Введение …………………………………………………………………………………………………………… 4

Глава 1. Литературный обзор…………………………………………………………………………… 11

1.1. Эксплуатационная надежность трубопровода и требования, предъявляемые
к металлу труб ……………………………………………………………………………………………… 11

1.2. Разрушение материала. Виды и механизмы …………………………………………….. 16

1.3. Хладостойкость стали и факторы, влияющие на сопротивление хрупкому
разрушению …………………………………………………………………………………………………. 21

1.4. Явление деформационного старения железа и стали ……………………………….. 28

1.4.1. Анализ механизмов деформационного старения стали ………………………. 28

1.4.2. Влияние деформационного старения на свойства сталей …………………… 31

1.4.3. Факторы, влияющие на изменение свойств низкоуглеродистой стали при
деформационном старении ………………………………………………………………………… 32

1.5. Особенности структуры и ее формирования в низколегированных трубных
сталях …………………………………………………………………………………………………………… 43

1.6. Постановка цели и задач работы …………………………………………………………….. 48

Глава 2. Материалы и методы исследования ……………………………………………………. 50

2.1. Материалы исследования ……………………………………………………………………….. 50

2.2. Методы исследования…………………………………………………………………………….. 52

2.2.1. Исследование комплекса стандартных и специальных свойств сталей . 52

2.2.2. Исследование структурного состояния сталей микроскопическими и
физическими методами ……………………………………………………………………………… 54

Глава 3. Исследование влияния структурного состояния на хладостойкость
низколегированных трубных сталей ………………………………………………………………… 58

3.1. Стандартные механические свойства и структура листового проката ……… 58

3.2. Оценка параметров сопротивления разрушению металла ……………………….. 62
3.3. О механизме влияния структурного состояния на хладостойкость трубных
сталей …………………………………………………………………………………………………………… 66

Выводы по главе 3 …………………………………………………………………………………………… 70

Глава 4. Исследование деформационного старения низколегированных трубных
сталей с феррито-перлитной и бейнитной типами структуры …………………………… 72

4.1. Влияние деформационного старения на механические свойства и
сопротивление разрушению ………………………………………………………………………….. 72

4.2. Влияние деформации и старения на изменение структурного состояния
трубных сталей …………………………………………………………………………………………….. 85

4.2.1. Исследование структуры методами оптической и электронной
микроскопии ……………………………………………………………………………………………… 85

4.2.2. Оценка изменения дислокационной структуры …………………………………. 93

4.2.3. Определение склонности к релаксации напряжений ………………………….. 99

4.2.4. Оценка влияния деформационного старения на скоростную зависимость
предела текучести сталей с разным структурным состоянием …………………… 102

4.3. Особенности и механизм деформационного старения низколегированных
сталей со структурой бейнитного типа ………………………………………………………… 107

Выводы по главе 4 …………………………………………………………………………………………. 108

Глава 5. Исследование влияния предварительной пластической деформации при
изготовлении гнутых отводов на механические свойства и склонность к
деформационному старению………………………………………………………………………….. 111

Выводы по главе 5 …………………………………………………………………………………………. 129

Общие выводы ………………………………………………………………………………………………. 130

Список литературы ……………………………………………………………………………………….. 133

Во введении рассмотрена актуальность исследуемой научной проблемы, сформулированы цель, задачи и приведены основные положения, выносимые на защиту. Отмечена научная новизна, практическая значимость диссертаци- онной работы.
В главе 1 приведен аналитический обзор литературных источников, где обозначены факторы, влияющие на эксплуатационную надежность конструк- ционных материалов. Представлены общие сведения об особенностях структу- ры, свойствах низколегированных трубных сталей. Описано современное со- стояние проблемы сопротивления хрупкому разрушению стали, склонности к деформационному старению. Рассмотрены основные закономерности явления деформационного старения и факторы (технологические, структурные, эксплу- атационные), оказывающие влияние на свойства сталей при деформационном старении. На основе анализа современного состояния вопроса по изучаемой проблеме сформулирована цель и определены задачи диссертационной работы.
Глава 2 содержит описание материалов и методик исследования. Основ- ной объем исследований выполнен на металле листового проката различных классов прочности из малоуглеродистой низколегированной трубной стали, таблица 1.
Таблица 1 ‒ Химический состав исследуемых сталей
Класс прочности
К52 0,08 К56 0,11 К60 0,09 К65 0,06
Массовая доля элементов, % Si Mn Микролегирующие
0,25 0,93 Nb–Ti–V 0,42 1,60 Nb–Ti–V 0,35 1,68 Nb–Ti–V
C
Другие элементы
–
–
Ni Cu–Ni–Mo
0,22 1,75
Nb–Ti
Стандартные механические характеристики, определены при испытаниях на растяжение на испытательной машине INSTRON. Параметры трещиностойко- сти, сопротивления разрушению оценивали по результатам испытаний при ста- тическом изгибе. Испытания на ударный изгиб проводили на маятниковом копре ПСВ-30 по ГОСТ 9454 на образцах с острым надрезом (KCV) и с заранее нане- сенной усталостной трещиной (KCT) в интервале температур от −20 до – 100 °С.
Для оценки уровня локальных напряжений, возникающих в металле при нагружении, определяли релаксационный эффект, оцениваемый по снижению напряжения с течением времени после нагружения до заданного уровня при- ложенной нагрузки ∆σр = σ0 – σt.
Испытания со скачкообразным изменением скорости деформации прово- дили при растяжении образцов диаметром 3 мм. Скорость деформации изме- няли от 1,1×10–3 до 1,1×10–2 с–1. По результатам испытаний оценивали прирост сопротивления деформации в результате скачкообразного повышения скоро- сти деформации в 10 раз.
Для определения склонности к деформационному старению образцы де- формировали на 2%, разгружали, подвергали старению при 200 °С в течение 1 ч и повторно испытывали на растяжение. Склонность к деформационному старению оценивали по приросту предела текучести Δσ=σст – σ , где σст − пре-
0,2 2 0,2
дел текучести образца после старения; σ2 − напряжение, соответствующее де-
формации на 2% за площадкой текучести.
Металлографические исследования проведены на оптическом микроско- пе Neophot 21 на шлифах, вырезанных вдоль направления прокатки, после травления в 4%-ном спиртовом растворе азотной кислоты в соответствии с ГОСТами No 5639, 5640. Дополнительно применяли специальный метод цвет- ного травления в реактиве Lepera. Для анализа изображений структуры ис- пользована программа ImageExpert Pro 3.
Тонкую структуру исследовали методом просвечивающей электронной микроскопии на приборе JEM200-CX.
На растровом электронном микроскопе JEOL JSM 6610LV выполнено фрактографическое исследование поверхности изломов образцов.
Плотность дислокаций и доля аустенита в структуре исследуемой стали определены с помощью рентгеноструктурного анализа на рентгеновском диф- рактометре ДРОН-3.
Определение температурной зависимости внутреннего трения проводили на релаксаторе «обратный крутильный маятник» при частоте колебаний 1 Гц. В главе 3 приведены результаты исследования влияния структуры на хла-
достойкость низколегированных трубных сталей.
Трубные стали, за исключением К65, имеют преимущественно ферри-
то-перлитную структуру, отличающуюся соотношением структурных состав-
ляющих, размером зерна, баллом полосчатости. Микроструктура образца стали К65 более мелкодис- персная, однородная, практически полностью бейнитная с присутстви- ем небольшой доли мелкозернисто- го феррита (до 10%), рисунок 1.
Таблица 2 ‒ Механические свойства исследуемых сталей
Класс σ0,2 σв σ0,2/σв δ
аб
Рисунок 1 – Типичная микроструктура исследуемых трубных сталей различных классов прочности: а – феррито-перлитная (К56); б – бейнитная (К65)
Исследованы
механические
прочности Н/мм2
К52 378 510 К56 531 614 К60 552 637 К65 619 722
– %
0,74 23
0,86 22
0,87 24
0,86 21
свойства проката различных классов прочности, таблица 2. 400
K65
Анализ результатов испытаний образцов на растяжение показал, что ме-
ханические свойства металла отвечают требованиям к листовому прокату со- 250 Работа зарождения
трещины
ответствующих категорий прочности по уровню прочности и пластичности.
150
10С0 равнение температурной зависимости ударной вязкости на образцах
Работа распространения 50 трещины
KCV и KCT позволяет определить долю работы зарождения и долю работы
–100 –90 –80
распространения трещины в общей энергии разрушения в зависимости от
–40 –30 температуры испыKтCVанияKC(Tрисунок 2).
–70 –60 –50 Температура испытаний, °С
–20
K56
400 350 300
K65
350
250 250 200 200 150 150 100 100 50
Работа зарождения трещины
Работа распространения трещины
Работа зарождения трещины
Работа распространения
трещины
00
–100 –90 –80 –70 –60 –50 –40 –30 –20 –100 –90 –80 –70 –60 –50 –40 –30 –20
Температура испытаний, °С
KCV KCT
а
Температура испытаний, °С
KCV KCT 400 бK56
Рисунок 2 ‒ Температурная зависимость ударной вязкости листового проката
разных классов прочности на образцах с острым надрезом (KCV) и образцах с 300
заранеенанесеннойусталостнойтр2е5щ0иной(KCT):а–К56;б–К65
9 200 150 100 50
Работа зарождения трещины
Работа распространения
0
трещины
Ударная вязкость, Дж/см2 Ударная вязкость, Дж/см2
Ударная вязкость, Дж/см2 Ударная вязкость, Дж/см2

