Исследование структуры, выделений дисперсных фаз, механических свойств и критериев трещиностойкости сталей класса прочности К65 (Х80) тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Лежнин, Никита Владимирович

• Лежнин, Никита Владимирович
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Лежнин, Никита Владимирович

Содержание

Введение

1. Аналитический обзор

1.1 Химический состав сталей труб магистральных газопроводов нового поколения

1.2 Технология получения листа класса прочности К65 (Х80)

1.3 Формирование структура металла при интенсивной

пластической деформации

1.4 Виды разрушения металлов

1.5 Методы испытания на трещиностойкость металла труб для магистральных газопроводов высокого давления

2. Материалы и методики исследования

2.1 Материал исследования

2.2Режимы термообработок

2.3 Методики структурных исследований

2.4Испытания механических свойств

3. Исследование микроструктуры сталей типа 05Г2МБТ, полученных

по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением

3.1 Морфология феррита и упрочняющих структурных оставляющих

3.2 Электронно-микроскопическое исследование структуры

3.3 Морфология и природа дисперсных частиц

Выводы

4. Изучение механических свойств основного металла труб

4.1 Влияния химического состава на уровень механических свойств

4.2Прочностные и пластические характеристики

4.3 Испытания на ударный изгиб

4.3.1 Изменение геометрических размеров

4.3.2 Зоны на поверхности разрушения

4.3.3 Особенности рельефа отдельных зон

Выводы

5. Расщепления

5.1 Морфология расщеплений

5.2Микрорельеф стенок расщеплений и области релаксации вокруг

них

5.3Модель формирования расщеплений

Выводы

Заключение

Общие выводы

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование структуры, выделений дисперсных фаз, механических свойств и критериев трещиностойкости сталей класса прочности К65 (Х80)»

Введение

Актуальность темы. Повышение эксплуатационных характеристик магистральных газопроводов высокого давления достигается в настоящее время за счет использования труб высокого класса прочности К65 (Х80). Применение современных технологий (внепечной обработки стали, контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением и др.) позволило производить листовой прокат и, соответственно, сварные трубы высокочистые по неметаллическим включениям и примесям, со сверхмелкозернистой структурой, дисперсионно упрочненные частицами карбонитридов на основе V, №>, Тл, с агрегатным упрочнением бейнитом/мартенситом при практически полном отсутствии перлита. Это обусловило формирование высокого комплекса свойств: повышенная прочность листа (труб) сочетается с высокой вязкостью.

Использование сварных труб большого диаметра (до 1420 мм) со стенкой 27,7мм и больше, поставило на одно из первых мест проблему надежности их эксплуатации, в частности, трещиностойкости - способности материала с трещиной деформироваться без разрушения. Наиболее объективная оценка работы трубопроводов дается при проведении полномасштабных пневматических полигонных испытаний. Из-за высокой стоимости и трудоемкости полномасштабные полигонные испытания применяются выборочно для отдельных партий труб, тогда как лабораторные испытания, обладающие большой статистической ценностью, проводятся для каждой трубы и ее различных частей. Это приводит к необходимости использования объективных лабораторных критериев трещиностойкости, отыскания их связи между собой и с результатами полигонных испытаний.

Для современных высоковязких трубных сталей известные лабораторные методы и варианты испытания склонности материалов к хрупкому разрушению оказались недостаточно пригодными и информативными. К тому же структура листа (труб) нового поколения, полученная по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, обусловила особый механизм макровязкого разрушения.

Отсюда актуальность темы диссертации и обоснованность поставленной в работе цели.

В основу диссертации положены собственные экспериментальные и теоретические разработки, полученные на базе кафедры термообработки и физики металлов ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», а так же экспериментальные

данные ОАО «Газпром» и ОАО «РосНИТИ», полученные в рамках научно-технического сотрудничества.

Целью работы явилось на основе исследований микроструктуры и фазового состава, комплекса механических свойств и фрактографического анализа установить параметры, коррелирующие с трещиностойкостью сталей типа 05Г2МБТ промышленной выплавки, используемых в качестве основного металла сварных прямошовных труб магистральных газопроводов.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Установить особенности микроструктуры и фазового состава гетерофазных сталей класса прочности К65 (Х80), полученных по технологии контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением.

2. Изучить комплекс механических свойств данных сталей при испытаниях на растяжение и ударный изгиб.

3. Отыскать связь геометрических и фрактографических параметров изломов образцов Шарпи исследованных сталей с уровнем ударной вязкости.

Научная новизна.

1. Установлены особенности микроструктуры и фазового состава основного металла сварных прямошовных труб класса прочности К65 (Х80), ответственные за комплекс их механических свойств.

2. Сформулированы критерии трещиностойкости высоковязких гетерофазных сталей со сверхмелким зерном.

3. Предложена модель образования и роста расщеплений (вторичных трещин), возникающих при разрушении листового проката, изготовленного высокотемпературной деформацией по регламентированным режимам с ускоренным охлаждением. Разработанная модель возникновения и роста расщеплений положена в основу трактовки их влияния на трещиностойкость сталей.

Практическая значимость.

1. Сформулированы критерии трещиностойкости для аттестации вязких свойств сталей (труб) класса прочности К65 (Х80) при приемно-сдаточных испытаниях и после определенных периодов эксплуатации.

2. Предложены рекомендации по корректировке химического состава основного металла сварных труб большого диаметра, режимов контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения листового проката для них.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты.

1. Особенности микроструктуры и фазового состава сталей (труб) различных производителей, снижающие их вязко-пластические характеристики.

2. Связь геометрических и фрактографических параметров изломов образцов Шарпи, разрушенных при испытаниях на ударный изгиб, с уровнем вязких свойств сталей для труб магистральных газопроводов.

3. Лабораторные критерии трещиностойкоси высоковязких сталей повышенной прочности.

4. Модель образования и роста расщеплений в листовых сталях, полученных по режимам контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением, и трактовка их влияния на сопротивление вязкому разрушению.

Апробация работы:

Основные положения и результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на: научно-техническом семинаре «Бернштейновские чтения» по ТМО металлов (г. Москва, 2011), XIX международной научно-технической конференции «Трубы» (г. Челябинск, 2011). V Всероссийской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011), ХП-ХШ международных научно-технических уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых (г. Екатеринбург, 2011-2012), VII Всероссийской научно-технической конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2012).

