерна феррита и повышением дисперсности высокоуглеродистых структур; прочностные свойства увеличиваются на 90-100 Н/мм2; снижается степень центральной структурной неоднородности по толщине проката; значительно возрастает сопротивление листов водородному растрескиванию (от СLR = 35% при Vохл = 2°С/с до СLR = 5,3% при Vохл = 25°С/с).

Определены температурно-скоростные интервалы режимов 6.

последеформационного охлаждения проката, обеспечивающие низкую степень центральной сегрегационной структурной неоднородности и высокую стойкость против водородного растрескивания с одновременным повышением прочностных свойств листов: температура начала ускоренного охлаждения из однофазной

-области - Тно = Ar3 + (0-30)°C; температура прерывания ускоренного охлаждения в нижнем температурном интервале бейнитного превращения - Тко = 520±30°C;

применение интенсивного охлаждения - Vохл = 20-25°С/с.

Глава 6. Исследование влияния химического состава на центральную структурную неоднородность, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из трубных сталей

Из литературных данных известно, что сильноликвирующие элементы:

углерод, марганец, сера и фосфор оказывают существенное влияние на центральную сегрегационную химическую и структурную неоднородность в непрерывнолитых слябах и, как следствие, в листовом прокате из малоуглеродистых низколегированных трубных сталей. Углерод и марганец играют важную роль для достижения механических свойств проката, вследствие чего их содержание не может быть понижено до предельно низких значений. В случае ограничения содержания С и Mn для обеспечения заданных прочностных свойств листов необходимы дополнительные добавки легирующих (Cr, Ni, Cu, Mo) и микролегирующих (Nb, V) элементов. Поэтому, при разработке химического состава стали в сероводородостойком исполнении массовая доля С, Mn и легирующих добавок должна находиться на уровне, при котором возможно одновременное обеспечение требуемых механических свойств и стойкости против водородного растрескивания листов.

С этой целью исследовали влияние содержания углерода в количестве 0,04-0,08% и марганца в пределах 0,65-1,35% на осевую ликвационную неоднородность непрерывнолитых слябов, разлитых по сопоставимым режимам (Тпер = 10-20°С, Vр = 0,7-0,9 м/мин), центральную сегрегационную структурную неоднородность и стойкость против водородного растрескивания листов [128].

Дополнительно исследовали влияние добавки молибдена в количестве 0,15% на микроструктуру, механические свойства и стойкость против растрескивания HIC листового проката.

6.1. Влияние содержания углерода

Исследование влияния массовой доли углерода на центральную сегрегационную структурную неоднородность слябов и листов (режимы УО:

Тно = Ar3 + (10-30)°С, Тко = 500-535°С, Vохл = 24-28°С/с) и стойкость проката против водородного растрескивания проводили на сталях 04Г1ХНДФБ, 06Г1ХНДФБ и 08Г1НДФБ (стали №№ 8-10 в таблице 2.1) с содержанием углерода от 0,04 - 0,08% и марганца в пределах 1,25-1,35%.

На рисунке 6.1 показано влияние содержания углерода на центральную сегрегацию в непрерывнолитых слябах. При снижении концентрации углерода от 0,08 до 0,04% средний балл центральной сегрегации понижается на ~ 1,0 (от 2,5 до ~ 1,5).

Рисунок 6.1 – Влияние содержания углерода на балл центральной сегрегации в непрерывнолитых слябах Микроструктура основного металла исследованных листов с содержанием углерода 0,04 и 0,08% - однородная феррито-бейнитная, состоящая из матрицы квазиполигонального феррита с равномерно распределнными участками высокоуглеродистого бейнита и частиц цементита по границам ферритных зерен (рисунок 6.

2).

–  –  –

б Рисунок 6.2 – Влияние содержания углерода на микроструктуру основного металла листов, I – ОМ; II – СЭМ: а – С = 0,04%; б – С = 0,08% Изменение содержания углерода в изученных пределах оказало существенное влияние на микроструктуру осевой зоны листов (рисунки 6.3 и 6.4).

При содержании 0,04%С в осевой зоне листа наблюдается незначительная структурная неоднородность в виде узкой сегрегационной полосы с дисперсными участками М/А-составляющей (рисунок 6.3 а и 6.4 а). При повышении содержания углерода до 0,08% происходит усиление центральной структурной неоднородности, что выражается в увеличении количества сегрегационных полос, состоящих из грубых частиц М/А-составляющей (рисунки 6.3 б и 6.4 б).

–  –  –

На рисунке 6.5 показаны графики зависимости микротвердости основного металла, осевой зоны и показателей НV0,2 и К(НV0,2) опытных листов от содержания углерода.

–  –  –

При увеличении содержания углерода от 0,04 до 0,08% наблюдается незначительный рост микротвердости основного металла от 183 до 200НV0,2 (рисунок 6.5 а). Одновременно с этим происходит существенное повышение микротвердости осевой зоны: от 200НV0,2 при 0,04%С до 325НV0,2 при 0,08%С.

Соответственно возрастает разница между микротвердостью основного металла и осевой зоны НV0,2 (от 17 до 125НV0,2) и увеличивается коэффициент сегрегационной структурной неоднородности К(НV0,2) (от 1,09 до 1,63) (рисунок 6.5 б).

На рисунке 6.6 показана зависимость показателей HIC листов от массовой доли углерода в опытных сталях. Сплошные линии построены по средним значениям результатов измерения показателей HIC, пунктирные соответствуют их предельным значениям (максимум и минимум). Уменьшение содержания углерода при прочих равных условиях оказывает значительное влияние на повышение стойкости листов против водородного растрескивания, что выражается в уменьшении показателей HIC до нулевого уровня при 0,04%С.

Обнаруженные трещины HIC распространялись в осевой зоне листа по сегрегационным полосам повышенной твердости между структурой феррита и М/А-составляющей (рисунок 6.7).

–  –  –

Таким образом показано, что снижение содержания углерода в стали оказывает положительное влияние на повышение ликвационной однородности в направлении толщины слябов и листов, что способствует увеличению сопротивляемости стали водородному растрескиванию.

–  –  –

Изучение влияния концентрации марганца на центральную структурную неоднородность слябов и проката и склонность листов к HIC проводили на сталях 06Г1ХНДФБ и 06ГХНДФБ (стали №№ 8 и 11 в таблице 2.1), содержащих марганец от 0,65 до 1,35% при массовой доле углерода, равной 0,06%.

По результатам оценки макроструктуры опытных слябов можно отметить понижение среднего значения центральной сегрегации более чем на 0,5 балла (от 2 до 1,5) при снижении содержания марганца от 1,35 до 0,65% (рисунок 6.8).

Рисунок 6.8 – Влияние содержания марганца на балл центральной сегрегации в непрерывнолитых слябах Исследуемые листы толщиной 15-25 мм были разделены на две группы в соответствии с технологическими режимами ускоренного охлаждения:

- режим №1: Тно = Ar3 + (10-30)°С, Тко = 540-640°С, Vохл = 12-18°С/с;

- режим №2: Тно = Ar3 + (10-30)°С, Тко = 490-530°С, Vохл = 22-26°С/с.

При обоих вариантах обработки листы охлаждали из однофазной -области, однако в первом случае (режим №1) имела место более высокая температура окончания ускоренного охлаждения и низкая скорость охлаждения по сравнению с оптимальными параметрами КПУО, выявленными для данных сталей в исследовании, представленном в главе 5, поэтому их можно считать неоптимальными. В отличие от этого режим №2 соответствовал оптимальным условиям охлаждения.

На рисунке 6.9 показаны результаты оценки влияния марганца на склонность к HIC листов, обработанных по приведенным выше режимам. Видно, что в обоих случаях снижение содержания марганца оказывает положительное влияние на стойкость опытных сталей против водородного растрескивания.

Одновременно с этим при снижении Тко и повышении Vохл (режим №2) значительно возрастает сопротивление листов растрескиванию HIC по сравнению с листами, обработанными по режиму №1: так, при содержании марганца 1,00%

–  –  –

а б в

Рисунок 6.9 – Влияние содержания марганца на показатели HIC листов:

I - режим №1 (Тно = Ar3 + (10-30°С), Тко = 540-640°С, Vохл = 12-18°С/с);

II - режим №2 (Тно = Ar3 + (10-30°С), Тко = 490-530°С, Vохл = 22-26°С/с) при обработке по режиму №1 среднее значение показателя CLR составило 5% (максимум 12%), а после обработки по режиму №2 - CLR было 0,4% (максимум 1,6%). В среднем показатели HIC были в ~ 8 раз ниже на листах, обработанных по режиму №2, чем по режиму №1 во всем исследованном интервале содержания марганца. При обработке по режиму №2 показатели HIC достигали нулевого уровня при содержании марганца 0,90%. Таким образом, показано аддитивное влияние понижения содержания марганца с одновременным снижением температуры окончания ускоренного охлаждения и увеличением скорости охлаждения на повышение сопротивления водородному растрескиванию листов.

Микроструктура основного металла листов с содержанием марганца 0,65 и 1,35%, обработанных по режиму №2, представлена на рисунке 6.10.

–  –  –

Микроструктура опытных листов состояла из матрицы квазиполигонального феррита с равномерно распределнными участками высокоуглеродистых структур (ВБ и Ц).

В осевой зоне листа с содержанием марганца 0,65% наблюдается незначительная структурная неоднородность в виде сегрегационных полос с дисперсными равномерно распределенными участками ВБ и М/А-составляющей (рисунки 6.11 а и 6.12 а). При повышении содержания марганца до 1,35% происходит существенное повышение степени центральной структурной неоднородности. Сегрегационные полосы имеют в составе грубые участки М/А-составляющей (рисунок 6.11 б и 6.12 б).

–  –  –

При увеличении содержания марганца от 0,65 до 1,35% повышается микротвердость основного металла и осевой зоны опытных листов (рисунок

6.13 а). Микротвердость осевой зоны увеличилась на 52НV0,2 (от 190 до 242НV0,2), в то время как микротвердость основного металла повысилась всего на величину 19НV0,2 (от 176 до 195НV0,2). Следствием такого изменения микротвердости исследуемых зон по толщине проката стало повышение показателя НV0,2 от 14 до 47НV0,2 и коэффициента К(НV0,2) от 1,08 до 1,24 (рисунок 6.13 б).