Основную долю в энергии разрушения составляет работа зарождения тре- щины, что наиболее ярко выражено в сталях К52, К56. Металл К65 в сравне- нии со сталями других классов прочности характеризуется значительно более высокими значениями работы распространения трещины, особенно это про- является при понижении температуры испытаний. Так, при температуре ис- пытания –80 оС величина работы распространения трещины для исследуемых сталей К65, К60, К56 и К52 составила соответственно 100, 50, 30 и 25 Дж/см2.
Исследование температурной зависимости доли вязкой составляющей в изломе образцов KCV не выявило значительной разницы в хладостойкости исследуемых сталей, что связано с вязким характером разрушения вплоть до температуры испытаний –80 °С (рисунок 3). Тем не менее, температура вяз- ко-хрупкого перехода Т90 для стали К65 при самой высокой прочности оказа- лась наиболее низкой и составила –80 °С, для всех остальных сталей она не- сколько выше ‒ на уровне –72…–75 °С.
Видно, что при температуре –20 °С и выше (в полностью вязкой обла- сти разрушения) соотношение долей работы зарождения и распространения трещины примерно одинаковое для всех исследованных сталей и составляет
100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0
–100
90
70
50
30
10
–100
К56 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10
низких температурах доля работы распространения тре- щины в общей энергоемкости разрушения уменьшается.
а
порядка 50…70%, а при более К65
–90
–80
–70
–60
–50
–40
–30
–20
–100 –90 –80
–70 –60
–50 –40
–30 –20
Температура испытаний, °С
KCV KCT К65
б
–20
Рисунок 3 – Температурная зависимость доли вязкой составляющей в изломе образцов KCV и KCT: а – К56; б – К65
В связи с этим при экс- плуатации труб в условиях низких температур важно
уровень удаKрCнV ой KCTвязкости стали, сколько величину рабо- ты распространения трещи- ны, доля которой в суммарной энергии разрушения при низ- ких температурах может со- ставлять всего 10…20%.
Испытания на стати- ческий изгиб при комнатной температуре показали, что работа зарождения трещины для образцов с острым на- дрезом из сталей К60 и К65 приблизительно одинакова
0 учитывать не столько общий Температура испытаний, °С
–30 –20
–90
–80 –70
–60 –50 –40
–30
Температура испытаний, °С
KCV KCT
Доля вязкой составляюще й, %
Доля вязкой составляющей, %
Доля вязкой составляюще й, %

и выше, чем менее прочных сталей К52 и К56. Значения работы распро- странения трещины в образцах сталей К60 и К65 также выше. Как и при испытаниях на ударную вязкость в области полностью вязкого разрушения доля работы распространения трещины в общей энергии разрушения со- ставляет 60…70%.
Таким образом, при существенно более высоких прочностных показате- лях, чем у сталей К52 и К56, стали К60 и К65 характеризуются высокими зна- чениями работы зарождения и распространения трещины.
О физической природе влияния структурного состояния на хладно- ломкость трубных сталей разных классов прочности.
Известно, что структурное состояние металла определяет степень локали- зации пластической деформации и уровень локальных «пиков» напряжений под нагрузкой, что оказывает влияние на склонность материала к хрупкому разрушению. Для понимания причины разной хладостойкости трубных ста- лей важно оценить уровень локальных микронапряжений.
Методом, чувствительным к уровню локальных микронапряжений, явля- ется релаксационный эффект Δσр, величина которого характеризует уровень локальных микронапряжений, возникающих при нагружении металла.
С повышением приложенной нагрузки величина релаксационного эффек- та возрастает для всех исследованных сталей, что является следствием повы- шения уровня локальных внутренних напряжений при более высоких прило- женных нагрузках (рисунок 4).
По-видимому, более высокие значения релаксационного эффекта в сталях К52, К56, К60 связаны с повышенным уровнем локальных микронапряжений, обусловленных неоднородным слоистым типом структуры.
Можно полагать, что несмотря на близкие значения ударной вязкости в вязкой
области и более высокий уровень прочности по сравнению со сталями К52, К56 и К60, высокое сопротивление хрупко- му разрушению (хладо- стойкость) стали К65 обусловлено понижен- ным уровнем локальных внутренних напряжений, возникающих в ходе на- гружения, благодаря бо- лее однородной и мелко- зернистой структуре.
18 16 14 12 10
8 6 4
20,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1 σ0 / σ0,2
К52 К60 К56 К65
Рисунок 4 – Зависимость релаксационного эффекта Δσр от уровня приложенного напряжения для трубных сталей различных классов прочности
11
Δσр, Н/мм2