Публикации:

По теме диссертации опубликовано 13 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации, в том числе 5 статей в рецензируемых научно-технических изданиях, определенных ВАК.

Автор считает своим долгом выразить глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Фарберу Владимиру Михайловичу за помощь и руководство на всех этапах выполнения диссертации, а также д.т.н. профессору Попову Артемию Александровичу и коллективу кафедры «Термообработки и физики металлов» за помощь в проведении экспериментов.

Считаю необходимым поблагодарить директора ОАО «РосНИТИ» Пышминцева Игоря Юрьевича и сотрудников лаборатории труб большого диаметра, а также начальника отдела Научно-технического управления департамента перспективного развития ОАО «Газпром» Арабея Андрея Борисовича за предоставленные экспериментальные данные.

б

1. Аналитический обзор

1.1. Химический состав сталей труб магистральных газопроводов нового поколения.

Принципы разработки химического состава конструкционных сталей обосновываются условиями эксплуатации конструкции. В случае высокопрочных сталей для сварных труб большого диаметра могут они быть сформулированы исходя из требуемого значения углеродного эквивалента [1]. Углеродный эквивалент является универсальным и достаточно консервативным параметром, позволяющим оценить возможность получения надежного сварного соединения. Это эмпирическое выражение, учитывающее содержание всех основных элементов, входящих в состав стали и оказывающих определенное влияние на закономерности кристаллизации и формирование структуры вблизи линии сплавления и в зоне термического влияния. С появлением новых технологий по контролю содержания углерода, микролегированию, упрочнению методами термомеханической обработки и ускоренного охлаждения, были разработаны различные уравнения, описывающие химические составы различных групп сталей (таблица 1.1.1).

Таблица 1.1.1.

Наиболее распространенные формулы для расчета углеродного эквивалента

Обозначение Формула для вычисления углеродного эквивалента

IIW-CE ^ ^ Мп Cr + Mo + V Ni + Cu CE = С +-+-+- 6 5 15

Винтертон „ _ Мп Си Cr Ni Mo V СЕ = С +-+ — + — + — +-+ — 6 40 10 20 50 10

Котрелл ^ ^ Мп Cr + Mo V Nb 0,0001 СЕ = С +-+-+ —+ — + —- 6 5 3 4 S

DNV ^ ^ Si Мп Cr Ni + Cu Mo V CE = С + — + — + — +-+ — + — 24 10 5 40 4 14

D ^ ^ Si Мп + Си Cr Ni + Mo V СЕ = С + — +-+ — +-+ — 25 16 20 20 15

Рсш ^ Si Mn + Cu + Cr Mo Ni V Рст = С + — +-+-+ — + — + 5 В 30 20 15 60 10

CEN п^т ^ Г® Мп Си Ni Cr + Mo + Nb + V __] CEN = С + А(С) • — +-+ — + — +-+ 5В L24 6 15 20 5 J

Следует заметить, что низкое содержание углерода само по себе еще не приводит автоматически к низкому значению углеродного эквивалента.

Кроме того, для оценки свариваемости низкоуглеродистых высокопрочных сталей величина параметра стойкости против растрескивания при сварке Рст является более подходящей, чем величина углеродного эквивалента (СЕ). Значения этих параметров приведены в таблице 1.1.2. Углерод в последние годы все шире признается наиболее сильным упрочняющим элементом, ухудшающим комплекс механических и технологических свойств, что определяет снижение его концентраций в трубах ответственного назначения.

Таблица 1.1.2. Предельные значения СЕ и Рст для сталей Х90 и XI00

Класс прочности основного металла труб СЕ р А сгп

Х90 0.48 шах 0.22 шах

Х100 0.51 шах 0.22 шах

Возможны три основных подхода к разработке свариваемых высокопрочных сталей.

В подходе «А» описывается химический состав сталей с относительно высоким значением углеродного эквивалента - 0,49 %. В этом случае сталь может иметь относительно высокое содержание углерода - порядка 0,08 %. Подход «А» предъявляет наименее жесткие требования к процессам обработки стали, так как в этом случае требуемая структура может быть получена при сравнительно низкой скорости охлаждения проката и высокой температуре остановки ускоренного охлаждения. Однако, реализация подхода «А» приводит к недостаточно хорошей свариваемости и весьма низкой вязкости при распространении трещин. В этом случае затруднительно также достижение высоких значений вязкости при испытаниях по Шарпи при температурах ниже минус 40 °С, что необходимо при строительстве газопроводов в арктических регионах.

Подход «В» предполагает использование стали с содержанием углерода порядка 0,05 %, что делает достижимым значение углеродного эквивалента около 0,43 %. Безусловно, это улучшает свариваемость, однако для получения требуемой прочности становятся необходимыми более высокая скорость охлаждения и более низкая температура остановки ускоренного охлаждения. При реализации подхода «В» требуются более сложные условия контролируемой прокатки, так как необходимо строго контролировать конечную температуру. В таких сталях возможно

образование мартенсита и разупрочнение в зоне термического влияния заводского сварного шва.

Подход «С» использует промежуточное значение углеродного эквивалента — 0,48 % и приводит к химическому составу сталей с 0,06 % углерода. Преимущество этого подхода заключается в том, что указанные пределы способны охватить индивидуальные значения пределов более чем одного производителя. Такой подход можно использовать, когда трубы из высокопрочной стали поставляются несколькими производителями.

При производстве высокопрочных трубных сталей используются различные системы легирования. Вводимые в высокопрочные трубные стали легирующие элементы можно разделить на два вида: одни применяются как элементы традиционного легирования и способствуют образованию бейнита. Другие - являются микролегирующими элементами и используются, в основном, для дисперсионного упрочнения выделениями карбидных фаз.

Одним из ключевых моментов, определяющих эффективность действия легирующих элементов, правильность подобранной композиции, является регламентированная устойчивость переохлажденного аустенита. Её наиболее сильно повышают углерод и бор [2,3], применение последнего считается целесообразным для перспективных марок групп Х100 и XI20. При низком содержании углерода в многофазных трубопроводных сталях относительно высоких групп прочности (Х65...Х80) необходимая устойчивость переохлажденного аустенита обеспечивается Мп, Мо, Сг и что приводит к смещению I ступени распада переохлажденного аустенита вправо и появлению возможности при ускоренном охлаждении (быстрее 12 град/с) исключить образование перлита и сформировать структуру, состоящую из полигонального феррита и бейнита (реечного феррита), а также мартенсита при большей интенсивности охлаждения (рис. 1.1.1).