–  –  –

В результате проведенного исследования установлено, что снижение массовой доли марганца способствует повышению однородности макроструктуры слябов и микроструктуры листов в направлении толщины. Снижение степени центральной сегрегационной структурной неоднородности листов при понижении концентрации марганца позволяет повысить стойкость стали против водородного растрескивания.

6.3. Влияние молибдена

Изучение влияния добавок молибдена проводили на листах толщиной 20 мм из сталей 07ГХНДФБ и 06ГХНДМФБ (стали №№ 2 и 4 в таблице 2.1), соответственно без молибдена - Мо = 0,01% и с добавкой молибдена Мо = 0,15%. Содержание углерода в исследуемых сталях составляло 0,06-0,07%, а марганца - 0,90-0,95%. Опытные листы были обработаны по следующим режимам ускоренного охлаждения: Тно = Ar3 + (0-30)°С, Тко = 410-565°С, Vохл = 24-30°С/с.

Микроструктура основного металла листов из опытных сталей, ускоренно охлажденных до температур 550 и 420°С, показана на рисунке 6.15. Структура листов представляет собой феррито-бейнитную смесь, состоящую из матрицы квазиполигонального феррита с высокоуглеродистым бейнитом и частицами цементита.

На рисунке 6.16 показано влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на прочностные свойства, относительное удлинение и отношение 0,5/в листов из сталей исследуемых составов. При снижении Тко от 565 до 420°С происходит повышение среднего уровня предела текучести на 30 Н/мм2: от 440 до 470 Н/мм2 для стали с Мо = 0,01% и от 460 до 490 Н/мм2 для стали с Мо = 0,15%.

При этом повышение временного сопротивления составило 50-55 Н/мм2: от 525 до 580 Н/мм2 и от 550 до 600 Н/мм2 для сталей с Мо = 0,01% и Мо = 0,15%, соответственно. Средние значения предела текучести и временного сопротивления листов из стали с Мо = 0,15% были на ~ 20 Н/мм2 выше, чем у стали с Мо = 0,01%.

Одновременно с понижением температуры окончания ускоренного охлаждения происходит снижение относительного удлинения 2" на ~ 3% (от 50 до 47%) для стали с Мо = 0,01% и на ~ 4% (от 53 до 49%) для стали с Мо = 0,15% (рисунок 6.16 в). Средние значения относительного удлинения листов из стали с Мо = 0,15% были на ~ 2-3% ниже, чем у листов с Мо = 0,01%.

Отношение 0,5/в для обеих сталей находилось на одном уровне и при снижении Тко в исследуемом интервале понижалось от ~ 0,83 до 0,81 (рисунок 6.16 г).

–  –  –

г Рисунок 6.15 – Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на микроструктуру основного металла листов из сталей с Мо = 0,01% (а, б) и Мо = 0,15% (в, г), I – ОМ; II – СЭМ: а, в – Тко = 550°С; б, г – Тко = 420°С

–  –  –

На рисунке 6.17 представлены результаты сериальных испытаний на ударных изгиб листов из опытных сталей. Значения энергии удара на образцах Шарпи при температурах испытания от -20 до -80°С для обеих сталей находились на сопоставимом уровне. Снижение энергии удара при понижении температуры испытания от -20 до -80°С в среднем составило 30 Дж (от ~ 330 до ~ 300 Дж).

Минимальные значения энергии удара не снижались ниже 250 Дж даже при температуре испытания -80°С.

а б Рисунок 6.17 – Результаты сериальных испытаний по определению энергии удара на образцах Шарпи листов из сталей с Мо = 0,01% (а) и Мо = 0,15% (б) Опытные листы имели высокую стойкость против хрупкого разрушения при испытании падающим грузом при температуре 0°С - доля вязкой составляющей в изломе образцов DWTT0 составляла 95-100%. При температуре испытания -20°С в листах из стали с Мо = 0,15% среднее значение доли вязкой составляющей было 97% (рисунок 6.18).

Рисунок 6.18 – Результаты сериальных испытаний по определению доли вязкой составляющей в изломе образцов DWTT листов из стали с Мо = 0,15% На рисунках 6.

19 и 6.20 показана микроструктура осевой зоны листов из опытных сталей, ускоренно охлажденных до температур 550 и 420°С.

–  –  –

г Рисунок 6.19 – Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на микроструктуру осевой зоны листов из сталей с Мо = 0,01% (а, б) и Мо = 0,15% (в, г), I – ОМ; II – СЭМ: а, в – Тко = 550°С; б, г – Тко = 420°С

–  –  –

а б Рисунок 6.20 – Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на микроструктуру осевой зоны листов из сталей с Мо = 0,01% (а) и Мо = 0,15% (б), ОМ (травление в реактиве LePera): I – Тко = 550°С; II – Тко = 420°С Видно, что в осевой зоне листа из стали с Мо = 0,01%, ускоренно охлажденного до 550°С, и в осевой зоне листов из стали с Мо = 0,15%, охлажденных до 550 и 420°С, сегрегационные полосы состоят из участков М/А-составляющих. Осевая зона листа из стали с Мо = 0,01%, ускоренно охлажденного до 420°С, имеет наиболее высокую степень центральной структурной неоднородности по сравнению с другими исследованными листами.

Сегрегационные полосы в этом случае состоят из грубых пакетов низкоуглеродистого мартенсита.

На рисунке 6.21 показано влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на показатели HIC листов из опытных сталей.

–  –  –

а б в Рисунок 6.21 – Влияние температуры окончания ускоренного охлаждения на показатели HIC листов из сталей с Мо = 0,01% (I) и Мо = 0,15% (II) При понижении температуры окончания ускоренного охлаждения от 565 до 420°С листов из стали без молибдена наблюдается снижение стойкости против водородного растрескивания: средние значения показателя CLR повышаются от 0% при Тко = 565°С до ~ 17% при Тко = 420°С, CTR повышается от 0% до ~ 0,58%, CSR – от 0% до ~ 0,12%. Напротив, у листов с дополнительным легированием молибденом в исследованном интервале Тко от 562 до 420°С не наблюдается существенного изменения сопротивления водородному растрескиванию. Средние значения показателя CLR у листов из стали с Мо = 0,15%, обработанных при различных Тко в исследованном интервале, составляли около 1% и не превышали 5%.

Микроструктура осевой зоны опытных листов после испытания на HIC, изготовленных с различными Тко, представлена на рисунках 6.22 и 6.23. Видно, что трещины HIC распространяются в осевой зоне по сегрегационным полосам. В листе из стали с Мо = 0,01%, ускоренно охлажденном до 550°С, и в листах из стали с Мо = 0,15% после ускоренного охлаждения до 550 и 420°С водородные трещины распространяются по полосам, имеющим участки М/А-составляющей.

В случае охлаждения листа с Мо = 0,01% до 420°С трещины HIC распространяются по грубым протяженным полосам, состоящим из пакетов низкоуглеродистого реечного мартенсита. Стойкость против водородного растрескивания листов с сегрегационными полосами в осевой зоне с участками М/А-составляющей существенно выше, чем листов с сегрегационными полосами, состоящими из грубых пакетов мартенсита.

–  –  –

г Рисунок 6.22 – Трещины HIC в осевой зоне листов из сталей с Мо = 0,01% (а, б) и Мо = 0,15% (в, г), I – ОМ; II – СЭМ: а, в – Тко = 550°С; б, г – Тко = 420°С

–  –  –

Таким образом, установлено, что добавки Мо в количестве 0,15% при снижении температуры окончания ускоренного охлаждения в интервале от 560 до 420°С способствуют повышению стойкости листов против HIC по сравнению с листами из стали без молибдена. Это обусловлено формированием более однородной микроструктуры осевой зоны, состоящей из участков М/А-составляющей, вместо грубых полос пакетного низкоуглеродистого реечного мартенсита в листах из стали без молибдена при Тко = 420°С.

Одновременно с этим происходит значительное повышение прочностных свойств:

предел текучести увеличился на 50 Н/мм2, а временное сопротивление на 75 Н/мм2.

6.4. Влияние центральной сегрегационной структурной неоднородности

Изучили влияние центральной сегрегации слябов на микротвердость и степень центральной сегрегационной структурной неоднородности листов (рисунок 6.24). Исследуемые стали содержали 0,04-0,08%С и 0,65-1,35%Mn.

Листы были изготовлены по следующим режимам ускоренного охлаждения:

Тно = Ar3 + (10-30)°С, Тко = 490-535°С, Vохл = 22-28°С/с.

–  –  –

Из рисунка 6.24 а видно, что при снижении центральной ликвационной неоднородности непрерывнолитой заготовки микротвердость основного металла и осевой зоны листов понижается. Снижение микротвердости основного металла при понижении сегрегации в слябе от 2,5 до 1,5 баллов составило 25HV0,2, что обусловлено уменьшением содержания углерода и марганца в опытных сталях.

При этом микротвердость осевой зоны понизилась на 135HV0,2: от 325 до 190HV0,2.

Одновременно с понижением центральной сегрегации в слябе происходит повышение однородности микроструктуры по толщине проката:

показатель HV0,2 снижается от 125 до 17HV0,2, а коэффициент К(HV0,2) от 1,63 до 1,08. Наибольшее снижение микротвердости осевой зоны и повышение степени однородности по толщине листа наблюдается при понижении центральной сегрегации сляба от 2,5 до 2,0 баллов.

Так как обнаруженные трещины HIC во всех исследованных случаях распространялись в осевой зоне листов, провели оценку влияния ее микротвердости на стойкость против водородного растрескивания стали (рисунок Исследуемые листы были обработаны по одинаковым режимам 6.25).

ускоренного охлаждения: Тно = Ar3 + (0-30)°С, Тко = 490-550°С, Vохл = 22-30°С/с.

Центральная сегрегационная зона опытных листов имела полосы с участками М/А-составляющей. Из графиков видно, что при понижении микротвердости осевой зоны повышается стойкость листов против водородного растрескивания.

При этом растрескивания HIC не происходило при величине микротвердости осевой зоны 225HV0,2. Из рисунка 6.24 а видно, что после обработки листов по опытным режимам ускоренного охлаждения обеспечение микротвердости осевой зоны 225HV0,2 возможно при изготовлении проката из слябов с центральной ликвационной неоднородностью не выше 2,0 балла.