Δσр (σ0/σ0,2=0,5),Н/мм2
0 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15
На рисунке 5 представ- лена взаимосвязь между температурой вязко-хруп- кого перехода, соответ- ствующей 50 и 90% вязкой составляющей в изломе (T50 и T90) при испытании образцов с надрезом (KCV), с надрезом и зара- нее наведенной трещиной (KCT), и величиной релак- сационного эффекта Δσр.
Таким образом, уста- новлена связь между кри- тической температурой перехода в хрупкое состо-
К65
К60
К56
К52
К52
К65 К60
К56
–10 –20 –30 –40 –50 –60 –70 –80 –90
–100 Т90, KCV
Т90, KCT
T50, KCT
Рисунок 5 – Взаимосвязь между температурой, соответствующей 50 и 90% вязкой составляющей в изломе (Т50 и Т90), и величиной релаксационного эффекта Δσр при напряжении, равном 0,5σ0,2, при испытании образцов с надрезом (KCV), образцов с надрезом и заранее нанесенной трещиной (KCT)
яние T50 и T90 при испытаниях образцов с острым надрезом и заранее создан- ной трещиной высоковязких трубных сталей и величиной релаксационного эффекта Δσр, измеренного при одинаковой доле напряжения от предела теку- чести: чем меньше величина Δσр, тем ниже T50 и T90.
Из полученных экспериментальных результатов можно сделать важный вывод о том, что несмотря на близкие и весьма высокие значения работы за- рождения и распространения трещины в области температур полностью вязко- го разрушения (выше –20 °С), испытания при более низких температурах (ниже –20 °С) нарушают этот баланс вследствие разных температурных зависимостей работы зарождения и распространения трещины в исследованных сталях.
Таким образом, высокие значения работы распространения трещины, вы- являемые при комнатной температуре, не гарантируют столь же высокие зна- чения при пониженных температурах испытаний, поскольку температурные зависимости работы зарождения и распространения трещины, хотя и контро- лируются одинаковым по своей физической природе процессом, в основе ко- торого лежит температурная зависимость предела текучести, но развиваются в разных объемах металла. В первом случае это макропластическая деформа- ция, а во втором – локальная деформация перед вершиной трещины. Об этом, в частности, свидетельствует разная величина стрелы пластического прогиба и связанная с ней величина зоны пластической деформации перед концентра- тором напряжений, ее величина при испытании образцов с надрезом почти в 1,5 раза больше, чем при испытании образцов с трещиной. В последнем случае роль локализации микропластической деформации и возникновения «пиков» внутренних напряжений может быть существенно больше.
Т50, Т90, оС

Таблица 3 ‒ Изменение механических свойств сталей после деформационного старения
Класс прочности
К56 614 К65 722
σв
σ0,2
σ0,2/σв
δ
Д.с.
%
И.с.
Д.с. И.с. Н/мм2
624 531 732 619
Д.с.
534 703
И.с.
0,86 0,86
−
Д.с. И.с.
0,86 22 0,96 21
19 16
В главе 4 приведены результаты исследования влияния деформационного старения на механические свойства, параметры сопротивления разрушению (температурную зависимость ударной вязкости, хладостойкость (температуру вязко-хрупкого перехода) и трещиностойкость). Для исследования выбраны две стали с феррито-перлитным (К56) и бейнитным (К65) типами структуры.
Определен комплекс свойств трубных сталей в состоянии поставки (ис- ходное состояние) и после деформационного старения, таблица 3.
Из полученных данных следует, что деформационное старение приводит к повышению предела текучести. Особенно это выражено в стали К65 с бейнит- ной структурой, где отмечается резкий рост значения отношения σ0,2/σв, харак- теризующего способность материала к деформационному упрочнению. При этом в стали К56 величина данного параметра остается на прежнем уровне.
Относительное удлинение также изменяется неодинаково: резкое сни- жение этого параметра наблюдается в стали К65 ‒ на 24%, что подтверждает более высокую склонность сталей бейнитного типа к деформационному ста- рению; в сталях с феррито-перлитной структурой разница между значениями относительного удлинения в состаренном и исходном состояниях существен- но ниже, и в листовом прокате класса прочности К56 составляет 14%.
На рисунке 6 приведены температурные зависимости ударной вязкости образцов KCV и KCT в двух состояниях.
400 К56 350
250
200 150 100
К65 400
350 350 300 300 250 250 200 200 150 150 100 100
Исходное состояние
После деформационного старения
Исходное состояние
После деформационного старения
тарения
–20
50 50 50 000
–100 –80 –60 –40 –20 –100 –80 –60 –40 –20 –100 Температура испытаний, °С Температура испытаний, °С
аб
Рисунок 6 ‒ Влияние деформационного старения на температурную зависимость ударной вязкости трубных сталей: а ‒ К56; б ‒ К65
Ударная вязкость, Дж/см2
Ударная вязкость, Дж/см2
Ударная вязкость, Дж/см2