Соотношение между этими структурными составляющими определяется составом стали (точнее составом переохлажденного аустенита), скоростью охлаждения в температурном интервале распада аустенита, которую, в частности, косвенно удается регулировать путем изменения температуры окончания принудительного охлаждения [4, 5].

Ведущая роль в формировании необходимой прокаливаемости отводится марганцу, содержание которого составляет 0,80... 1,50 %, а в ряде случаев достигает 2,00 %. Однако чрезмерное легирование марганцем имеет ряд недостатков, связанных в первую очередь, с его повышенной способностью к ликвации. Необходимая устойчивость переохлажденного аустенита при снижении количества марганца и углерода может достигаться

за счет повышения содержания Сг до 0,40...0,80% [6], который распределяется в слитке более равномерно.

Хром увеличивает коррозионную стойкость в ряде сред, повышает прочность нормализованных сталей пропорционально логарифму его содержания. В подобных направлениях действует медь, вызывая дисперсионное твердение, её количество в углеродистых сталях благоприятно поддерживать на уровне приблизительно 0,25 %, что рекомендуется особенно для фиттингов.

800

600-

О

° 400

200-

Х N ^ ч ^ ^ \ ч ч — - ч ч ~~ Ч^1Ф+ЗФ К ^ N .^..-.н......\.......... ........

................ ч ч РФч \ \ .........' V V 4 4 ^ \ 4 4 ^ /л-\ / 4 / 4 ■ Т и \

* \ \ X * X V ч х \ х » ......л..Д.....\............... ..........4..........V.........V \ \ \ * » V * V \ 4 * \ * * \ \ \ \ 1 \

1 1 4 » 1 \ 4 4 \ \ 40 30 20 10 * * \ « 1 * \ 1 5 2 1 * 1 \ 0,5

! I I

10

100

1000

т, сек

Рис. 1.1.1. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита малоуглеродистой микролегированной стали 0,025 % С - 1,56 % Мп - 0,24 % 81 - 0,32 % Мо - 0,04 % №> - 0,02 % V (СЭКв=0,35; РСм=0,15) [7]: феррит: РФ - реечный, ИФ - игольчатый, ЗФ - зернистый, ПФ -полигональный; П - перлит, ВП - вырожденный перлит.

Известно, что микродобавки №>, V, Т1 действуют на кинетику распада неоднозначно [8]. Присутствующие в аустените нерастворившиеся частицы МеС ускоряют распад аустенита, так как они связывают часть атомов углерода и являются подложками для зародышей феррита. В то же время атомы №>, V, 71, находясь в твердом растворе, тормозят диффузионное перераспределение атомов углерода в переохлажденном аустените и тем самым сдерживают его распад. В силу этого и благодаря малому количеству N1), V, Т1 в трубных сталях их влияние на распад переохлажденного аустенита считается нейтральным.

Карбиды и нитриды ниобия имеют одинаковую кубическую решетку и взаимно растворимы, что определяет высокую вероятность выделения карбонитридов при обработке. В то же время нитриды титана ПК формируются при высоких температурах в процессе кристаллизации расплава, а карбиды формируются в твердой стали [5]. Наличие нитрида титана в определенной степени сдерживает рост аустенитного зерна при нагреве под прокатку. При последующей обработке роль микролегирующих элементов сводится к следующему [9]:

замедлению рекристаллизации деформированного аустенита наблюдается ниже 900 °С, что подразумевает возможность в случае такого микролегирования (№>, превращения нерекристаллизованного аустенита, этому способствует либо выделения на границах карбонитрида ниобия, либо инициированное деформацией выделение дисперсных частиц;

- измельчению зерна за счет торможения частицами роста зерен новой фазы на межфазной границе [10].

Экспериментально влияние легирования на ход данных процессов при деформации сталей в аустенитном состоянии было изучено многими исследователями [6-15]. Показано, что влияние Мэ на затруднение процессов разупрочнения значительно эффективнее других элементов. Так работы Ямомото с соавторами [13] показали, что добавка 0,097 % №> в сверхнизкоуглеродистую Мп-81 сталь обеспечивает замедление завершения рекристаллизации при 850...900 °С и истинной деформации 0,69 от долей до сотен секунд. По сравнению с другими элементами это дает наибольший эффект, который слабее в стали, микролегированной титаном и тем более ванадием.

Следует отметить, что при малом содержании элементов внедрения (например, 0,002 % С) замедление рекристаллизации обеспечивается атомами ниобия находящимися в твердом растворе. При больших концентрациях углерода происходит выделение карбида (карбонитрида), что оказывает значительно более сильное влияние, а рекристаллизация задерживается на большее время. Выделение карбонитридов может оказывать даже определенное упрочняющее действие при температурах около 900 °С [12].

Весьма перспективно повышение в трубных сталях содержания Мо от 0,08...0,10 до 0,25...0,50 %, который, благодаря сильному торможению диффузионных процессов, действует многогранно:

эффективно повышает устойчивость переохлажденного аустенита, препятствуя выделению полигонального феррита и перлита, что

благоприятствует образованию бейнита, островков мартенсита и остаточного аустенита;

способствует выделению частиц МеС в аустените и феррите, сдерживая их разупрочнение после горячей деформации;

- при отпуске термоулучшенных сталей подавляет хрупкость, препятствует разупрочнению мартенсита (бейнита), особенно при выделении собственного карбида молибдена Мо2С (0,3 % Мо).

При понижении содержания серы от 200 до 20 ррш ударная вязкость возрастает от 15 до 230 Дж (рис. 1.1.2). Таким образом, высокие значения вязкости можно получить только при сочетании в стали низкого содержания серы и углерода. Обработка кальцием изменяет морфологию неметаллических включений, что, как это следует из рис. 1.1.2, также приводит к повышению ударной вязкости.

?т

2 ОС

!1во

о

V

| 120

?

43.

* 80 4Я

С

о 4 с йэ что *05 гоо из

Рис. 1.1.2. Влияние содержания серы на ударную вязкость толстолистового

проката [10]

Изучение влияния содержания фосфора на эксплуатационные свойства трубных сталей показало [10], что, не смотря на его отрицательное влияние на ударную вязкость стали, его понижение ниже 130 ррш экономически не оправдано.