Следует отметить, что в листах, изготовленных по технологии контролируемой прокатки с последующим охлаждением на воздухе, микроструктура осевой зоны с перлитной полосчатостью даже с микротвердостью 180HV0,2 имеет низкую стойкость против HIC.

–  –  –

1. Показано, что при снижении концентрации углерода от 0,08 до 0,04% в листах с содержанием марганца 1,25-1,35% при сопоставимых режимах непрерывной разливки (Тпер = 10-20°С, Vр = 0,7-0,9 м/мин) центральная сегрегация слябов при оценке по методике фирмы Mannesmann понижается в среднем на ~ 1,0 балл (от 2,5 до ~ 1,5); при понижении массовой доли марганца от 1,35 до 0,65% (С = 0,06%) средний балл центральной сегрегации слябов снижается на ~ 0,5 (от 2,0 до 1,5).

Исследовано влияние содержания углерода и марганца на 2.

микротвердость центральной сегрегационной зоны и однородность микроструктуры в направлении толщины листов, изготовленных по одинаковым режимам ускоренного охлаждения (Тно = Ar3 + (10-30)°С, Тко = 490-535°С, Vохл = 22-28°С/с). Установлено, что при снижении содержания углерода от 0,08 до 0,04% микротвердость осевой зоны листов понижается от 325 до 200HV0,2, показатель НV0,2 снижается от 125 до 17НV0,2, а коэффициент сегрегационной структурной неоднородности К(НV0,2) уменьшается от 1,63 до 1,09; снижение концентрации марганца от 1,35 до 0,65% способствует уменьшению микротвердости осевой зоны от 242 до 190HV0,2, снижению показателя НV0,2 от 47 до 14НV0,2 и понижению коэффициента К(НV0,2) от 1,24 до 1,08.

3. Выявлено положительное влияние снижения содержания углерода и марганца в стали на повышение стойкости опытных листов против водородного растрескивания HIC: среднее значение показателя CLR понижается от 12,5% при С = 0,08% до 0% при С = 0,04% и от ~ 3,0% при Mn = 1,35% до 0% при Mn 0,90%.

4. Проведено сравнительное изучение влияния температуры окончания ускоренного охлаждения в интервале 565-420°С (Тно = Ar3 + (0-30)°С, Vохл = 24-30°С/с) на механические свойства листов из сталей без молибдена и с добавкой молибдена в количестве 0,15%. Показано, что при снижении Тко листов из опытных сталей в исследованных пределах происходит повышение среднего уровня предела текучести на 30 Н/мм2 и временного сопротивления на 50-55 Н/мм2. Значения прочностных свойств листов из стали с Мо = 0,15% были на ~ 20 Н/мм2 выше чем у стали без молибдена. Энергия удара на образцах Шарпи для листов из обеих сталей при снижении температуры испытания от -20 до -80°С в среднем понижается от 330 до 300 Дж.

5. Установлено, что добавка Мо в количестве 0,15% при снижении температуры окончания ускоренного охлаждения от 560 до 420°С способствует повышению стойкости листов против HIC, по сравнению с листами из стали без молибдена (от CLR 17% до CLR 1% при Тко = 420°С). Это обусловлено формированием более однородной микроструктуры осевой зоны с участками М/А-составляющей в листах из стали с Мо = 0,15 по сравнению с микроструктурой, состоящей из пакетов низкоуглеродистого мартенсита в осевой зоне проката из стали с Мо = 0,01%. Одновременно с этим происходит повышение предела текучести на 50 Н/мм2 и временного сопротивления на 75 Н/мм2.

6. Исследование влияния центральной ликвационной неоднородности слябов на микротвердость осевой зоны листов показало, что при снижении сегрегации в слябе от 2,5 до 1,5 баллов микротвердость осевой зоны листов после КПУО (Тно = Ar3 + (10-30)°С, Тко = 490-535°С, Vохл = 22-28°С/с) понижается на 135HV0,2 (от 325 до 190HV0,2); одновременно показано, что трещины HIC отсутствуют, если микротвердость центральной сегрегационной зоны составляет 225HV0,2, что становится возможным, если ликвационная неоднородность в слябе 2,0 балла.

Глава 7. Разработка и освоение в условиях ПАО «МК «Азовсталь» технологии изготовления толстолистового проката для электросварных труб категорий прочности Х52MS, Х56MS, Х60MS и Х65MS в сероводородостойком исполнении

7.1. Анализ технических требований к толстолистовому прокату В таблицах 7.1 и 7.2 представлены технические требования к химическому составу и механическим свойствам толстолистового проката для электросварных труб большого диаметра категорий прочности в X52MS-X65MS сероводородостойком исполнении. Требования к листовому прокату размерами 20,0200012000 мм из сталей X52MS, X56MS, X60MS (с Мо) и X65MS соответствуют нормам стандарта API Spec 5L. Требования к листам размерами 20,6152712500 мм, 22,2152212500 мм и 23,8274312500 мм из стали Х60MS (без Мо) сформулированы в спецификации на поставку листов для компании JINDAL SAW LTD IPU (Индия) в рамках требований API Spec 5L.

Из таблицы 7.1 видно, что требования к химическому составу сталей характеризуются пониженным содержанием углерода, марганца и вредных примесей (S 0,002%, Р 0,020%). При повышении категории прочности стали возрастает допустимое содержание молибдена и микролегирующих элементов (Ti, Nb, V). Для стали Х60MS (без Мо) максимальное содержание молибдена ограничивается 0,08%. Допускаются добавки легирующих элементов: Cu 0,35%, Ni 0,30%, Сr 0,30%.

Требования к прочностным свойствам (0,5 и в), относительному удлинению (2") и отношению 0,5/в находятся в пределах, предъявляемых к трубам в соответствии с нормами стандарта API Spec 5L. Испытания по определению энергии удара на образцах Шарпи и доли вязкой составляющей на образцах DWTT стали Х60MS (без Мо) необходимо проводить при температуре 0°С, а остальных сталей при температуре -20°С.

–  –  –

Испытательный раствор и нормы стойкости стали против водородного растрескивания (HIC) по показателям CLR и CTR соответствуют требованиям стандарта API Spec 5L, а для показателя CSR нормы ужесточены от 2 до 1%.

Сталь должна обладать стойкостью против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) при испытании на четырехточечный изгиб при нагрузке не менее 72% от установленного минимального предела текучести.

7.2. Разработка технологических рекомендаций по освоению производства листов По результатам проведенных исследований разработаны металловедчески обоснованные рекомендации по химическому составу, качеству непрерывнолитой заготовки и режимам контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением для изготовления промышленных партий толстолистового проката из сталей категорий прочности X52MS, X56MS, X60MS (без Мо), X60MS (с Мо) и X65MS в соответствии с представленными выше техническими требованиями.

Рекомендации по химическому составу представлены в таблице 7.4.

Загрязненность стали неметаллическими включениями, оцениваемая по ГОСТ 1778 (метод Ш4), не должна превышать норм, указанных в таблице 7.5.

Для снижения центральной сегрегационной химической и структурной неоднородности непрерывнолитой заготовки и листового проката рекомендованы

–  –  –

оптимальные с точки зрения обеспечения повышенной стойкости против HIC и заданных прочностных свойств проката содержания углерода и марганца. Для сталей X52MS, X56MS, X60MS (с Мо) и X65MS содержание углерода ограничено пределами 0,05-0,07%, а марганца – 0,90-1,00%. Для стали X60MS (без Мо) в условии низкого допустимого содержания молибдена рекомендовано пониженное содержание углерода – 0,04-0,06% и более высокое содержание марганца – 1,15-1,25%.

Содержание кремния должно находиться в интервале 0,15-0,25%. Массовая доля вредных примесей ограничена до низкого уровня: S 0,001%, Р 0,010%.

Для эффективной глобуляризации сульфидов обработку кальцием необходимо проводить с расчетом отношения Сa/S ~ 2.

Все опытные стали для повышения устойчивости аустенита, доли продуктов промежуточного превращения и механических свойств должны содержать добавки Cu+Ni+Cr в пределах 0,60-0,80%. Для повышения механических свойств и стойкости против водородного растрескивания листов из сталей Х60MS (с Мо) и Х65MS рекомендовано легирование молибденом в количестве 0,10-0,20%.

Микролегирование стали производили комплексными добавками Ti+Nb+V.

Добавку Ti использовали для ограничения роста зерна аустенита при нагреве слябов под прокатку. Микролегирование Nb применялось для расширения температурного диапазона отсутствия рекристаллизации аустенита для проведении чистовой стадии прокатки, формирования бейнитной составляющей путем торможения фазового превращения и для дисперсионного упрочнения при выделении наноразмерных частиц карбонитридов ниобия. Микролегирование стали V использовали для обеспечения дисперсионного упрочнения стали.

Для повышения стойкости листов против водородного растрескивания (HIC) ликвационная неоднородность непрерывнолитого сляба по результатам оценки макротемплетов по шкале Маннесманн не должна превышать балла 2,0.

На стадии непрерывной разливки рекомендовано проведение следующих технологических мероприятий, направленных на снижение уровня химической и структурной неоднородности сляба:

- перегрев стали над температурой ликвидус в промежуточном ковше при осуществлении непрерывной разливки не должен превышать 20°С, оптимальным является перегрев до 10°С;

- настройка роликовой проводки МНЛЗ.

Термомеханическую обработку при изготовлении промышленных партий листового проката из сталей категорий прочности Х52MS-Х65MS в условиях толстолистового стана 3600 проводили по схеме: контролируемая прокатка с последующим ускоренным охлаждением. Нагрев слябов толщиной 250-270 мм под прокатку осуществляется до температур 1160-1180°С с продолжительностью 4,5-5,5 часа для повышения пластичности металла, перекристаллизации грубой литой структуры и перевода микролегирующих элементов в твердый раствор с целью последующего выполнения процесса ТМО. Регламентация режимов нагрева необходима для предотвращения аномального роста зерна аустенита.

Черновую стадию деформации проводили в нижнем температурном интервале прохождения полной рекристаллизации аустенита с целью снижения интенсивности его роста и максимального измельчения. Для этого сляб после нагрева подвергали подстуживанию на воздухе до температур начала прокатки 1020-1050°С. Температура окончания черновой прокатки была выше 980°С для предотвращения частичной рекристаллизации аустенита после деформации. Для интенсивного измельчения и предотвращения аномального роста зерна аустенита рекомендованы единичные относительные обжатия в последних 4-6 пропусках не менее 12%. Промежуточный подкат для чистовой стадии прокатки составлял 102-104 мм (4,3-5,2 крата от конечной толщины листа).