Деформационное старение приводит к снижению общего уровня удар- ной вязкости в обеих сталях. В стали К65 склонность к деформационному старению в большей степени проявляется в области перехода в хрупкое со- стояние.
Сравнительная оценка температурной зависимости ударной вязкости на образцах KCV и KCT сталей показала, что в стали феррито-перлитного клас- са в результате деформационного старения при всех температурах испытаний происходит уменьшение работы зарождения трещины. Деформационное ста- рение практически не оказывает влияния на работу распространения трещины феррито-перлитной стали. Для стали со структурой бейнита деформационное старение снижает работу распространения трещины, а работу ее зарождения существенно снижает только в области температур перехода в хрупкое состо- яние (‒80 °С ÷ ‒100 °С).
Таким образом, деформационное старение приводит к снижению общей работы, затраченной на разрушение, повышению температуры вязко-хрупкого перехода в обеих сталях. Высокая склонность стали К65 к деформационному старению проявляется в резком охрупчивании в области низких температур, где разница между значениями ударной вязкости в исходном и состаренном состояниях составляет 75% (в стали К56 ‒ 33%) при температуре испытаний ‒100 oС. При этом работа зарождения трещины стремится к нулю.
Исследование влияния деформационного старения на параметры трещи- ностойкости показало, что в обеих сталях после деформационного старения происходит уменьшение общей работы разрушения и ее составляющих. При этом уменьшение работы зарождения и распространения трещины в резуль- тате деформационного старения в стали с бейнитной структурой существенно больше, чем в стали с феррито-перлитной структурой.
Таким образом, и при статических испытаниях деформационное старение стали со структурой бейнита в значительно большей степени снижает сопро- тивление зарождению и распространению трещины, чем стали с феррито-пер- литной структурой.
Отличие влияния деформационного старения на свойства сталей с раз- ным структурным состоянием проиллюстрировано на рисунке 7.
В стали К56 с феррито-перлитной структурой после деформационного старения происходит увеличение как разрушающего напряжения, так и преде- ла общей текучести, в результате этого отношение σот/σр изменяется незначи- тельно. В стали К65 со структурой бейнита после деформационного старения происходит снижение разрушающего напряжения при одновременном воз- растании предела текучести. При этом стадия деформационного упрочнения стали К65 вырождается (отношение σот/σр стремится к 1), что фактически при- водит к снижению надежности материала.
Р, кг Р, кг
Рст Рр 1
р 2Ррст
Рр Рст 2
Ростт Рот
fст f f, мм
от Рот
аб
Рисунок 7 – Вид диаграммы «нагрузка – прогиб» до (1) и после (2) деформационного старения при испытаниях на статический изгиб в стали К56 (а) и К65 (б)
Исследование влияния деформационного старения на структурное состояние сталей с феррито-перлитной и бейнитной структурой.
Изучение температурной зависимости внутреннего трения показало, что для обеих сталей наблюдается два пика: пик Снука, отражающий кон- центрацию свободных атомов внедрения (40 °С), и деформационный пик Кестера (200–250 °С). После деформации максимумы Снука и Кестера в сталях возрастают с разной интенсивностью. Возрастание пика Снука свя- зано с увеличением количества свободных атомов внедрения в результате отрыва дислокаций от «атмосфер». Рост пика Кестера свидетельствует об увеличении количества свежих дислокаций в результате деформационного воздействия. В стали с бейнитной структурой с более высокой плотностью дислокаций высота деформационного максимума увеличивается более, чем в два раза.
После нагрева на кривой температурной зависимости внутреннего трения оба пика исчезают, что является следствием взаимодействия атомов внедре- ния с дислокациями, возникающими при деформации, что приводит к сниже- нию их подвижности.
Как отмечалось выше, одним из наиболее чувствительных методов оценки уровня локальных микронапряжений, возникающих при нагружении, являет- ся величина релаксационного эффекта Δσр. Установлено, что величина релак- сационного эффекта увеличивается в результате деформационного старения в наибольшей степени для стали К65, имеющей структуру бейнита.
Более высокие значения релаксационного эффекта в стали, подвергнутой деформационному старению, свидетельствуют о возникновении в металле вы- соких локальных микронапряжений при нагружении.
fст f f, мм

Испытания с переменной скоростью деформации показали, что увеличе- ние скорости в 10 раз приводит к резкому повышению сопротивления дефор- мации обоих типов стали (рисунок 8).
Рисунок 8 ‒ Схема изменения прироста сопротивления деформации при повышении скорости нагружения стали с различной структурой в исходном состоянии и после деформационного старения
При этом величина скачка напряжения Δσ·ε практически не зависит от сте- пени пластической деформации, средняя его величина для бейнитной стали в исходном состоянии больше, чем для ферритно-перлитной стали примерно на 10%. После скачкообразного увеличения скорости деформации на графике за- висимости напряжение–деформация для обоих типов сталей после деформа- ционного старения наблюдается увеличение Δσ·ε, и появляется зуб текучести.
Для анализа результатов испытаний с переменной скоростью деформи- рования привлекают известные эмпирические выражения, преобразование которых позволяет получить связь между активационным объемом, характе- ризующим подвижность дислокаций в условиях термоактивации V* и Δσ·ε, по- лагая при этом, что деформация осуществляется дислокациями одного типа, и в процессе изменения скорости нагружения (ε·2 и ε·1) плотность подвижных дислокаций остается постоянной: · ·
V* ≈ ln(ε2/ε1)/ Δσε·. (1) Из (1) следует, что величина V* обратно пропорциональна Δσε· и, следова- тельно, по его изменению можно судить о механизме термически активиро-
ванного скольжения дислокаций.
Известно, что примеси внедрения способствуют росту Δσε·, что является
следствием увеличения полей тетрагональных искажений кристаллической решетки вокруг атомов примесей. Можно полагать, что повышенное значение Δσε· для бейнитной стали связано с меньшим активационным объемом V* и пониженной скоростью движения дислокаций вследствие большей концен- трации примесных атомов в твердом растворе. Деформационное старение
уменьшает концентрацию свободных атомов внедрения в решетке, но блоки- рует дислокации благодаря образованию на них «атмосфер».
Можно предположить, что рост Δσε· и уменьшение активационного объе- ма после деформационного старения бейнитной и феррито-перлитной стали являются следствием конкуренции, как минимум, двух процессов. Снижение подвижности дислокаций в результате увеличения потенциальных барьеров для их движения в результате большей плотности препятствий бывших точек закрепления, освободившихся в результате отрыва от них движущихся в про- цессе деформации дислокаций и уменьшения концентрации примесных атомов внедрения в твердом растворе, первый из которых превалирует над вторым. Нельзя исключить также роль динамического деформационного старения.