Микроструктура сталей типа 05Г2МБ после контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения представляет собой смесь феррита, бейнита (мартенсита). Важным условием обеспечения заданного комплекса свойств является получение однородной мелкой структуры аустенита перед превращением. Появление крупных зерен в структуре аустенита в случае превращения по сдвиговому механизму приводит к образованию грубой

12

бейнитной структуры и в результате - к повышению критической температуры хрупкости [16].

В зависимости от режимов термодеформационной обработки можно получить феррито-бейнитную сталь с различным содержанием структурных составляющих: нижнего, верхнего бейнита, полигонального и игольчатого феррита, мартенсита. При этом свойства металла также имеют различный уровень. Наиболее благоприятной структурой, как по прочности, так и по вязкости, является игольчатый феррит (безуглеродистый бейнит) в сочетании с небольшим количеством мягкой фазы - полигонального феррита (приблизительно 10%). Для получения стали класса прочности К65 содержание низкотемпературных продуктов должно быть не менее 50...60 % [16].

Полигональный феррит формируется на границах исходных аустенитных зерен, когда диффузионное превращение протекает при достаточно высоких температурах. Зерна полигонального феррита имеют приблизительно равноосную (полиэдрическую) форму. Для ферритных зерен характерна низкая плотность дислокаций, субзеренная структура отсутствует. Дислокации неравномерно распределены по объему зерен феррита. Их плотность несколько возрастает к границам зерен, которые находятся в контакте с кристаллами бейнита [17].

При охлаждении в температурном интервале промежуточного превращения часть аустенита может оставаться непревращенной. Тогда при окончательном охлаждении аустенит либо сохраняется, либо претерпевает мартенситное превращение.

Образование игольчатого бейнита наблюдается при использовании повышенных скоростей охлаждения, обеспечивающих подавление диффузионного превращения. Игольчатый бейнит состоит из вытянутых кристаллов бейнитной а-фазы с высокой плотностью дислокаций. Кристаллы бейнитной а-фазы имеют форму пластин (реек) или игольчатую форму [17].

Когда аустенит претерпевает частичное превращение в мартенсит, в структуре появляются островки мартенсито-аустенитной составляющей. Форма островков остаточного аустенита и мартенсито-аустенитной составляющей бывает различной, но чаще всего она близка к глобулярной. Находясь на границах кристаллов бейнитной а-фазы, островки могут вытягиваться, объединяться. Иногда в структуре встречаются участки, в которых мартенсито-аустненитная составляющая соседствует с перлитом, что является результатом их образования из одного участка аустенита [17].

Характер выделения бейнитной а-фазы различен. Она встречается в виде единичных реек или их небольших скоплений. Часть реек объединена в пакеты [17].

Карбиды ванадия и ниобия. Дисперсионное упрочнение низколегированных сталей обусловлено выделением в них дисперсных карбонитридных фаз, образующихся в процессе горячей прокатки и последующего охлаждения, при нормализации или отпуске после закалки [8, 18].

Образование дисперсных карбонитридных фаз при охлаждении возможно из аустенита и в большей степени из феррита из-за значительно меньшей растворимости углерода и азота в феррите по сравнению с аустенитом.

Можно выделить два типа карбидов: к первому типу относятся относительно крупные частицы в форме тетраэдров или неправильной кубической формы; ко второму - мелкие частицы кубической формы [8].

Карбиды МеС первого типа размером г = 500...2000 А образуются по границам аустенитных зерен. Выделения МеС второго типа располагаются в объеме аустенитного зерна и зарождаются на линиях дислокаций, дефектах упаковки (г = 50...300 А) или по границам субзерен (г = 300...600 А) [8].

Форма и размеры карбидных частиц, решетка которых ориентационно связана с решеткой матрицы, обусловлены размерным и структурным соотношением обеих кристаллических решеток, вследствие чего форма частиц одного и того же карбида, образующегося в аустените и феррите, различна. После потери когерентности с матрицей форма и размеры карбидных частиц обуславливаются типом дефектов, на которых они образуются.

Процессы карбидообразования в аустените в сталях с ниобием и ванадием весьма интенсивно протекают уже при содержании десятых долей процентов этих элементов в стали (более 0,1.. .0,2 %).

Комплексные карбонитриды. Наиболее высоким комплексом свойств обладают мелкозернистые низколегированные стали, упрочненные при совместном введении в сталь азота и карбонитридообразующих элементов -ванадия, ниобия, титана и алюминия [8].

Основную часть выделений при самых высоких температур составляет ИЫ, в то время как следующим выделением при более низких температурах является преимущественно Мэ(С, К). Первичные выделения, образующиеся в аустените, являются сложными (П, №>)-нитридами [19]. Высокодисперсные выделения НИ после разливки обеспечивают измельчение микроструктуры.

В сталях типа 05Г2МБ сравнительно крупные выделения, по данным локального РСА, являются комплексными соединениями Тл, №> (С, Ы),

имеющие кубическую форму (рис. 1.1.3 а). Атомы ниобия расположены, в основном, на периферийном участке выделения, хотя небольшое количество их присутствовало в центре частицы.

Рис. 1.1.3. Частица комплексного карбонитрида Ti, Nb (С, N), захваченная в экстракционную реплику {а) и локальная спектрограмма с нее (б) [20]

Выделения меди. Растворимость меди в аустените больше, чем в феррите. При охлаждении стали растворимость меди быстро снижается и составляет при комнатной температуре меньше 0,2 % [21].

Частицы чистой меди образуются в диапазоне температур 350...500 °С и достигают размеров 50... 150 А [21 ...24]. Их форма близка к сферической и они однородно распределены в зернах феррита (рис. 1.1.4).

Рис. 1.1.4. Выделения дисперсных фаз в стали C-Nb-V (ПЭМ) [22]

При дисперсионном упрочнении медью предел текучести ат повышается более интенсивно, чем предел прочности, что обуславливает высокое отношение предела текучести к пределу прочности. В зависимости от скорости охлаждения и содержания меди уже при охлаждении после прокатки протекают процессы выделения, приводящие к увеличению предела текучести [21].

1.2 Технология получения листа класса прочности К65 (Х80).

Решающее влияние на Повышение прочности сталей при определенном уровне пластических и вязких свойств, а также хладостойкости возможно за счет измельчения зерна, что достигается реализацией оптимальных параметров деформационно-термической обработки - контролируемой регулируемой прокаткой [4, 25...27].