Межстадийное охлаждение (подстуживание) промежуточного подката, во время которого деформация не осуществлялась, проводили с целью предотвращения прохождения частичной рекристаллизации аустенита, что приводит к разнозернистости структуры аустенита и, затем, конечной микроструктуры проката, а также для сохранения растворенного в аустените ниобия.

На стадии чистовой прокатки осуществляли деформацию зерен нерекристализующегося аустенита с целью формирования повышенной плотности дефектов кристаллического строения для создания большего числа мест зарождения новой фазы.

Температуры начала и окончания чистовой стадии прокатки раскатов на толщину 20,0-23,8 мм назначали, исходя из технологических возможностей прокатки профилей в чистовой клети, а также необходимости обеспечения заданной температуры начала ускоренного охлаждения с учетом потери температуры раската при транспортировке от клети до установки ускоренного охлаждения. Температуру начала прокатки для всех сталей задавали в интервале 880-920°С. Температуру конца прокатки для сталей Х52MS и X56MS назначили – 860-870°С, для стали X60MS (без Мо) – 830-840°С, а для сталей Х60MS (с Мо) и X65MS – 850-860°С.

Режимы последеформационного ускоренного охлаждения назначали, исходя из необходимости обеспечения заданных механических свойств и высокой стойкости против водородного растрескивания (HIC) листов. Так как

-превращение до начала ускоренного охлаждения способствует повышению центральной сегрегационной структурной неоднородности и снижению стойкости против водородного растрескивания листов, температуру начала ускоренного охлаждения назначали выше критической точки фазового превращения Ar3. Точку Ar3 для опытных сталей определяли с помощью термокинетических диаграмм распада горячедеформированного аустенита при скорости охлаждения 2°С/с (см. рисунок 3.1), что соответствует примерной скорости охлаждения раската на спокойном воздухе при транспортировке от чистовой клети до установки ускоренного охлаждения в заданном интервале температур. Температура начала ускоренного охлаждения для сталей Х52MS и X56MS составляла 820-830°С, для стали X60MS (без Мо) – 790-800°С, а для сталей Х60MS (с Мо) и X65MS – 810-820°С. Температура окончания ускоренного охлаждения листов из сталей Х52MS, X56MS, X60MS (без Мо), X60MS (с Мо) назначили в пределах 520±30°С, а для стали X65MS – 430±30°С. Интенсивность ускоренного охлаждения находилась в интервале 25±5°С/с.

После ТМО толстолистовой прокат подвергали вылеживанию в штабеле на участке противофлокенной обработки для улучшения сплошности и повышения пластических и вязкостных свойств. Температура укладки в стопу была не менее 350°С, температура съема 100°С, время выдержки в стопе 48 часов. После охлаждения листы проходили ультразвуковой контроль.

7.3. Результаты промышленного освоения изготовления толстолистового проката

В соответствии с разработанными технологическими рекомендациями проведено промышленное опробование изготовления листового проката размерами 20,0200012000 мм из сталей категорий прочности X52MS, X56MS, X60MS (с Мо) и X65MS общим весом около 300 т (3 плавки) и проката размерами 20,6152712500 мм, 22,2152212500 мм и 23,8274312500 мм из стали Х60MS (без Мо) общим весом около 3000 т (14 плавок). Применение рекомендаций по химическому составу и технологии непрерывной разливки позволило обеспечить уровень ликвационной неоднородности слябов 1,5-2,0 балла (в ряде случаев 2,5 балла) при оценке по шкале Маннесманн.

Разработанные режимы термомеханической обработки полностью внедрены при изготовлении промышленных партий толстолистового проката.

Механические свойства листов удовлетворяли всем заданным требованиям (таблица 7.6). Значения относительного удлинения 2", отношения 0,5/в и энергии удара на образцах Шарпи (КV) значительно превосходили заданные нормы. Доля вязкой составляющей в изломе образцов DWTT во всех случаях была не менее 90%.

Микроструктуры основного металла и осевой зоны листов представлены на рисунке 7.1.

–  –  –

а б в г Рисунок 7.1 – Микроструктура основного металла (I) и осевой зоны (II) листов, ОМ: а – Х52MS-Х56MS; б – Х60MS (без Мо); в – Х60MS (с Мо); г – Х65MS Листы имели дисперсную феррито-бейнитную микроструктуру с незначительной центральной сегрегационной структурной неоднородностью.

Металл листов характеризовался высокой чистотой по неметаллическим включениям: загрязненность стали СХ, СП, СН и Н во всех случаях соответствовала баллу 0, по С и ОС- от 0 до 1,0 баллов,, по ОТ - от 1,0 до 2,0 балла.

Результаты испытания промышленных партий листов на стойкость против водородного растрескивания представлены в таблице 7.7. Все листы по результатам испытания показали высокую стойкость против растрескивания HIC.

Средние значения показателей HIC были значительно ниже предъявляемых норм.

–  –  –

Все листы отвечали требованиям к стойкости против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) в сероводородсодержащей среде, оцениваемой при испытаниях на четырехточечный изгиб под нагрузкой 72% от минимального нормативного предела текучести. После испытания на поверхности образцов трещин не обнаружено.

Акты об освоении производства толстолистового проката для изготовления электросварных сероводородостойких труб категорий прочности Х52MS, Х56MS, Х60MSО (Х60MS (без Мо)), Х60MS (Х60MS (с Мо)) и Х65MS представлены в приложении.

Выводы по главе 7

1. На основании проведенных исследований разработаны металловедчески обоснованные рекомендации по химическому составу и технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением на стане 3600 ПАО МК «Азовсталь», направленные на обеспечение комплекса механических свойств и стойкости против водородного растрескивания (HIC) и сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) толстолистового проката для электросварных сероводородостойких труб категорий прочности Х52MS-Х65MS.

2. Проведено освоение технологии изготовления листового проката толщиной 20,0 мм из сталей категорий прочности X52MS, X56MS, X60MS (с Мо) и X65MS общим весом 300 т и проката в толщинах 20,6, 22,2 и 23,8 мм из стали Х60MS (без Мо) общим весом 3000 т.

3. Химический состав разработанных сталей имел пониженное содержание углерода и марганца: 0,05-0,07%С при 0,90-1,00%Mn для сталей Х52MS, Х56MS, Х60MS (с Мо) и Х65MS и 0,04-0,06%С при 1,15-1,25%Mn для стали Х60MS (без Мо). Все стали содержали Si = 0,15-0,25%, имели низкую концентрацию вредных примесей (S 0,001%, Р 0,010%), и были легированы добавками Cu+Ni+Cr в пределах 0,60-0,80%. Стали Х60MS (с Мо) и Х65MS дополнительно содержали Мо = 0,10-0,20%. Микролегирование производили комплексными добавками Ti+Nb+V.

4. Термомеханическую обработку проводили по контролируемым режимам:

нагрев слябов до температуры 1160-1180°С в течении 4,5-5,5 часов; черновая стадия деформации в интервале 1050-980°С; промежуточный подкат составлял 4,3-5,2 крата от конечной толщины листа; температуры начала и окончания чистовой стадии деформации находились в пределах от 880-920°С до 830-870°С.

Ускоренное охлаждение проводили от температур в интервале 790-830°С до температур в пределах 520±30°С для сталей Х52MS, X56MS, X60MS (без Мо), Х60MS (с Мо) и до 430±30°С для стали X65MS. Интенсивность ускоренного охлаждения составляла 25±5°С/с.

5. Механические свойства изготовленных листов удовлетворяли всем заданным требованиям ( мин-макс ):

ср. знач.

- Х52MS: 0,5 = 429-460/443Н/мм2; в = 515-550/532Н/мм2; 2" = 48-58/52,7%;

0,5/в = 0,80-0,86/0,83; KV-20 = 282-348/320Дж; DWTT-20 = 90-100/96,5%;

- Х56MS: 0,5 = 433-462/450Н/мм2; в = 526-566/543Н/мм2; 2" = 49-59/51,6%;

0,5/в = 0,80-0,86/0,83; KV-20 = 290-356/323 Дж; DWTT-20 = 90-95/93,7 %;

- Х60MS (без Мо): 0,5 = 453-515/480Н/мм2; в = 530-600/558Н/мм2; 2" = 39-55/46,7%;

0,5/в = 0,79-0,90/0,86; KV0 = 290-430/378Дж; DWTT0 = 90-95/93,7%;

- Х60MS (с Мо): 0,5 = 446-488/465Н/мм2; в = 544-594/564Н/мм2; 2" = 46-53/48,9%;

0,5/в = 0,81-0,84/0,82; KV-20 = 301-398/338Дж; DWTT-20 = 95-100/99,4%;

- Х65MS: 0,5 = 466-498/482Н/мм2; в = 556-606/585Н/мм2; 2" = 45-52/48,6%;

0,5/в = 0,79-0,85/0,82; KV-20 = 299-354/330Дж; DWTT-20 = 90-95/93,7%.

6. Микроструктура листов имела дисперсное феррито-бейнитное строение с незначительной центральной сегрегационной структурной неоднородностью в осевой зоне и высокой чистотой по неметаллическим включениям: СХ, СП, СН и Н - балл 0; С - балл 0-1,0; ОС - балл 0-1,0; ОТ – балл 1,0-2,0.

7. Листы имели высокую стойкость против водородного растрескивания ( мин-макс ):

ср. знач.

- Х52MS: CLR = 0-5,4/1,0%; CTR = 0-0,27/0,05%; CSR = 0-0,023/0,005%;

- Х56MS: CLR = 0-11,3/2,1%; CTR = 0-0,53/0,08%; CSR = 0-0,067/0,009%;

- Х60MS (без Мо): CLR = 0-8,5/2,2%; CTR = 0-0,50/0,08%; CSR = 0-0,070/0,011%;

- Х60MS (с Мо): CLR = 0-5,8/1,6%; CTR = 0-0,27/0,07%; CSR = 0-0,033/0,005%;

- Х65MS: CLR = 0-10,7/0,9%; CTR = 0-0,23/0,02%; CSR = 0-0,067/0,004%.

8. Листы соответствовали требованиям к испытанию на стойкость против сульфидного растрескивания под напряжением (SSC) в сероводородсодержащей среде при четырехточечном изгибе при нагрузке 72% от 0,5 норм..