Таким образом, деформационное старение не только повышает предел текучести в результате закрепления дислокаций атмосферами примесных атомов, но и затрудняет процесс скольжения вследствие уменьшения актива- ционного объема и снижения скорости дислокаций, негативно влияя на сопро- тивление вязкому и хрупкому разрушению.
Исследование тонкой структуры выявило, что основной структурной со- ставляющей металла К65 является бейнитный феррит или верхний безугле- родистый бейнит ‒ структура с выраженной блочностью и умеренной плот- ностью дислокаций, рисунок 9, а. Объемная доля зерен равноосного феррита невысока (~ 5–10%), рисунок 9, б. Небольшую долю (3–5%) занимают «остров- ки» М/А-составляющей, содержащие высокоуглеродистый высокодислокаци- онный, частично двойникованный мартенсит (рисунок 9, в).
В структуре безуглеродистого бейнита наблюдаются фрагменты аустенита (рисунок 9, г).
При исследовании тонкой структуры после деформационного старения каких-либо видимых значимых отличий в изменении плотности дислокаций и выделения наночастиц не обнаружено, за исключением полного отсутствия М/А «островков» и уменьшения количества остаточного аустенита.
Для подтверждения факта исчезновения М/А-составляющей после де- формационного старения стали с бейнитной структурой дополнительно про- вели оценку микроструктуры методом оптической микроскопии. На изобра- жениях микроструктуры М/А-составляющая окрашивается белым цветом (рисунок 10).
Как видно из рисунка, в структуре стали К65 присутствуют участки М/А. Объемная доля этих «островков» в структуре невысока и составляет прибли- зительно 2−5%. Деформационное старение приводит к их исчезновению.
Рентгеноструктурный анализ показал наличие некоторого количества оста- точного аустенита, определенного прямыми методами световой и электронной микроскопии. В исходном состоянии выявлен аустенит в количестве 6%, доля ко-
аб
вг
Рисунок 9 – Структура стали К65: а – бейнитный феррит (верхний бейнит), светлое поле; б – полигональный феррит, светлое поле;
в – М/А-составляющая, светлое поле; г – аустенитные фрагменты, темное поле в рефлексе аустенита
аб
Рисунок 10 ‒ Микроструктура металла листового проката К65 в исходном состоянии (а) и после деформационного старения (б)
торого с увеличением степени деформации уменьшается до 2% (деформация 2%), и при степени деформации 3% аустенит в структуре не обнаруживается.
Таким образом, рентгеноструктурный анализ подтвердил данные металло- графического исследования изменения микроструктуры стали после деформа-
ционного старения. Увеличение степени деформации до 3% с последующим на- гревом приводит к уменьшению доли аустенитной составляющей вследствие фазового превращения.
Предложен механизм трансформации структуры низкоуглеродистого бей- нита в процессе деформационного старения, объясняющий аномальное изме- нение свойств стали К65. В исходном состоянии в структуре имеется аустенит, количество которого при деформации уменьшается.
С помощью методов просвечивающей электронной и оптической микро- скопии обнаружено, что в результате деформационного старения в стали К65 островки М/А (мартенсит/аустенит), отчетливо наблюдаемые в исходном со- стоянии, исчезают.
Известно, что вкрапления островков М/А в структуре стали определенного размера и в небольших количествах (2−5%) способствуют сохранению дефор- мационной способности за счет разницы в прочности мелкодисперсных участ- ков М/А и основной структуры и являются фактором упрочения матрицы.
Таким образом, опираясь на данные рентгеноструктурного и электрон- но-микроскопического анализов, можно заключить, что в ходе деформации стали К65 реализуется процесс превращения остаточного аустенита в мартен- сит деформации (локальный TRIP-эффект). С увеличением степени деформа- ции происходит превращение оставшихся участков остаточного аустенита, в том числе содержащегося в островках М/А-составляющей, до полного его исчезновения при степени деформации 3%. Дальнейший нагрев приводит к распаду мартенситной составляющей с выделением карбидов, что снижает сопротивление металла пластической деформации. Отсутствие участков оста- точного аустенита в структуре бейнитной стали, наблюдаемое после дефор- мации 3%, приводит к снижению сопротивления пластической деформации с одновременным снижением прочности материала в результате исчезновения М/А-составляющей, рисунок 11.
Рисунок 11 – Схема изменения структурного состояния трубной стали в процессе деформационного старения
Изменение вида диаграммы растяжения после деформационного старения бейнитной стали является следствием двух процессов, одновременно проте- кающих в структуре на различных масштабных уровнях и имеющих противо- положное влияние на сопротивление деформации. Упрочнение − повышение предела текучести происходит вследствие закрепления дислокаций атомами внедрения, а разупрочнение вызвано исчезновением островков М/А-состав- ляющей, упрочняющей металл в исходном состоянии, в результате локального TRIP-эффекта при предварительной деформации и распада мартенсита при последующем нагреве.
В главе 5 представлены результаты исследования низколегированной ста- ли, обеспечивающей высокую деформационную способность и предназначен- ной для труб класса прочности К60, которые используются в районах актив- ных тектонических разломов (АТР) и применяются при изготовлении гнутых отводов.
В формировании комплекса свойств, в том числе высокой деформацион- ной способности, определяющим фактором является структурное состояние, формирующееся на основе подбора определенного химического состава и тех- нологических параметров при производстве труб.
В работе проведено исследование влияния степени пластической дефор- мации при изготовлении гнутых отводов и последующего их старения на структуру и свойства предварительно нагретых труб (имитация нанесения по- крытия при температуре 200 oС).
Материал исследования имел типичный для современной стали состав с низким содержанием углерода (≈0,06%), добавками Ni-Cu, микролегированием Ti, Nb и феррито-бейнито-мартенситную структуру с включениями остаточно- го аустенита и островков М/А.
На рисунке 12 представлены механические свойства труб АТР и их измене- ние в результате пластической деформации с разной степенью и последующего старения.
1,0 30 0,9 25
0,8 σ/σ 0,7тв20
0,6δ15 0,5
750
650
550
450 0,3 400 0,2
Предел прочности
Предел текучести после старения
Предел текучести
Предел прочности после старения
σв
σт
350
3000 1 2 3 4 5 6 7 Степень деформации, %
0,4
0,1
10 После деформации 5
Деформация+старение
00 1 2 3 4 5 6 7 0 Степень деформации, %
Рисунок 12 ‒ Изменение показателей механических свойств труб АТР после деформации с различной степенью и последующего старения
Механические свойства, Н/мм2
Отношение σт/σв
Относительное удлинение, %