При контролируемой прокатке (КП) регламентируются температура начала и конца горячей деформации, её степень, дробность, распределение по температурным областям и т.д.

Измельчения зёрен феррита можно достигнуть низкотемпературной КП с окончанием деформации в двухфазной области и последующим охлаждением на воздухе или ускоренным, а также рекристаллизационной контролируемой прокаткой (РКП) с относительно высокой температурой конца деформации в аустенитной области и ускоренным охлаждением [10] (Рис. 1.2.1). Углерод, марганец и молибден стабилизируют аустенит и снижают температуру Агз, что приводит к измельчению конечной структуры благодаря снижению скорости роста ферритных зерен.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Лежнин, Никита Владимирович, 2013 год

Список литературы

1. Hillenbrand H.-G., Kalwa С. Production and service behavior of high-strength large-diameter pipe. Pipe Dreamers Conference, Yokohama, 7-8 November, 2002. Published by Scientific Surveys Ltd, UK

2. Попова Л.Е., Попов A.A. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета раствора в сплавах титана: Справочник термиста. 3-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1991. 503 с.

3. Фарбер В.М. Превращения переохлажденного аустенита, ФММ, 1993, т. 76, вып. 2, С. 40-55

4. Эфрон Л.И. Металловедческие основы получения хладостойких трубных сталей путем высокотемпературной контролируемой прокатки / Л.И. Эфрон, В.И. Ильинский, А.В. Голованов, Ю.Д.Морозов // Сталь. -2003.-№6.-С. 69-72.

5. Oeters F. Development tendencies of chemical metallurgy in Europe / F. Oeters, E. Gorl // Steel research. -1990. -v.61. -№9. P. 385-400.

6. Белый А.П. Толстолистовая сталь для газопроводных труб категории прочности Х80 / А.П. Белый, Ю.И. Матросов, И.В. Ганошенко // Сталь. - 2004.-№3.-С.51-55.

7. Wang, Y. Research and development of high strength line pipe in China / Y. Wang, Y. Ke, Y. Shan // Yokohama, Japan: Pipe dreamer's conference proceedings. -2002, -P. 53-84.

8. Гольдштейн М.И. Диспресионное упрочнение стали / М.И. Гольдштейн, В.М.Фарбер // М.: Металлургия. -1979. -208 с.

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

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

11. Palmiere, E.J. The Influence of Niobium Supersaturation in Austenite on the Static recrystallization Behavior of low carbon Microalloyed steels / Met. Trans. -1996.-951p.

12. Kwon O. Interactions between Recrystallyzation and Precipitation in Hot-Deformed Microalloyed Steel // O. Kwon, A.J. DeArdo // Acta Met. -№39. -1991.-P. 529.

13. Yamamoto, S. Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite", 2 The effect of Microallying Elements on the Recovery and Recrystallyzation in <! Deformed Austenite // S. Yamamoto, C. Ouchi, Osuka, ed. by A.J. DeArdo,

G.A. Ratz, P.J. Wray // Pittsburg, P.A.: The Metallurgical Society - AIME. -1982.-P. 613-638.

14. Wilber, G.A. Determination of Rapid Recrystallization Rates of Austenite at the Temperatures of Hot Deformation / G.A. Wilber, J.R. Bell, J.H. Bucher, W.J. Childs // Trans. Of Met. Soc., AIME. -№ 242 (11), -1968. -P. 2305-2308.

15. Gordea, J.N. Effect of Composition and Processing on Strength and Toughness of Nb and V Treated High Strength Low Alloy Plate / Low alloy High Strength Steels. Dusseldorf, Frese-Druck: The Metallurgical Companies. -1970.-P. 61-80.

16. Морозов Ю.Д. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой / Ю.Д. Морозов, М.Ю. Матросов, С.Ю. Настич, А.Б. Арабей // Металлург. -2008. -№8. -С. 39-42.

17. Смирнов М.А. К вопросу о классификации микроструктур низкоуглеродистых трубных сталей / М.А. Смирнов, И.Ю. Пышминцев,

A.Н. Борякова// Металлург. -2010. -№7. -С. 41-51.

18. Гольдштейн М.И. Специальные стали: учебник / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. М.: МИСИС. -1999. -408 с.

19. Лагнеборг Р. Роль ванадия в микролегированных сталях / Р. Лагнеборг, [и др.]. Екатеринбург: Государственный научный центр РФ «Уральский институт металлов». -2001. -107 с.

20. Yu Н. Precipitation behaviors of Х70 acicular ferrite pipeline steel / H. Yu, Y. Sun, Q. Chen, H. Jiang, L. Zhang // Journal of University of Science and Technology Beijing. -2006. -№13. -P. 523...527.

21. Гудремон Э. Специальные стали / Э. Гудремон. М.: Металлургиздат. -1959.-Т.1.-950 с.

22. Kostryzhev A.G. Mechanical property development during UOE forming of large diameter pipeline steels / A.G. Kostryzhev, M. Strangwood, C.L. Davis // Materials and Manufacturing Processes. -2010. -№25. -P. 41.. .47

23. Океда X., Секино С., Мурота Т. Медьсодержащие конструкционные стали // в кн. Медь в черных металлах под ред. И. Ле Мая, А.М.-Д. Шетки. М.: Металлургия. -1988. -312 с.

24. Арабей А.Б. Микроструктура и дисперсные фазы в высокопрочных сталях газопроводных труб большого диаметра / В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, А.Г. Глебов, О.В. Селиванова, Н.В. Лежнин // Наука и техника в газовой промышленности. -2011. -№4. -С.86-92.

25. Пышминцев И.Ю. Упрочнение листовых сталей для холодного формоизменения / И.Ю. Пышминцев. Екатеринбург: Изд. АМБ. -2004. -160 с.

26. Зимовец В.Г. Совершенствование производства стальных труб /

B.Г. Зимовец, В.Ю. Кузнецов // М.: Изд. МИСиС. -1996. -479 с.

27. Технология трубного производства / В.Н. Данченко [и др.]. М.: Интермет Инжиниринг. -2002. -640 с.

28. DeArdo, A.J. Ferrite Formation from Thermomechanically Processed Austenite in HSLA Steels / HSLA steels Port Kembla. South Coast Printers. -1985.-P. 70-79.