9. Результаты промышленного опробования подтверждаются соответствующими актами освоения производства толстолистового проката для изготовления электросварных сероводородостойких труб категорий прочности Х52MS-Х65MS.

Общие выводы

В промышленных и лабораторных условиях изучено влияние 1.

химического состава и режимов деформационно-термической обработки на микроструктуру основного металла и зоны центральной сегрегационной неоднородности, механические свойства и стойкость против водородного растрескивания (HIC) толстолистового проката из низкоуглеродистых трубных сталей категорий прочности Х46-Х65, применяемых для изготовления электросварных труб большого диаметра, предназначенных для транспортировки сероводородсодержащих природного газа и нефти; разработана и опробована концепция получения микроструктуры листов, обеспечивающей требуемый уровень механический свойств в сочетании с высокой стойкостью к водородному растрескиванию за счет совершенствования химического состава и режимов контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением.

2. С целью оптимизации состава и технологии термомеханической обработки определены температурно-скоростные условия формирования микроструктуры при распаде горячедеформированного аустенита малоуглеродистых сталей с пониженным содержанием марганца (0,05-0,07%)C-(0,90-0,95%)Mn-(0,20-0,23%)Si-Ti+Nb+V 0,120% и добавками легирующих элементов в различных сочетаниях (в пределах 0,15-0,25% каждого):

Cr, Сr+Ni+Cu, Сr+Ni+Cu+(1,25%)Мn и Сr+Ni+Cu+Mo; установлено, что с увеличением легирования происходит смещение температурной области перлитного превращения в сторону более низких скоростей охлаждения, сужение температурного интервала формирования феррита и одновременное расширение области бейнитного превращения, сопровождаемое снижением доли феррита и увеличением доли бейнита в микроструктуре, повышение твердости стали и прочностных характеристик листов.

3. Установлено, что в толстолистовом прокате из высокочистых по вредным примесям (S 0,001%, P 0,012%) и неметаллическим включениям трубных сталей категорий прочности Х46-Х65 местами зарождения и распространения водородных трещин являются сегрегационные полосы в осевой зоне листов, состоящие из участков высокоуглеродистых структур (пластинчатого или вырожденного перлита, высокоуглеродистого верхнего бейнита, двойникованного высокоуглеродистого мартенсита с остаточным аустенитом) и низкоуглеродистого реечного мартенсита с включениями аустенита по границам реек; ферритная матрица с равномерно распределенными участками высокоуглеродистых структур обладает высокой стойкостью против HIC.

4. На основании изучения эволюции микроструктуры и свойств основного металла и центральной сегрегационной зоны листов в зависимости от химического состава (С = 0,04-0,08%, Mn = 0,65-1,35%, Мо = 0,01-0,15%), схем деформационно-термической обработки (ВКП, НКП, КПУО, НКП+З+О) и параметров последеформационного охлаждения (Тно = Ar3 + (-4030)°C, Тко = 410-610°C, Vохл = 2-30°C/с) установлено, что снижение структурной неоднородности по толщине листа и уменьшение твердости осевой зоны способствуют повышению стойкости против HIC; в листах после контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением (Тно = Ar3 + (0-30)°C, Тко = 490-550°C, Vохл = 22-30°C/с) растрескивание HIC не происходит при микротвердости центральной сегрегационной зоны 225HV0,2, обеспечение которой возможно при осевой ликвации в слябе 2 балла при оценке по методике Маннесманн.

Определено, что листы с феррито-бейнитной микроструктурой, 5.

формирующейся при интенсивном охлаждении листов, обработанных по технологиям КПУО и НКП+З+О, обладают более высокой структурной однородностью по толщине и стойкостью против растрескивания HIC по сравнению с листами с феррито-перлитной микроструктурой, сформировавшейся в результате обработки по различным режимам контролируемой прокатки с охлаждением на воздухе (ВКП и НКП).

6. Установлены температурно-скоростные режимы последеформационного охлаждения проката, обеспечивающие низкую степень центральной сегрегационной структурной неоднородности и высокую стойкость против водородного растрескивания с одновременным повышением прочностных свойств листов: Тно = Ar3 + (0-30)°C, Тко = 520±30°C, Vохл = 25±5°C/с.

7. Показано положительное влияние снижения содержания углерода от 0,08 до 0,04% (Mn = 1,25-1,35%) и марганца от 1,35 до 0,65% (С = 0,06%) на понижение центральной сегрегационной неоднородности слябов (Тпер = 10-20°С, Vр = 0,7-0,9 м/мин) и листов (Тно = Ar3 + (10-30)°С;

Тко = 490-535°С; Vохл = 22-28°С/с) и повышение стойкости стали против водородного растрескивания:

- при снижении содержания углерода центральная сегрегация слябов при оценке по методике Mannesmann понижается в среднем на ~ 1,0 балл (от 2,5 до ~ 1,5), микротвердость осевой зоны уменьшается от 325 до 200HV0,2, а среднее значение показателя CLR снижается от ~ 12,5% до 0%;

- при снижении концентрации марганца центральная сегрегация слябов понижается на ~ 0,5 балла (от 2 до 1,5), микротвердость осевой зоны листов уменьшается от 242 до 190HV0,2, а среднее значение показателя CLR снижается от ~ 3,0% до 0% при Mn 0,90%.

8. Установлено, что добавка молибдена в количестве 0,15% в сталь с содержанием С = 0,06-0,07% и Mn = 0,90-0,95% при снижении температуры окончания ускоренного охлаждения листов от 560 до 420°С (Тно = Ar3 + (0-20)°C, Vохл = 24-30°С/с) приводит к увеличению прочностных свойств (0,5 на 50 Н/мм2 и в на 75 Н/мм2) и одновременному повышению стойкости против HIC (в среднем от CLR 17% до CLR 1% при Тко = 420°С) по сравнению со сталью без молибдена.

9. На основании проведенных исследований разработан химический состав и режимы контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением для изготовления в условиях ТЛС-3600 ПАО «МК «Азовсталь» толстолистового проката из сталей категорий прочности Х52MS-Х65MS с повышенной стойкостью против водородного растрескивания (HIC: CLR 15%, CТR 5%, 1%) и сульфидного растрескивания под напряжением CSR (SSC: пор. 0,72·0,5 норм.). По разработанной технологии проведено опытнопромышленное производство листов толщиной 20,0 мм из сталей категорий прочности X52MS, X56MS, X60MS (с Мо) и X65MS и листов в толщинах 20,6, 22,2 и 23,8 мм из стали Х60MS (без Мо) общим весом 3300 т. При этом полностью обеспечены заданные требования к механическим свойствам при испытании на растяжение, сопротивлению хрупкому и вязкому разрушению при испытаниях на ударный изгиб и высокая стойкость листов против коррозионного растрескивания (HIC и SSC), что подтверждается соответствующими актами освоения производства.

Список использованной литературы

1. Shinohara Y., Hara T. Metallurgical design of UOE line pipe for sour service // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil.

20-22 august 2012.

2. Blondeau R. Problems related to use of low alloy steels in H 2S environments:

industrial solutions // Iron and Steelmaking. 1981. Vol. 18. № 3. Р. 201-210.

3. J. Malcolm Gray. Full-Scale Testing of Linepipe for Severe H2S Service // NACE Canadian Regional Western Conference. Anchorage, Alaska.

1996 february 19-22.

Спецификация на магистральные трубы.

4. ANSI/API Spec. 5L.

Американский нефтяной институт. 45-е издание. 2012. - 164 с.

5. DIN EN 10208-2-2009. Трубы стальные трубопроводов для горючих жидкостей. Технические условия поставки. Часть 2: Трубы класса требований B, 2009. - 56 с.

6. ISO 3183-3. Нефтяная и газовая промышленность - Трубы стальные для трубопроводных транспортных систем // Международный стандарт. 2007. - 149 с.

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

8. Submarine Pipeline Systems. Offshore Standard DNV-OS F101 / Det Norske Veritas (DNV). October. 2007. - 240 p.

9. СТО Газпром 2-4.1-223-2008 «Технические требования к электросварным сероводородостойким трубам», Москва, 2008. - 15 с.

10. NACE Standard TM0284-2011 «Evaluation of Pipeline and Pressure Vessel Steels for Resistance to Hydrogen-Induced Cracking», NACE International, Houston, Texas, 2011. - 24 р.

11. NACE Standard TM0177-2005 «Laboratory Testing of Metals for Resistance to Sulfide Stress Cracking and Stress Corrosion Cracking in H2S Environments», NACE International, Houston, Texas, 2005. - 43 р.

12. МСКР-01-85. Методика испытаний сталей на стойкость против сероводородного коррозионного растрескивания. ГКНТ СМ СССР, 1985.

13. Sour gas resistant pipe steel, Niobium Information. № 18/01. CBMM/NPC, Dsseldorf (Germany), 2001.

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

15. Hara T., Asahi H. and Ogawa H. Conditions of Hydrogen-induced Corrosion Occurrence of X65 Grade Line Pipe steels in Sour Environments, Corrosion, 60 (12) (2004), P. 1113-1121.

16. Murata T. 78, 79th Nishiyama Memorial Lecture (International Steel Institute of Japan (ISIJ), 1981), 227.

17. Пемов И.Ф., Нижельский Д.В., Науменко А.А. и др. Разработка комплексной технологии производства коррозионностойкого штрипса класса прочности К50-К52 в условиях ОАО «Уральская сталь» // Сталь. 2013.

№4. С. 58-63.

18. Fowler С., J. Malcolm Gray. The history and development of a new SOHIC test method // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012. P. 47-60.

19. Kalwa Ch., Hillenbrand H-G. Europipe’s experience and developments on pipe material for sour service applications // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012. P. 99-106.

20. Nieto J. et al., Process and quality controls for production of linepipe slabs for sour service applications at Arcelormittal Lazardo Cardenas, Mexico // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012.

P. 107-118.

21. Современная технология производства стали, Niobium Information № 11/96. CBMM/NPC, Dsseldorf (Germany), 1996.

22. Haumann W. and Koch O., 3R international 25, 1986. №5. Р. 261-266.

23. Schwinn V., Streibelberger A. and J. Bauer, Conference “Corrosion 95”, NACE International, Houston (TX), 1995. Р. 66.