На основе проведенного исследования определена критическая степень деформации, при которой наблюдается исчерпание деформационной способ- ности исследованного металла – отношение σт/σв стремится к 1. Исследование деформационного старения сталей для труб АТР показало, что они сохраняют деформационную способность вплоть до степени деформации 5% (бейнитная сталь – 2%), благодаря многокомпонентной контрастной структуре, характе- ризующейся неоднородным распределением углерода (большая часть углеро- да связана в островках МА, мартенсите, цементите, наноразмерных карбидах (Nb,V)C), легирующих элементов, различной прочностью структурных состав- ляющих, большим количеством свободных дислокаций, не закрепленных ато- мами внедрения.
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ
1. Проведено комплексное исследование механизма влияния деформаци- онного старения на механические свойства, температурные зависимости ра- боты зарождения и распространения трещины, хладостойкость и структурное состояние трубных сталей различных классов прочности (К52–К65) и типов структуры. Установлен аномальный эффект деформационного старения ста- ли со структурой низкоуглеродистого бейнита, обусловленный вырождением стадии деформационного упрочнения (σ0,2/σв→1) и снижающий эксплуатаци- онную надежность труб.
2. При исследовании температурной зависимости ударной вязкости образ- цов с острым надрезом установлено, что металл К65 характеризуется более высоким уровнем энергоемкости разрушения по сравнению с металлом для труб К52, К56, К60. Основную долю в энергии разрушения исследуемых труб- ных сталей составляет работа зарождения трещины. Металл К65 отличается более высокими значениями работы распространения трещины, особенно при пониженных температурах испытаний.
Установленная связь между переходной температурой хрупкости низ- колегированных трубных сталей и величиной релаксационного эффекта Δσр выявила, что повышенная хладостойкость стали К65 по сравнению с менее прочными сталями К52−К60 является следствием меньшего уровня локальных микронапряжений, возникающих при нагружении, что обусловлено более од- нородной и мелкодисперсной структурой.
3. Показано, что в результате деформационного старения повышается отно- шение предела текучести к временному сопротивлению, снижаются показатели пластичности, изменяется вид кривой «напряжение-деформация». Одновре- менно происходит снижение уровня ударной вязкости при всех температурах испытания и трещиностойкости. В стали К65 снижение значений ударной вяз-
кости наиболее выражено при испытании образцов KCV в области низких (пе- реходных) температур. В стали К56 снижение значений ударной вязкости в этой области происходит более плавно. Установлено, что деформационное старение бейнитной стали снижает трещиностойкость (работу зарождения, работу рас- пространения трещины, ее критическое раскрытие) при статических испыта- ниях на изгиб в значительно большей степени, чем феррито-перлитной стали.
4. Показано, что в результате деформационного старения происходит уве- личение релаксационного эффекта, свидетельствующее о повышенном уровне локальных напряжений, возникающих при нагружении и деформации вслед- ствие закрепления дислокаций атомами внедрения, концентрация которых возрастает в процессе предварительной деформации, о чем свидетельствует рост пика Снука при измерении внутреннего трения. Наиболее сильное влия- ние деформационного старения на релаксационный эффект обнаружено в ста- ли со структурой бейнитного типа.
5. Показано, что в ходе деформации стали К65 реализуется процесс превраще- ния остаточного аустенита в мартенсит деформации (локальный TRIP-эффект), что подтверждается данными рентгеноструктурного и электронно-микроскопи- ческого анализов. С увеличением степени деформации происходит превращение оставшихся участков остаточного аустенита, содержащегося в островках М/А, до полного его исчезновения при степени деформации 3%. Нагрев при температуре 200 °С приводит к распаду мартенситной составляющей с выделением карбидов, что снижает сопротивление металла пластической деформации. Полное исчез- новение участков остаточного аустенита в структуре исследованной бейнитной стали, наблюдаемое при степени деформации 3%, приводит к снижению сопро- тивления пластической деформации с одновременным снижением прочности материала в результате исчезновения М/А-составляющей.
6. Резкое увеличение скорости деформации повышает сопротивление де- формации, прирост которого для бейнитной стали выше, чем для феррито-пер- литной. Впервые установлено, что деформационное старение стали с бейнитной структурой увеличивает прирост предела текучести при скачкообразном повыше- нии скорости деформации, что является следствием повышения сопротивления термоактивируемого скольжения в результате увеличения полей искажений кри- сталлической решетки вокруг атомов внедрения, концентрация которых в менее равновесной бейнитной структуре, вероятно, выше, чем в феррито-перлитной.
7. Сформулирован механизм деформационного старения низколегирован- ной стали с бейнитной структурой, при котором увеличение сопротивления деформации и упрочнение, вызванное взаимодействием атомов внедрения с дислокациями, сопровождается одновременным разупрочнением в результате фазового превращения при деформации (локальный TRIP-эффект), приводящий к исчезновению в структуре стали участков упрочняющей М/А-составляющей.
8. Установлена предельно допустимая величина холодной деформации ме- талла труб (5%), гарантирующая величину равномерного удлинения металла отводов холодного гнутья для труб АТР магистральных газопроводов.