29. Stalheim D.G. Alloy Designs for High Strength Oil and Gas Transmission Linepipe Steels / D.G. Stalheim, K.R. Barnes, D.B. McCutcheon // CBMM-TMS International Symposium Microalloyed Steels for the Oil & Gas Industry: Proceedings. Araxa. -2006.

30. Пышминцев И.Ю. Особенности структуры и свойств опытных партий труб категории прочности К65 (Х80), изготовленных для комплексных испытаний / И.Ю. Пышминцев, В.И. Столяров, A.M. Гервасьев, В.В. Харитоновский, В.Я. Великоднев // Наука и техника в газовой промышленности. -№ 1 -2009 -С. 56-61.

31. Хайстеркамп Ф. Ниобийсодержащие ниобиевые стали / Ф. Хайстеркамп [и др.]. М.: СП Интермет Инженииринг. -1999. -94 с.

32. Stalheim D.G. The Use of High Temperature Processing (HTP) Steel for High Strength Oil and Gas Transmission / D.G. Stalheim // Pipe Line Applications HSLA Steels: Proceedings Iron and Steel. -2005. -V.40. -P. 699-704

33. Efron, L.I. Development of Steels with Increased Strength and Cold Resistance for Large Diameter Electric Welded Pipes at Severstal Steel Works / L.I. Efron, N.Y. Matrosov, A.V. Golovanov // HSLA Steels 2005: Proceedings. Iron and Steel. -V.40. -P. 682-687.

34. Wiskel, J.B. Nano precipitate analysis of X80 linepipe steel using small angle neutron scattering / J.B. Wiskel, D.G. Ivey, H. Henein // International Pipeline Conference: Proceedings. Calgary, Alberta, Canada: -2006.

35. Stalhiem, D.G. The role of niobium in high strength oil and gas transmission linepipe steels / D.G. Stalhiem, S.G. Jansto // International Pipeline Conference: Proceedings. Calgary, Alberta, Canada: 2006.

36. ГОСТ ISO 3183:2012 Нефтяная и газовая промышленность. Трубы стальные для систем трубопроводного транспорта / Федеральное агентство по техническому регулированию и метрологии.

37. Wang W. Relation among rolling parameters, microstructure and mechanical properties in an acicular ferrite pipeline steels / Wang W., Wei Y., Lin Zh., Ping H., Yiyin Sh., Yang K. // Material and Design. -№30. -2009. -P. 3436-3443.

38. DeArdo A.J. Fundamental Metallurgy of Niobium in Steel / -2003. -P. 427500

39. Голованенко С. А. Двухфазные низколегированные стали / С.А.Голованенко, Н.М.Фонштейн. М.: Металлургия. -1986. -207 с.

40. Новиков И.И. Теория термической обработки: учебник / И.И. Новиков. М.: Металлургия, 1986. 480 с.

41. Фарбер В.М. Пути повышения конструктивной прочности труб. Сб. научн. тр. «Достижения в теории и практике трубного производства». Екатеринбург: Изд. ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ». -2004. -С. 390-394.

42. De Cooman B.C. Materials design: The key to modern steel products / B.C. De Cooman, J. Speer, I.Yu. Pyshmintsev, N. Yoshinaga // GRIPS media: -2007.-650 p.

43. Попова JI.E. Пластическая деформация сплавов / JI.E. Попова, B.C. Кобытев, Т.А. Ковалевская // М.: Металлургия. -1984. -182 с.

44. Мадер С. Деформационное распределение дислокаций в ГЦК металлах/ С. Мадер, А. Зегер, К. Лейтц // Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия. -1967. -С. 9-41.

45. Бернштейн М.А. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия. -1977. -431 с.

46. Хирш П.Б. Распределение дислокаций и механизмы упрочнения в металлах. // Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия. -1967. -С. 42-74.

47. Малыгин Г.А. Теория образования ячеистых дислокационных структур в металлах. II Множественное скольжение. // Физика металлов и металловедение. -1991. -№7. -С.16-24.

48. Рыбин В.В. Большая пластическая деформация и разрушение металлов. М.: Металлургия. -1986. -224 с.

49. Конева H.A. Структура и источники дальнодействующих полей напряжений ультрамелкозернистой меди / H.A. Конева, Э.В. Козлов, H.A. Попова и др. // Сб. Структура, фазовые превращения и свойства нанокристаллических сплавов. Екатеринбург: УрО РАН. -1997. -С. 125140.

50. Р.З. Валиев, И.В. Александров. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос. -2000. -272 с.

51. Рыбин В.В. Структурно-кинетические аспекты физики развитой пластической деформации// Изв. ВУЗов. Физика. -1990. -№ 3. -с. 3-6.

52. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах // Л.: Наука, -1986.-224 с.

53. Romanov А.Е. Micromechanics of nanostructured materials // Nanostructured materials. -1998. -У.50. -P.207-242.

54. Мак Лин Д. Механические свойства металлов. Пер. англ. М.: Металлургия. -1965. -432 с.

55. Фридель Ж. Дислокации. Пер. с англ. М.: Мир. -1967. -626 с.

56. Фарбер В.М. Структурные механизмы релаксации напряжений при холодной пластической деформации / В.М. Фарбер, О.В. Селиванова // Сб.

науч. трудов. «Проблемы нанокристаллических материалов». Екатеринбург: УрО РАН. -2002. -С. 207-223.

57. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. Пер. с англ. М.: Мир. -1972. -408 с.

58. N. Hansen N. Polycrystalline Strengthening // Metallurgical Transactions A. -V.16. -1985. -P. 2167-2190.

59. Hughes D. A, Hansen N. High angle boundaries formed by grain subdivision mechanisms.// Acta materialia. -1997. -V.45. -№9. -P.3871-3886.

60. Фарбер В.M. Современные методы рентгенографии и электронной микроскопии металлов и сплавов: Учеб. пос. // Свердловск: УПИ. -1988. — 60 с.

61. Kuhlmann-Wilsdorf D. «Regular» déformation bonds (DBS) and the leds hypothesis// Acta materialia. -V. 47. -№6. -1999. -P. 1697-1712.

62. Фирстов C.A. Дислокационная структура и деформационное упрочнение ОЦК металлов / С.А. Фирстов, Г.Ф. Саржан // Известия ВУЗов. Физика. -1990. -№ 3. -С.23-34.

63. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. -1998. -Т. 1. -№1. -С.5-22.