24. Ushijima K. et al., “The Technology of Continuous Casting for the Application”, Int. Conf. on HSLA Steels Technology and application, (Materials Park, OH: ASM International), 403.

25. J. Malkolm Gray. Low manganese sour service linepipe steel // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012.

P. 165-182.

26. Bergmann B., Bannenberg N. // Stahl und Eisen. 1992. Bd. 112, № 7.

P. 83-89.

27. Мурсенков Е.С., Кудашов Д.В., Семернин Г.В., Тарвид Д.С.

Совершенствование технологии производства в условиях ЛПК ОАО «ОМК-Сталь» (филиал г. Выкса)» трубных марок стали (09ГСФ, 13ХФА) // Труды XIII Конгресса сталеплавильщиков. 2014. С. 59-64.

28. C.L. Jones et al., Mechanism of hydrogen induced cracking in pipeline steels // International Conference on Technology and Applications of HSLA Steels.

3-6 october 1983. Philadelphia, Pensylvania. Р. 809-825.

29. Т.В. Денисова, М.А. Выбойщик, Т.В. Тетюева, А.В. Иоффе. Изменение структуры и свойств низкоуглеродистых микролегированных трубных сталей при модифицировании РЗМ // МиТОМ. 2012. №10. С. 39-44.

30. Lachmund H., Bruckhaus R. Steelmaking process – basic requirement for sophisticated linepipe applications // “Modern Steels for Gas and Oil Transmition Pipelines, Problems and Prospects”. International Seminar. 2006, Moscow. P. 158-166.

31. Bannenberg N. Recent Developments in Steelmaking and Casting // Niobium Science and Technology // Proceedings of the Intern. Symp. Niobium. USA. Orlando.

December. 2001. P. 379-404.

32. Сappel J., Flender G., Hoffken R. Centre Segregation, Soft Reduction and Oxide Cleanness for Large Diameter Line Pipe with Highest Demands on HIC // Steel Research Int. 2005. №8. Р. 588-594.

33. Yamada K. et al., Influence of metallurgical factors on HIC of high strength ERW line pipe for sour gas service // International Conference on Technology and Applications of HSLA Steels. 3-6 october 1983, Philadelphia, Pensylvania. Р. 835-842.

34. Iino M., Nomura N., Takezawa H. and Takeda T. 1st Int. Conf. On Current Solutions for Hydrogen Problems in Steel, Washington (DC), Nov. 1982.

35. J. Malcolm Gray. Private Communication Sumitomo Metal Industries circa 1987.

36. Okaguchi, T. Kushida, T. Hashimoto, M. Nakano and I. Sakagushi, The Sumitomo Search 54, Oct. 1993. Р. 1-9.

37. Inohara Y., Ishikawa N., Endo S. “Recent Development in High Strength Linepipes for Sour Environment”, Proc. 13th Int. Offshore and Polar Engineering Conference, 2003-Sempo-05.

38. Белый А.П., Исаев О.Б., Матросов Ю.И., Носоченко А.О. Центральная сегрегационная неоднородность в непрерывнолитых листовых заготовках и толстолистовом прокате. – М: Металлургиздат, 2005. – 136 с.

39. Ирвинг В., Пиркинс А. Основные параметры, влияющие на качество непрерывных слябов // Непрерывное литье слябов. – М.: Металлургия, 1982. – С. 164-185.

40. J.J. Moore. «Review of axial segregation in continuously cast steel»

Continuous Casting Vol 3, 1984, Р. 11-20.

41. Дубовенко И.П., Дюдкин Д.А., Семенцов Ю.П. и др. Физические основы кристаллизации непрерывноотливаемого слитка и пути дальнейшего развития непрерывной разливки // Металлургические методы повышения качества стали.

М.: Наука, 1979. С. 181-184.

42. Штадлер П., Харген К., Хаммершмидт П. и др. Формирование литой структуры и макроликвации в непрерывнолитых слябах // Черные металлы. 1982.

№9. С. 32-46.

43. Реллейнейер Х., Рихтер Х., Симон Р. и др. Вакуумирование и внепечная обработка специальных сталей, предназначенных для непрерывной разливки // Достижения в области непрерывной разливки стали. М.: Металлургия, 1987.

С. 58-67.

44. Паршин В.М., Разумов С.Д., Молчанов О.Е. и др. Снижение пораженности непрерывнолитых слябов сетчатыми трещинами при повышенной скорости разливки // Сталь. 1986. №10. С. 33-34.

45. Малиночка Я.Н., Есаулов В.С., Носоченко О.В. и др. Причины образования осевых трещин в слябах, отливаемых на криволинейной МНЛЗ // Сталь. 1984. №1. С. 32-33.

46. Поживанов А.М., Шаповалов А.П., Климов Ю.С. и др. Улучшение качества непрерывнолитых слябов // Сталь. 1984. №8. С. 25-27.

47. Либерман А.Л., Лебедев В.И., Кан Ю.Е. и др. Влияние скорости вытягивания на качество непрерывнолитых заготовок // Сталь. 1985. №12.

С. 26-28.

48. Куклев А.В., Соснин В.В., Поздняков В.А. Формирование осевой химической неоднородности в непрерывнолитых слябах // Сталь. 2003. №8.

С. 71-75.

49. Kivela A., Konttinen U. Dynamic Secondary Cooling Model for Continuous Casting, 78th Steelmaking Conference. Nasville. 1995.

50. Jacobi Н., Dr.-Ing. habil. thesis of TU Clausthal (Germany), June 1991.

51. Казачков Е.А., Корниенко А.И., Носоченко О.В. и др. Улучшение макроструктуры непрерывнолитых заготовок сечением 300 х 1650 мм // Сталь.

1985. №10. С. 15-18.

52. Шукстульский И.Б., Фурман Ю.В. Непрерывная разливка и прокатка заготовок разной толщины // Совершенствование процессов непрерывной разливки стали. Киев, 1985. С. 77-79.

53. Mostert R., A. de Toledo, Condamin L. et al. Influence of chemistry on intercolumnar and surface cracking sensitivity of steel grades // 4 th European Continuous Casting Conference. Birmingham, UK. P. 192-201.

54. Кислица В.В., Исаев О.Б., Лепихов Л.С., Носоченко А.О. Производство качественного проката для конструкций ответственного назначения из стали с различным химическим составом // Сб. тр. научно-технической конференции.

«Состояние и основные пути развития непрерывной разливки стали на металлургических предприятий Украины», 26-27 июня 2001 г. Харьков, С. 131-135.

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

56. Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Емельянов В.В., Кирсанова Г.Б., Багмет O.A. Исследование центральной неоднородности в непрерывнолитых трубных сталях // Сталь. 2002. №3. С. 107-110.

57. Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Володарский В.В., Афанасьев В.П., Хулка К. Высокочистая микролегированная ниобием H2S стойкая трубная сталь Х65 - Х70. // Сталь.- 2001. - №12. С. 55-58.

58. Ю.И. Матросов, Н.В. Колясникова, А.О. Носоченко, И.В. Ганошенко Влияние углерода и центральной сегрегационной неоднородности на H2S-стойкость непрерывнолитых трубных сталей. // Сталь. 2002. №11. С. 71-74.

Матросов Ю.И., Носоченко А.О., Володарский В.В. и др.

59.

Микролегированная ниобием высокочистая трубная сталь категории прочности Х65 // Металл и литье Украины. 2002. №9-10. С. 13-16.

60. Stallybrass C. et al. Alloy design for UOE linepipe material for standard and non-standard HIC conditions // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012. P. 119-133.

61. Малколм Грей. Количественные измерения сегрегации в процессе непрерывной разливки: взаимосвязь сварки в полевых условиях (в условиях эксплуатации) с результатами исследования микроструктуры // Прогрессивные толстолистовые стали для газонефтепроводных труб большого диаметра и металлоконструкций ответственного назначения. / Сб. докладов – М.:

Металлургиздат, 2004. С. 66-69.

62. Матросов Ю.И., Носоченко О.А. Изучение сегрегационной химической и структурной неоднородности непрерывнолитых слябов и листов из сталей для газопроводных труб большого диаметра // Прогрессивные толстолистовые стали для газонефтепроводных труб большого диаметра и металлоконструкций ответственного назначения. / Сб. докладов – М.: Металлургиздат, 2004. С. 70-75.

63. T. Taira et al «HIC and SSC Resistance of Line Pipes for Sour Gas Service»

NKK Technical Report (Overseas) Nov. 31, 1981.

64. James Geoffrey Williams «New Alloy Design Perspectives for High Strength Steels» Third International Conference on Thermomechanical Processing of Steels.

Padua Italy, September 2008.

65. Kobayashi K. et al., High strength sour grade line pipe X70 // «Pipe Technology. Conference» Ostend, Belgium. 2009, оctober 12-14. Рaper № Ostend 2009-022.

66. G. Barthold, A. Streielberger, J. Bauer. Modern line pipe steels for sour service – Experience in applying TM-rolled and accelerated cooling plate. Technical information Dillinger Huttenwerke 9/1989.

67. Bridoux D. et al., Разработка новых марок стали с повышенными характеристиками для транспорта кислого газа и нефти. Нефтегаз Франция, Москва 1986 г.

68. Червонный А.В., Головин С.В., Ильинский В.И., Кудашов Д.В., Семернин Г.В. Освоение производства листового проката классов прочности К48К52 с требованиями к хладостойкости и стойкости к сероводородному растрескиванию в условиях металлургического комплекса Стан-5000 и труб из него // Сборник трудов XXI международной научно-технической конференции «Трубы – 2014» (15-18.09.2014). - Челябинск: ОАО «РосНИТИ», 2014. В 2 ч. (Ч. 1

- 216 с., Ч. 2 – 320 с.). Ч. 1. – С. 142-147.

69. Голованов А.В., Зикеев В.Н., Харчевников В.П., Филатов Н.В., Краснов А.В. Разработка состава стали и технологических параметров производства хладостойкого и сероводородостойкого проката для нефтегазопроводных труб // Сталь. 2005. №9. С. 70-71.

70. Зикеев В.Н., Харчевников В.П., Филатов Н.В., Анучин К.В. Разработка и опробование конструкционных сталей повышенной хладостойкости и сопротивления сероводородному растрескиванию для электросварных (ТВЧ) труб нефтяного сортамента // Металлург. 2008. №9. С. 35-39.