Актуальность темы исследования. Основополагающим условием
устойчивого развития топливно-энергетического комплекса России является
расширение сырьевой базы нефтегазовой отрасли. Для транспортировки
углеводородов на огромные расстояния широко используется развитая сеть
магистральных трубопроводов, связывающая месторождения с объектами
потребления сырья (предприятиями нефтяной, химической, металлургической
промышленности; жилищно-коммунального хозяйства и др.) и
распространяющаяся на тысячи километров.
В современном мире необходимость бесперебойных поставок природных
энергоносителей из районов добычи потребителю диктует поддержание высокой
эффективности работы трубопроводного транспорта, особенно при освоении
более отдаленных месторождений газа и нефти. Поэтому с повышением рабочих
давлений необходимо обеспечить увеличение пропускной способности
трубопровода, достигаемое расширением внутреннего диаметра труб.
Одновременно с этим, для сохранения надежного функционирования
трубопроводной системы требуется использование сталей с повышенной
прочностью, что позволяет снизить металлоемкость.
С ростом технических параметров в совокупности с усложняющимися
условиями эксплуатации трубопроводов особую важность приобретает проблема
их эксплуатационной надежности, основным условием обеспечения которой

1.Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и
строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами.
М.: Металлургиздат, 2003. 520 с.
2.Анучкин М.П., Горицкий В.Н., Мирошниченко Б.И. Трубы для
магистральных трубопроводов. М.: «Недра», 1986. 231 с.
3.Ямалеев К.М. Старение металла труб в процессе эксплуатации
трубопроводов. М.: ВНИИОЭНГ, 1990. 64 с.
4.Филиппов, Г.А. Деградация свойств металлов при длительной
эксплуатациимагистральныхтрубопроводов /Г.А. Филиппов, О.В.
Ливанова, В.Ф. Дмитриев // Сталь. 2003. №2. С. 84−87.
5.Филиппов, Г. А. Влияние силовых условий эксплуатации
трубопроводов на механические свойства и сопротивление разрушению
металла трубопроводов / Г.А. Филиппов, О.В. Ливанова // Сталь. 2003. № 7.
С. 80−83.
6.Плешивцев, В.Г. Факторы, влияющие на эксплуатационную
надежность трубопроводов / В.Г. Плешивцев, Ю.А. Пак, Г.А. Филиппов, О.Н.
Чевская, О.В, Ливанова // Деформация и разрушение материалов. 2007. №1.
С. 6–11.
7.Эфрон Л. И. Металловедение в большой металлургии. Трубные
стали. М.: Металлургиздат, 2012. 696 с.
8.Шабалов, И.П. О некоторых требованиях к современным сталям
для магистральных трубопроводов / И.П. Шабалов, Е.К. Шафигин, П.Д.
Одесский // Сталь. 2010. №12. С. 54-60.
9.Бородавкин П.П. Подземные магистральные трубопроводы. М.:
Недра, 1982. 385 с.
10.Мазур И.И.. Иванцов О.М., Молдаванов О.И. Конструктивная
надежность и экологическая безопасность трубопроводов. М.: Недра, 1990.
264 с.
11.ПерельмутерА.В.Избранныепроблемынадежностии
безопасности строительных конструкций. М.: Изд-во Ассоц. строит. вузов,
2007. 253 с.
12.Хайстеркамп Ф., Хулка К., Матросов Ю.И., Морозов Ю.Д.,
ЭфронЛ.И.,СтоляровВ.И.,ЧевскаяО.Н.Ниобийсодержащие
низколегированные стали. М.: СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ, 1999. 94 с.
13.ГОСТ ISO 3183 Трубы стальные для газопроводов нефтяной и
газовойпромышленности.Общиетехническиеусловия.М.:
Стандартинформ, 2016. 270 с.
14.СТО Газпром 2-4.1-713-2013 Технические требования к трубам и
соединительным деталям. М.: ОАО «Газпром экспо», 2014. 154 с.
15.СТО Газпром 2-4.1-223-2008 Техническиетребованияк
электросварным сероводородостойким трубам.
16.F. S. Combaud, A.Liessem, J.S. Schroeder et al. UOE Pipes for
Ultradeepwater Application, OTC Conference, Rio de Janeiro, October 2013.
17. ТУ 1381-112-05757848-2014 Трубы стальные электросварные
прямошовные для магистральных газопроводов на рабочее давление до 9,8
МПа (100 кгс/см2 включительно, эксплуатация которых предусматривается в
пределахзонактивныхтектоническихразломов(АТР),врайонах
повышенной сейсмической активности и вечной мерзлоты.
18. A. Takekazu, N.Kimihiro, Y. Koji, S. Nobuhisa. Development of High
Performance UOE Pipe for Linepipe.JFE Technical Report No. 18, 2013.
1 9 . Л а х т и н Ю. М. , Л е о н т ь е в а В. П.Материаловедение:
Учебник для высших технических у ч е б н ы х з а в е д е н и й . — 3 – е и з д . ,
п е р е р а б . и д о п . — М. : Машиностроение, 1990. —528 с.
20. Zener C. The micro-mechanism of fracture. – Fracturing of metals,
ASM, Cleveland, 1946, p. 5−51.
21. Gilman J.J., Trans. AIME, 200,621 (1954).
22. Stroh A.N. The clevelage of metal single crystals, – Philosophical
Magazine, 1958, Vol.5, No 50, p. 597−606.
23. Качанов Л.М. Основы теории пластичности. М.: Наука, 1969 – 420
с.
24. Золоторевский В.С. Механические свойства металлов, 3-е изд. М.
МИСиС, 1998.
25. Особенности разрушения конструкционных материалов при
различныхусловияхнагружения:учебноепособие/О.А.Фролова;
Оренбургский гос. ун-т. Оренбург: ОГУ, 2019. 91 с.
26.БотвинаЛ.Р.Разрушение:кинетика,механизмы,общие
закономерности / Л.Р. Ботвина ; отв. ред. И.И. Новиков; Ин-т металлургии и
материаловедения им. А.А. Байкова РАН. М.: Наука, 2008. 334 с.
27. Фрактография и атлас фрактограмм / Справ. изд. Пер. с англ. / Под
ред. Дж. Феллоуза. М.: Металлургия, 1982. 500 с.
28. Горицкий, В.М. Диагностика металлов / В.М. Горицкий. М.:
Металлургиздат, 2004. 408 с.
29. Griffith A.A. // Phil. Trans. Roy.Soc. (London). 1920. A221. P.163−198.
30. Гуляев А.П. Прочность и вязкость металлических материалов //
МиТОМ. 1973. №10. С. 72−75.
31. Гуляев А.П. Сопротивление хрупкому разрушению // МиТОМ.
1993. №2. С. 21−26.
32. Orowan E. Механические свойства и реальная структура кристаллов
// Z. Kristallographie. 1936. №89. P.327−343.
33.СарракВ.И. Хрупкое разрушение металлов. Сб.АНСССР Успехи
физическихнаук., М.:1959,LXVII, вып.2. С.339‒361.
34. Черняк С.С. Металловеды. – Иркутск: Изд-во Иркут. Ун-та, 2000.
532 с.
35. Орлов Л.Г., Саррак В.И., Соловьев В.А., Травина Н.Т. Проблемы
пластической деформации и разрушения металлов и сплавов / Сб.трудов
Металлургия: стали,сплавы,процессы. М.: Металлургия 1982.
36. Jonson W.C., Charka N.G., Ku R., Bomback J.L., Wynblatt P.P. // J.
Vac. Swci. Technol. 1978. Vol. 15. P. 467.
37. Мишин В.М., Филиппов Г.А. Физика замедленного разрушения
сталей. (Монография). – Минеральные Воды, «Полиграфпром», 2013. 455 с.
38. Потак Я.М. Хрупкие разрушения стали и стальных деталей. М.:
Государственное издательство оборонной промышленности, 1955. 390 с.
39. Проблемы хладостойкости конструкционных сталей Материалы
конференциипоповышениюнадежностиидолговечностимашин
иметаллоконструкций, работающих в условиях Сибири и Севера / Иркутск:
Восточносибирское книжное издательство, 1971. 460 с.
40. Хладостойкость стали и стальных конструкций / под ред.
К.В.Попова. – Новосибирск: Наука, 1971. 232 с.
41. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов: Пер. с англ. /
Под ред. Брайента К.Л., Бенерджи С.К.. М.: Металлургия, 1988. 552 с.
42. Одесский П.Д., Ведяков И.И., Горпинченко В.М. Предотвращение
хрупких разрушений металлических строительных конструкций. М.: СП
Интермет инжиниринг, 1998. 218 с.
43. Котляревский В.А., Шаталов А.А., Ханухов Х.М. Безопасность
резервуаров и трубопроводов. М.: Экономика и информатика, 2000. – 553 с.
44. П.Д.Одесский, И.И. Ведяков Сталь в строительных металлических
конструкциях М:. Металлургиздат, 2018. 906 с.