64. Хирт Дж., Лоте И. Теории дислокаций. / Дж. Хирт, И. Лоте // Пер с англ. М.: Атомиздат. -1972. -600 с.

65. Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч.И. Деформация. / М.А. Штремель // М.:МИСИС. -1997. -527 с.

66. Бернштейн Термомеханическая обработка стали / Бернштейн, Займовский, Капуткина // М.: Металлургия. -1983. -480 с.

67. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов: учебник / B.C. Золоторевский. М.: МИСИС. -1998. -400 с.

68. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. В двух частях. Часть вторая. Механические испытания. Конструкционная прочность / Я.Б. Фридман. М.: «Машиностроение». -1974. -368 с.

69. Фрактография и атлас фрактограмм: Справ, изд.: Пер. с англ. Под ред. Феллоуза Дж. М.: Металлургия. -1982. -489 с.

70. Арабей А.Б. Сопротивление сталей класса прочности Х80 распространению вязких трещин в магистральных газопроводах / А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев, М.А. Штремель и др. // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. -2009. -№ 9. -С. 3-8.

71. Гудков А.А. Трещиностойкость стали / А.А. Гудков // М.: Металлургия. -1989.-376 с.

72. Созонов П.М. Экспериментальные возможности и результаты работы опытного полигона ООО «Газпром трансгаз Екатеринбург» по проведению

полигонных пневматических испытаний/ П.М. Созонов, С.В. Трапезников// Наука и техника в газовой промышленности. -2009. —№1. С. 8-9.

73. Русакова В.В. Перспективы применения высокопрочных труб категории прочности К65 (Х80) для проектов дальнего транспорта газа/ В.В. Русакова, Т.П. Лобанова // Наука и техника в газовой промышленности. -2009. -№1. -С. 4-7.

74. Арабей А.Б. Развитие технических требований к металлу труб магистральных трубопроводов // Изв. ВУЗов. Черная металлургия, 2010. №7, с. 3-10

75. Макклинток Ф. Деформация и разрушение материалов / Ф. Макклинток, А. Аргон // пер. с англ. М.: Мир. -1970. -443 с.

76. Екобори Т.Е. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел / Т.Е. Екобори // пер. с англ. М.: Металлургия. -1971. -264 с.

77. Ботвина Л.Р. Разрушение: кинетика, механизмы, общие закономерности / Л.Р. Ботвина // М.: Наука. -2008. -334 с.

78. ГОСТ 9454-78. Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженной и повышенной температурах. М.: Изд-во стандартов. -1979. -11 с.

79. Дроздовский Б. А. Влияние трещин на механические свойства конструкционных сталей/ Б. А. Дроздовский, Я. Б. Фридман// М. -i960. -72 с.

80. Штремель А.М. Информативность измерений ударной вязкости // МиТОМ. - 2008. - № 11. - С. 37-50.

81. Штремель М.А. Об оценке вязкости по макрогеометрии излома / М.А. Штремель, С.А. Никулин // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 1987. - № 4. -С. 58.

82. Клевцов Г.В. Фрактодиагностика разрушения металлических материалов и конструкций: учебное пособие для вузов/ Г.В. Клевцов, Л.Р. Ботвина, H.A. Клевцова, Л.В. Лимарь // М.: МИСиС. -2007. -264с.

83. Насыбулина Е.Р. К вопросу определения трещиностойкости современных трубных сталей класса прочности К65/ Е.Р. Насыбулина, А.О. Струин, В.В. Широков // Труды XVIII Межд. науч.-техн. конф. «Трубы-2010»: сб. докл. Челябинск: РосНИТИ. -2010. -С. 122-126.

84. Арабей А.Б. О структурных причинах шиферности вязких изломов толстолистовой стали/ А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев, М.А. Штремель, А.Г. Глебов, А.О. Струин, А.М. Гервасьев // Изв.ВУЗов. Чер. мет. -2009. -№9-С. 9-15.

85. Пышминцев И.Ю. Особенности микроструктуры и тестуры труб К65 (Х80), влияющие на способность металла трубы останавливать протяженное вязкое разрушение / И.Ю. Пышминцев, А. М. Гервасьев, А.Н.

Мальцева, А.О. Струин // Наука и техника в газовой промышленности. -2011.-№4.-С. 73-78.

86. Орлов В.В. Влияние структурной неоднородности на механические свойства и характеристики работоспособности высокопрочных трубных сталей класса прочности Х70-Х100/ В.В. Орлов, A.B. Ильин, Е.И. Хлусова и др. // Труды XVIII Межд. науч.-техн. конф. «Трубы-2010»: сб. докл. Челябинск: РосНИТИ. -2010. -С.67-77.

87. Пемов И.Ф. Соотношение работы разрушения и количества вязкой составляющей в изломе образцов при тесте ИПГ толстолистового проката, полученного контролируемой прокаткой / И.Ф. Пемов, Ю.Д. Морозов, Е.А. Голи-Оглу, А.Д. Лючков, И.З. Машинсон, Э.Н. Шебаниц, Д.И. Зерницкий // Металлург. - 2012. -№1. - С. 63-68.

88. Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л., Терещенко H.A. Эффект повышения ударной вязкости при формировании слоистой структуры в трубных сталях/ В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова, И.Л. Яковлева, H.A. Терещенко // Труды науч.-техн. конф. «Проблемы и перспективы развития металлургии и машиностроения с использованием завершенных фундаментальных исследований и НИОКР» сб. докл. Екатеринбург. УрОРАН. -2011. -Т. 2. -С. 331-333.

89. Нага Т. The conditions of occurrence of separations for line pipe / Т. Hara, Y. Shinohara, N. Doi // proceedings of twenty-second international offshore and polar engineering conference. Greece. Rhodes. June 17-22. -2012.

90. Фарбер В.М. Вклад различных структурных факторов в формировании свойств сталей классов прочности К65/ В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, А.Б. Арабей, О.В. Селиванова, О.Н. Полухина // Изв. ВУЗов. Черная металлургия. -2012. -№ 9. -С. 46-48.

91. Настич С.Ю. Металловедческое обоснование производства толстолистового проката, предназначенного для перспективных проектов магистральных трубопроводов ОАО «Газпром»/ С.Ю. Настич, Ю.Д. Морозов, И.Н. Чевская, В.И. Изотов // Наука и техника в газовой промышленности. -2011. -№ 4, -С. 53-62.