71. Зикеев В.Н., Харчевников В.П., Филатов Н.В., Анучин К.В. Новые конструкционные стали для свариваемых ТВЧ газонефтепроводных, обсадных и насосно-компрессорных труб повышенной прочности, хладостойкости и сопротивления сероводородному растрескиванию // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2008. №3. С. 12- 17.

72. С.В. Коструба и др. Влияние состава и особенностей технологии производства на водородное охрупчивание низколегированных трубных сталей // IV-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» / Сб. докл. – М.: МИСиС, 2008.

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

74. H. Tamehiro et al., “Effect of Accelerated Cooling after Controlled Rolling on the Hydrogen Induced Cracking Resistance of Line Pipe Steel”, Transactions ISIJ, 25(1985), 982-988.

75. Ishikawa N. et al., Material design of high strength/heavy gauge linepipes for sour service // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012. P. 135-154.

76. Ishikawa N., Endo S., Shinmiya Т. High-grade line pipe for heavy sour environment // “Pipeline Technology”. 4th International Conference. 9-13 May 2004.

Ostend, Belgium. P. 1633-1648.

77. Schwinn V. Thieme A. TMCP steel plates for sour service linepipe application // “Modern Steels for Gas and Oil Transmition Pipelines, Problems and Prospects”. International Seminar. 2006, Moscow. P. 167-172.

78. Alonso-Falleiros N., Steele for Sour Service: Research in Escola Politecnica, University of So Paulo (EPUSP) // «Microalloyed Steels for Sour Service International Seminar». So Paulo, Brazil. 20-22 august 2012. P. 1-16.

79. Ishikawa N. et al., Recent advance in high strength linepipe for heavy sour service // «Pipe Technology. Conference» Ostend, Belgium. 2009, оctober 12-14. Рaper № Ostend 2009-059.

80. Endo S. et al., Advance in High Performance Linepipes with Respect to Strength and Deformability // Proceeding of Pipe Dreamer’s Conf. 2002. P. 273-288.

81. Морозов Ю.Д., Матросов М.Ю., Настич С.Ю., Арабей А.Б.

Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой // Металлург. 2008. №8. С. 39-42.

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

83. Hillenbrand H.-G., Gras M., Kalwa C. Development and production of high strength pipeline steels. Proceedings of the Int. Symposium Niobium 2001 (Orlando, USA)/ TMS. Niobium 2001 Lim. Р. 543-569.

84. DeArdo A.J. Modern Thermomechanical Processing of Microalloyed Steel: A Physical Metallurgy Perspective // Microalloying95 Conference Proceedings.

Pittsburgh, PA, June 11-14, 1995. Р. 15-33.

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

86. Sellars C.M., Whitman W.A. Recrystallization and grain growth in hot rolling // «Metal Science», №13, 1979. Р. 187-194.

87. Tanaka T. Science and technology of hot rolling processing of steel // Microalloying95 Conference Proceedings. Pittsburgh, PA, June 11-14, 1995, Р. 165-181.

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

Контролируемая прокатка. - М.: Металлургия, 1979. 184 с.

89. DeArdo A.J. Fundamental Metallurgy of Niobium in Steel. Development and production of high strength pipeline steels. // Proceedings of the Int. Symposium Niobium 2001 (Orlando, USA)/ TMS. Niobium 2001 Lim. Р. 427-500.

90. Матросов Ю.И. Механизмы влияния микродобавок V, Nb и Ti на структуру и свойства малоперлитных сталей // МиТОМ. 1984. №11. С. 13-22.

91. Akben M.G., Jonas J.J. Influence of multiple microalloy addition on the flow stress and recrystallization behavior of HSLA steels. HSLA steels. Technology and Applications // Proceedings of the International Conference on Technology and Applications of HSLA steels, 3-6 October, 1983, Philadelphia, Pennsylvania, Р. 149-162.

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

Ниобийсодержащие низколегированные стали. – М.: СП «Интермет инжиниринг», 1999. – 94 с.

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

94. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов // M.:

«Металлургия», 1978, 556 с.

95. Hodgson P.D., Jonas J.J., Yue S. Growth during and after the static and metadynamic recrystallization of austenite // Proceedings of the International Conference on grain growth in polycrystalline materials (Rome, Italy, 1991). – Materials Science Forum, 1992, Vols. 95-96. Р. 715-722.

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

97. Palmiere E.J., Garcia C.I., DeArdo A.J. Influence of processing conditions and alloy on the static recrystallization of Microalloyed austenite // Microalloying in Steels. Proceedings of the International Conference on «Microalloying in Steels», 7-9 September, 1988, Donostia-San Sebastian, Basque Country, Spain, Р. 151-158.

98. Jonas J.J. Effect of interpass time on dynamic and static softening during rolling // Proceedings of the 2nd International Conference on Thermomechanical Processing of steels TMP 2004 (Liege, Belgium, June 15-17, 2004)/Editor Marcel Lamberights: Centre de Recherches Metallurgiques (CRM) Verlag Stahleisen GmbH, Dusseldorf (2004), Р. 35-42.

99. Морозов Ю.Д., Пемов И.Ф., Голи-Оглу Е.А., Нижельский Д.В. Влияние скорости охлаждения подката при контролируемой прокатке на состояние горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и механические свойства микролегированной стали. Часть 1 // Металлург. 2011. №12. С. 49 - 56.

100. Морозов Ю.Д., Пемов И.Ф., Нижельский Д.В., Голи-Оглу Е.А. Влияние скорости охлаждения подката при контролируемой прокатке на состояние горячедеформированного аустенита, конечную микроструктуру и механические свойства микролегированной стали. Часть 2 // Металлург. 2012. №2. С. 70 - 77.

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

102. Kozasu I., Ouchi C., Sampei T., Okita T. Hot Rolling as a High-Temperature Thermo-Mechanical Process // Proc. Microalloying’75. NY: Union Carbide Corporation, 1977. Р. 120-135.

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

104. Смирнов Л.А., Митчелл П. Достижения в использовании ванадия в стали (по материалам семинара) // Сталь. 2003. №2. С. 93-95.

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

106. Hoh B., Brief introduction into Metallurgy and Process Technology of Accelerated Cooling of Plate // Processing of New Steels for Thick Plate for Oil and Gas Transmission Pipe and other Heavy Duty Application Int. Conference, Mariupol, Ukraine 2002, P. 3-14.

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

108. Матросов Ю.И., Цкитишвили Э.О., Попов Е.С., Коновалов Г.Н., Холодный А.А. Ускоренное охлаждение после контролируемой прокатки при производстве толстолистовых трубных сталей на стане 3600 ПАО «МК «АЗОВСТАЛЬ» // Металлург. 2013. №9. С. 77-83.

109. Настич С.Ю., Матросов М.Ю. Структурообразование высокопрочных трубных сталей при термомеханической обработке // Металлург. 2015. №9.

С. 46-54.

110. Wu C.T., Pan Y.T. Microstructural development during accelerated cooling

a plain carbon steel. HSLA steels//Proceedings of on International Symposium on:

“Processing, microstructure and properties of HSLA steels”, Pittsburg, USA, 3-5 November, 1987, P. 345-358.

111. Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Матросов М.Ю., Чевская О.Н.

Обеспечение повышенного комплекса свойств проката для труб большого диаметра на основе формирования феррито-бейнитной микроструктуры стали // Металлург. 2008. №1. С. 41-46.

112. Эфрон Л.И., Литвиненко Д.А., Ефимов А.А. Фазовые превращения в сталях повышенной и высокой прочности для сварных конструкций при термодеформационной обработке // Изв. РАН. Металлы. 1993. №6. С. 99-106.

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

114. Арзамасов Б.Н., Крашенинников А.И., Пастухова Ж.Б., Рахштадт А.Г.

Научные основы материаловедения / Учебник для вузов. – М.: Изд-во МГТУ им.

Н.Э. Баумана, 1994. 366 с.

115. Stallybrass C., Grimpe F., Meuser H., Hillenbrand H-G. Development of high strength heavy plate optimised for low-temperature toughness for linepipe applications. / in Proceedings: Pipeline Technology Conference, Ostend, 12-14 October

2009. Paper no: Ostend2009-003.

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

117. Матросов М.Ю., Лясоцкий И.В., Кичкина А.А. и др. Особенности и классификация структур низкоуглеродистых низколегированных высокопрочных трубных сталей // Сталь. 2012. №1. С. 65-74.

118. Thompson S.W., Colvin D.J., Krauss G. Continuous Cooling Transformations and Microstructures in a Low-Carbon High-Strength Low-Alloy Plate Steel // Metall. Trans. A. 1990. Vol. 21A. P. 1493–1507.

119. Смирнов М.А., Пышминцев И.Ю., Борякова А.Н. К вопросу о классификации микроструктур низкоуглеродистых трубных сталей // Металлург.

2010. №7. С. 45-51.

120. Zayac S., Schwinn W., Tacke K.-H. Characterization and quantification of complex bainitic microstructures in high and ultrahigh linepipe steels // Material Science Forum. 2005. Vol. 500-501. P. 387-394.

121. Banadkouki G.S., Dunne D. Formation of ferritic products during continuous cooling of a Cu-bearing HSLA steel // ISIJ International. 2006. Vol. 46. №5.

Р. 759-768.

122. Bramfitt B.L., Speer J.G. A perspective on the morphology of bainite // Metall. Trans. A. 1990. Vol. 21A. P. 817–839.

123. Зайцев А.И., Крапошин В.С., Родионова И.Г., Семернин Г.В., Талис

А.Л. Комплексные неметаллические включения и свойства стали. М.:

Металлургиздат, 2015. 276 с.

Матросов Ю.И., Холодный А.А., Попов Е.С., Сосин С.В., 124.

Коновалов Г.Н. Влияние режимов деформационно-термической обработки трубной стали на формирование микроструктуры и сопротивление водородному растрескиванию (HIC) // Проблемы черной металлургии и материаловедения.

2014. №1. С. 98-104.

125. Матросов М.Ю., Таланов О.П., Холодный А.А. Разработка трубных сталей с феррито-бейнитной структурой, стойких к водородному растрескиванию и сероводородному растрескиванию под напряжением // Международный научнотехнический конгресс «ОМД 2014. Фундаментальные проблемы. Инновационные материалы и технологии». Москва. 14-17 апреля 2014 г. Сборник докладов. – М.:

НИТУ «МИСиС», 2014. Т. 2. С. 481-490.