92. Казаков A.A. Методика оценки ликвационной полосы листового проката/ A.A. Казаков, Л.С. Чигинцев, Е.И. Казакова, C.B. Рябошук, С.И. Марков // Черные металлы. -2009. -№12. -С. 17-22.

93. Фарбер В.М. Влияние высокотемпературной деформации и последующей выдержки на структуру низколегированных строительных сталей/ В.М. Фарбер, H.H. Кушнаренко, Ю.Е. Фрейдензон и др. // ФММ. -1976.-Т. 41.-С. 834-848.

94. Арабей А.Б. Микроструктура и дисперсные фазы трубных сталей класса прочности Х80 для магистральных газопроводов/ А.Б. Арабей, В.М.

Фарбер, А.Г. Глебов, Н.В. Лежнин, О.В. Селиванова, В.Е. Баженов // Изв.ВУЗов, Черная металлургия. -2012. -№ 1, -С.30-37.

95. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: учеб. пособие для вузов. - 4-е изд. доп. и перераб./ С.С. Горелик, Ю.А. Скаков, Л.Н. Расторгуев// М.: МИСИС. -2002. -360 с.

96. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов./ Л.И. Миркин// М. Гос. изд-во физ.-мат. Литературы. -1961.-864 с.

97. Виноград М.И. Включения в легированных сталях и сплавах / М.И. Виноград, Г.П. Громова. М.: Металлургия. -1972. -215 с.

98. Глебов А.Г. Нитриды титана в трубной стали/ А.Г. Глебов, А.Г. Свяжин, А.Б. Арабей, В.Е. Баженов, A.M. Корчагин, В.М. Фарбер, В. Э. Киндоп // Изв.ВУЗов, Черная металлургия. -2012. -№ 7, -С. 4-10.

99. Пышминцев И.Ю. Лабораторные критерии трещиностойкости высокопрочных сталей для труб магистральных газопроводов/ И.Ю. Пышминцев, А.Б. Арабей, В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, Н.В. Лежнин // «Физика металлов и материаловедение». -2012. -Т. 113. -№4. -С. 433-439.

100. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов / изд. 3-е перераб., 4.1, Деформация и разрушение/ Я.Б. Фридман // М.: Машиностроение. -1974. -472 с.

101. Георгиев М.Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М.Н. Георгиев. -М.: Металлургия. -1973. - 224 с.

102. Махутов М.А. Комплексный анализ механических свойств материала для обоснования ресурса и безопасности продуктов / М.А. Махутов, В.Н. Пермяков, Л.Р. Ботвина, Ю.А. Кравцова // Проблемы безопасности и чрезвычайных ситуаций. -2006. -№ 3. -С. 65-76.

103. Пумпянский Д.А. Распространение и остановка трещин в газопроводах нового поколения диаметром 1420x21,6 мм из сталей категории Х70/ Д.А. Пумпянский, Т.П. Лобанов, И.Ю. Пышминцев, А.Б. Арабей и др.// Сборник трудов Международной трубной конференции, Калгари, Канада. -2008.-С. 1-7.

104. Mannucci G., Control of ductile fracture propagation in X80 gas linepipe/ G. Mannucci, G. Demofonti // Int. Pipeline Technology Conf.: thesis proceedings. Beijing.-2010.-P.86-115.

105. Русакова B.B. Организация комплексных исследований отечественных труб для новых магистральных газопроводов нового поколения/ В.В. Русакова, Т.П. Лобанова, А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев и др. // Наука и техника в газовой промышленности. -2009. -№1. -С. 17-21.

106. Фарбер В.М. Фрактографическая диагностика трещино-стойкости труб группы прочности Х80 (К65) по результатам испытаний ударной вязкости/

В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев и др. // Труды XVIII Межд. науч.-техн. конф. «Трубы-2010»: сб. докл. Челябинск: РосНИТИ. -2010. -С. 108-116.

107. Фарбер В.М. Классификация процессов релаксации напряжений и их проявление на различных стадиях пластической деформации металлов/ В.М. Фарбер, О.В. Селиванова// Металлы. -2001. -№1. -С.110-115.

108. Штремель М.А. Прочность сплавов: ч. 1. Дефекты решетки/ М.А. Штремель - М.: МИСИС. -1999. -384 с.

109. Гольдштейн М.И. «Металлофизика высокопрочных сплавов»/ М.И. Гольдштейн, B.C. Литвинов, Б.М. Бронфин// М. «Металлургия». -1986. -311 с.

110. Пышминцев И.Ю. Пластичность стали и ее характеристики/ И.Ю. Пышминцев, Д.А. Пумпянский, В.М. Фарбер // МиТОМ. -2007. -№11. -С. 20-27.

111. Панин В.Е. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов Т.1 / В.Е. Панин // - Новосибирск: Наука. -1995.-298 с.

112. Арабей А.Б. Особенности разрушения трубных сталей класса прочности Х80(К65) / А.Б. Арабей, И.Ю. Пышминцев, В.М. Фарбер, В.А. Хотинов, А.О. Струин // Известия ВУЗов Чер. Мет. -2012. -№3.

113. Арабей А.Б. Влияние деформационного старения на вязкость сталей типа 05Г2ФБ, испытавших контролируемую прокатку и ускоренное охлаждение/ Арабей А.Б. Фарбер В.М., Пышминцев И.Ю., Хотинов В.А., Селиванова О.В., Лежнин Н.В., Валов М.А. // Известия ВУЗов Чер.Мет. №11,2012. С 49-54.

114. Фарбер В.М. Модель возникновения и роста ращеплений/ В.М. Фарбер, И.Ю. Пышминцев, А.Б. Арабей, Н.В. Лежнин, В.А. Хотинов, М.А. Мальцева // «Известия ВУЗов черная металлургия». -2012. -№5. С. 34-40.

115. Нага Т. Effects of microstructure and texture on DWTT properties for high strength line pipe steels/ Т. Hara, Y.Shinohora, H. Asohi, Y. Terada // 6th International Pipeline Conference 2006 Proceedings. -2006. p. 1025.

116. Пышминцев И.Ю. Проблемы и решения применения высокопрочных труб для магистральных гозопроводов нового поколения/ И.Ю. Пышминцев, В.Н. Лозовой, А.О. Струин // Наука и техника в газовой промышленности. -2009. -№1. -С. 22-29.