126. Матросов Ю.И., Холодный А.А., Попов Е.С., Коновалов Г.Н., Сосин С.В. Микроструктура и свойства толстолистового проката из трубных сталей Х52-Х65 после ТМО с ускоренным охлаждением // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2014. №3. С. 53-60.

127. Матросов Ю.И., Холодный А.А., Матросов М.Ю., Попов Е.С., Коновалов Г.Н., Сосин С.В. Влияние параметров ускоренного охлаждения на микроструктуру и сопротивление водородному растрескиванию (HIC) низколегированных трубных сталей // Металлург. 2015. №1. С. 68-75.

128. Холодный А.А., Матросов Ю.И., Матросов М.Ю., Сосин С.В. Влияние углерода и марганца на стойкость низкоуглеродистых трубных сталей к водородному растрескиванию // Металлург. 2016. №1. С. 54-58.

Pages:     | 1 ||
Похожие работы:

«НАУЧНЫЙ ВЕСТНИК МГТУ ГА № 197 УДК 656.7:658 ОСОБЕННОСТИ НАЛОГООБЛОЖЕНИЯ ЛИЗИНГОВЫХ ОПЕРАЦИЙ В РОССИЙСКИХ АВИАКОМПАНИЯХ А.С. БОРЗОВА, И.П. ЖЕЛЕЗНАЯ Статья представлена профессором, доктором технических наук Воробьевым В.В. В статье рассматриваются вопросы налогообложения лизинго...»

«1 Оборин В.А., зам. начальника ГОВД с 1984 по 1992 г., подполковник милиции в отставке История создания милиции в Лысьве Город Лысьва, имеющий более чем двухсотлетнюю историю, можно считать одним из старейших городов Западного Урала. Рождение...»

«Код ОКП 437130 "Посейдон-Н-АМ(п)" Модуль адресуемый Руководство по эксплуатации АСТА.425411.003 РЭ Санкт-Петербург СОДЕРЖАНИЕ СОДЕРЖАНИЕ 1 Назначение.. 4 2 Технические характеристики.. 5 3 Устройство и работа.. 9 4 Ввод в эксплуатацию.. 16 5 Техническое обслуживание.. 19 6 Возможные неисправности и спо...»

«ООО "Компания "АЛС и ТЕК" УТВЕРЖДЕН 643.ДРНК.501590-01 32 01-ЛУ MSAN-ALS Руководство системного программиста 643.ДРНК.501590-01 32 01 ( CD-R ) Листов 115 643.ДРНК.501590-01 32 01 СОДЕРЖАНИЕ ВВЕДЕНИЕ 1.Общие сведения о системе 2.СТРУКТУРА СИСТЕМЫ 2.1.Технические характеристики 2.1.1.Технические...»

«Федеральный надзор России за ядерной и радиационной безопасностью (Госатомнадзор России) ПРАВИЛА И НОРМЫ В АТОМНОЙ ЭНЕРГЕТИКЕ Утверждены Постановлением Госатомнадзора России от 17.02.1...»

«2013 ПРАВИЛА ЗЕМЛЕПОЛЬЗОВАНИЯ И ЗАСТРОЙКИ МУНИЦИПАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ "КУЗЬМИНСКИЙ СЕЛЬСОВЕТ" ЗНАМЕНСКОГО РАЙОНА ТАМБОВСКОЙ ОБЛАСТИ ООО "Национальная градостроительная компания" Правила землепользования и застройки муниципального образования "Кузьминский сельсовет" Заказчик проекта: Администрация муниципального образо...»

«УДК 378 h.c. gахароа* ФОРМИРОВАНИЕ СОЦИАЛЬНОЙ КОМПЕТЕНЦИИ БУДУЩИХ ИНЖЕНЕРОВ В КОНТЕКСТЕ СОВРЕМЕННЫХ ДОСТИЖЕНИЙ ПРОФЕССИОНАЛЬНОЙ ПЕДАГОГИКИ В статье рассматриваются сущность компетентностного...»

«E/ECE/324 E/ECE/TRANS/505 Rev.2/Add.l09 page3 Правила № 110 ЕДИНООБРАЗНЫЕ ПРЕДПИСАНИЯ, КАСАЮЩИЕСЯ ОФИЦИАЛЬНОГО УТВЕРЖДЕНИЯ: I. ЭЛЕМЕНТОВ СПЕЦИАЛЬНОГО ОБОРУДОВАНИЯ МЕХАНИЧЕСКИХ ТРАНСПОРТНЫХ СРЕДСТВ, ДВИГАТЕЛИ КОТОРЫХ РАБОТАЮТ НА СЖАТОМ ПРИРОДНОМ ГАЗЕ (СПГ);П....»

«Министерство образования и науки Российской Федерации Правительство Вологодской области Администрация города Вологды Фонд содействия развитию малых форм предприятий в научно-технической сфере Вологодс...»

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ КУРСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ В.М. Полунин, Г.Т. Сычев КАФЕДРА ФИЗИКИ Физический практикум для студентов технических специальностей заочной, ускоренной и дистанционной форм обучения Курск 2006 УДК 531/534 Б...»

«Контроллер LN-IR44B-12 (12V, 72W, ПДУ 44кн) Описание: Контроллер LN-IR44B-12 – многофункциональный, светодиодный контролер. Управление светодиодной RGB лентой осуществляется с помощью ШИМ (широтно-импульсной модуляции), управление контроллером осуществляется с помощью беспроводного инфракр...»

«Контрольно кассовая машина Меркурий-130К Руководство по эксплуатации АВЛГ 417.00.00 РЭ Москва Содержание 1 ВведениеU..4 TU UT TU T 1.1U НазначениеU TU T TU T 1.2U Состав машины и технические да...»

«МЕХАНИКА Теоретические и экспериментальные исследования Т Е О Р Е Т И Ч Е С К И Е И Э К С П Е Р И М Е Н ТА Л Ь Н Ы Е Т Е О Р Е Т И Ч Е С К И Е И Э К С П Е Р И М Е Н ТА Л Ь Н Ы Е И С С Л Е Д О В А Н И Я У П РА В Л Я Е М О Г О Д В И Ж Е Н И Я Ш А Г А Ю Щ И Х И С С Л Е Д О В А Н И Я У П РА В Л Я Е М О Г О Д В И Ж Е Н...»

«МИНИСТЕРСТВО ЗДРАВООХРАНЕНИЯ РЕСПУБЛИКИ БЕЛАРУСЬ УТВЕРЖДАЮ Первый заместитель министра здравоохранения В. В. Колбанов 27 декабря 2005 г. Регистрационный № 196-1203 ИЗМЕРЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКОГО ИМПЕДАНСА ШЕЙКИ МАТКИ В ДИАГНОСТИКЕ ЕЁ ФУНКЦИОНАЛЬНОЙ НЕСОСТОЯТЕЛЬНОСТИ У БЕРЕМЕННЫХ ЖЕНЩИН Инст...»

«Мобильные дробильные установки для окончательного измельчения ДРОБИЛЬНЬІЕ УСТАНОВКИ С КОНИЧЕСКОЙ ДРОБИЛЬНЬІЕ УСТАНОВКИ С РОТОРНОЙ ДРОБИЛКОЙ MOBICONE ДРОБИЛКОЙ MOBIFOX Мобильные дробильные установки для окончательного измельчения: Вместо стационарных мобильные. Опыт, накопленный Kleemann GmbH при Обладающие очень высокой разработке и постройке ста...»

«Проблема эмоционального интеллекта, как аффективнокогнитивная координация профессиональной составляющей личности педагога Горбунов С.А. Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова ("МГТУ"). Институт педагогики, психологии и социальной...»

«1 СОДЕРЖАНИЕ стр.1. ПАСПОРТ ПРОГРАММЫ ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО МОДУЛЯ 4 2. РЕЗУЛЬТАТЫ ОСВОЕНИЯ ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО МОДУЛЯ 6 3. СТРУКТУРА И СОДЕРЖАНИЕ ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО МОДУЛЯ 7 4 УСЛОВИЯ РЕАЛИЗАЦИИ ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО МОДУЛЯ 24 5. КОНТРОЛЬ И ОЦЕНКА РЕЗУЛЬТ...»

«(19) (11) (13) РОССИЙСКАЯ ФЕДЕРАЦИЯ RU 2 483 695 C1 (51) МПК A61D 7/00 (2006.01) ФЕДЕРАЛЬНАЯ СЛУЖБА ПО ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ (12) ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ На осно...»

«Программный комплекс QUIK – фронт-офисная система прямого доступа Создание индикаторов технического анализа с помощью скриптов Lua Инструкция © ARQA Technologies, октябрь 2013 Содержание Как устроены индикаторы в QUIK 1. 1 Минимальный код индикатора 2. 2 Изменяем свойства...»

«ГОСТ Р ИСО/МЭК 17025-2006 Группа Т51 НАЦИОНАЛЬНЫЙ СТАНДАРТ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ ОБЩИЕ ТРЕБОВАНИЯ К КОМПЕТЕНТНОСТИ ИСПЫТАТЕЛЬНЫХ И КАЛИБРОВОЧНЫХ ЛАБОРАТОРИЙ General requirements for the competence of testing and calibration laboratories ОКС 03.120.10 Дата введения 2007-07-0...»

«Направление подготовки: 13.03.02 (140400.62) – Электроэнергетика и электротехника, профиль: Релейная защита и автоматизация электроэнергетических систем ПРОЕКТИРОВАНИЕ УСТРОЙСТВ РЕЛЕНОЙ ЗАЩИТЫ А.Г. Ротачева...»

«МЕЖДУНАРОДНЫЙ НАУЧНЫЙ ЖУРНАЛ "ИННОВАЦИОННАЯ НАУКА" №8/2015 ISSN 2410-6070 Рисунок 2 – Режимы заряда-разряда АКБ с помощью контроллера Известно немало схемотехнических решений в области разработки КЗР для ФЭУ. Так, в статье [6] предлагается схема регулятора заряда АКБ от СМ с двухступенчатым зарядным циклом, в котором исполь...»

«ДОГОВОР № о техническом обслуживании внутридомового газового оборудования (внутриквартирного газового оборудования и внутридомового газового оборудования в домовладениях) при использовании сжиженного углеводородного газа _ 20_ г....»








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

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