45. А.Ф. Иоффе Физика кристаллов. М.-Л., ГТТИ, 1928.
46. Нотт, Дж.Ф. Основы механики разрушения / Дж.Ф. Нотт; пер. с
англ. – М.: Металлургия, 1978. 256 с.
47. Владимиров, В.И. Физическая природа разрушения металлов / В.И.
Владимиров. М.: Металлургия, 1984. – 280 с.
48. Филиппов Г.А., Ливанова О.В., Дмитриев В.Ф. Деградация свойств
металлов при длительной эксплуатации магистральных трубопроводов //
Сталь. 2003. № 2. С. 84–87.
49. Плешивцев В.Г.,. Пак Ю.А, Филиппов Г.А. и др. Факторы,
влияющие на эксплуатационную надежность трубопроводов // Деформация и
разрушение материалов. 2007. № 1. С. 6–11.
50.Клевцов В.Г., Ботвина Л.Р., Клевцова Н.А., Лимарь Л.В.
Фрактодиагностика разрушения металлических материалов и конструкций.
М.: МИСиС, 2007. 264 с.
51. Ботвина Л.Р. Кинетика разрушения конструкционных материалов /
Л.Р. Ботвина. – М.: Наука, 1989. 230 с.
52. Мороз Л.С. Механика и физика деформаций и разрушения
материалов / Л.С. Мороз. – Л.: Машиностроение, 1984. 24 с.
53.Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей
//М., Металлургия, 1982, с. 38-54.
54.Матросов, Ю. И. Сталь для магистральных трубопроводов / Ю.
И. Матросов, Д. А. Литвиненко, С. А. Голованенко. – М.: Металлургия, 1989.
– 288 с.
55.ХайстеркампФ.,ХулкаК.,МатросовЮ.И.идр.
Ниобийсодержащиенизколегированныестали.–М.:СПИнтермет
Инжиниринг, 1999. – 90 с.
56.Gray J.M. Niobium bearing steels in pipeline projects // Niobium.
Science & Technology / Proceedings of the International Symposium Niobium
2001. Orlando, Florida, USA. December 2-5, 2001. TMS. Niobium 2001 Lim. PP.
889-906.
57. Саррак В.И., Шубин В.Н. О релаксации локальных напряжений в
железе // ФММ. 1968. Т. 25, вып. 3. С. 522–528.
58.Филиппов Г.А. Фундаментальные исследования природы
хрупкости – основа создания высокопрочных и надежных конструкционных
материалов // Сталь. 2004. № 8. С. 85–89.
59. Gray J.M. Evolution of Microalloyed Linepipe Steels with Particular
Emphasis on the «Near Stoichiometry» Low Carbon, 0,10 Percent Niobium
«HTP» Concept. / Proc.: The 6th Intern. Conf. on High Strength Low Allow Steels
(HSLA Steels’2011). J. of Iron and Steel Research Int.2011. Vol. 18. Suppl. 1-2.
May 2011. P. 652‒657.
60. Морозов Ю.Д., Настич С.Ю., Матросов М.Ю., Чевская О.Н.
Влияниехарактеристикмикроструктуры,получаемойвпроцессе
термомеханической обработки, на свойства проката из стали X70-X80 //
Междунар. конф. «Микролегированные трубные стали для нефтегазовой
отрасли». Москва. 2–4 апреля 2013 г. Сб. докл. М.: Металлургиздат, 2018. С.
66–76.
61. Копельман Л.А. Влияние остаточных напряжений ена склонность
малоуглеродистой стали к хрупким разрушениям при низком уровне средних
напряжений от внешней статической нагрузки / В кн. Хладостойкость стали
и стальных конструкций. Новосибирск: Наука, 1970.
62. Давиденков Н.Н., Ярошевич В.Д. Некоторые вопросы хрупкого
разрушения металлов / В кн. Хладостойкость стали и стальных конструкций.
Новосибирск: Наука, 1970.
63. Разов И. А. Хрупкие разрушения сварных конструкций и их связь с
напряженным состоянием и склонностью стали к хрупкости / В кн.
Хладостойкость стали и стальных конструкций. Новосибирск: Наука, 1970.
64. Cб. Взаимодействие между дислокациями и атомами примесей в
металлах и сплавах . / Под ред. М.А. Криштала. Тула: Тульский
политехнический институт, 1969. 314 с.
65.Штремель М.А., Карабасова Л.В., Сатдарова Ф.Ф. Прочность
сплавов. Лабораторный практикум. – М., МИСиС, 1982.70 с.
66.Фридель Ж. Дислокации. М. : Мир, 1967.
67.Хирт Дж.. Лотте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1979
68.СувороваС.О.,СарракВ.И.,ЭнтинР.И.Исследование
деформационного старения технического железа // ФММ. 1964. т.17, вып. 1.
С. 105-110.
69.ГоловинС.А.Исследованиекинетикиистадийности
деформационного старения сплавов железа. Известия вузов. Черная
металлургия, 1979, № 1, С. 116-121.
70.Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное
старение стали. – М., Металлургия, 1972.- 320 с;
71.ЧувильдеевВ.Н.Влияниестарениянаэксплуатационные
свойства сталей магистральных газопроводов / Проблемы старения сталей
магистральных трубопроводов: Сб. трудов науч.-практич. семинара. Н.
Новгород: Университетская книга, 2006. С. 18–58.
72.Головин С.А., Гончаренко И.А., Тихонова И.В. Стадийность
деформационного старения сплавов железа. – В сб. Вопросы металловедения
и физики металлов. Тула, Тульск. политехн. ин-т, 1977, С. 7–40.
73. Морозов А.Н. Водород и азот в стали. – 2-е изд., перераб. –
Москва.: Металлургичя, 1968. – 283 с.
74. С. О. Гевлич, С. А. Пегишева, В. С. Козлов Возможный механизм
деградации свойств низколегированных сталей // Известия Волгоградского
государственного технического университета, 2011. №5. С 156–159.
75. К у р д ю м о в Г.М., У т е в с к и й А..М., Э н т и н Р. И. Превращение в
железе и стали.– М.:Наука. 1977. – 200 с
76. Sourmail T., Smanio V. Low temperature kinetics bainite formation in
high carbon steels // Acta Materialia. 2013. Vol. 61. No. 7. P. 2639−2648.
77. Базалеева К.О. Механизмы влияния азота на структуру и свойства
сталей (обзор) //«Металловедение и термическая обработка металлов» №10.
(604) . 2005 г.
78. Шпайдель М. О. Новые азотсодержащие аустенитные нержавеющие
стали с высокими прочностью и пластичностью // “Металловедение и
термическая обработка металлов”. № 11 (605). 2005 г.
79. Baird J.D. Iron and Steel, 1963, v36, №7.
80. Попов К.В. Динамическое деформационное старение металлов и
хрупкость водородного типа. – Новосибирск, «Наука», 1969.
81. Нечаев, Ю.С. Актуальные проблемы старения, водородного
охрупчивания и стресс-коррозионного поражения сталей и эффективные
пути их решения / Ю. С. Нечаев // Альтернативная энергетика и экология.–
2007. –№11. – С. 108 –118.
82. Schmitz H. Stahl und Eisen, 1954, Bd 74, №26.
83. Филиппов С.И., Арсентьев П.П., Яковлев В.В. Конвертерная плавка
стали, М.: Металлургиздат, 1959.
84. Стародубов К.Ф., Коссая И.И. Научные труды Днепропетровского
металлургического института. – Киев: Гостехиздат УССР, 1955, т.33, с. 332.
85. Курманов М.И. ФММ, 1956, т.3, вып. 2.
86. Науменко В.В. Деформационное старение низкоуглеродистых
сталей системы микролегирования V-N // Проблемы черной металлургии и
материаловедения, 2018. №2.
87. Науменко, В.В. Исследование склонности низкоуглеродистой стали,
микролегированной ванадием и азотом, к деформационному старению / В. В.
Науменко // Бюллетень «Черная Металлургия». №7. 2017. С 87- 96.
88.Pradhan R.Technology of Continuously Annealed Cold-Rolled Sheet
Steel/R. Pradhan. ‒ Proceedings o f a symposium sponsored by the Heat Treatment
and Ferrous Metallurgy Committees of The Metallurgical Society of AIME and
held at the TMS-AIME Fall Meeting in DetroitDetroit, Michigan, September 17-
18, 1984. 461 p.
89.Губенко Н.В. Труды Донецкого индустриального института,
1958, т.32, вып. 7.
90.Натапов Б.С., Фалькевич Э.С. Изв. Вузов, Черная металлургия,
1960, №6.
91.Панасенко Ф.Л. Прокатка и термическая обработка толстых
листов. – М: Металлургиздат, 1959.
92.ЛитвиненкоД.А.Холоднокатанаянестареющаясталь.-
М.:Металлургия, 1968.
93.А.В.Нохрин,В.Н.ЧувильдеевСтарениесталейтруб
магистральных газопроводов // Вестник Нижегородского университета им.
Н.И. Лобачевского, 2010, № 5 (2), с. 171–180.
94.Нечаев, Ю. С. Физические комплексные проблемы старения,
охрупчиванияиразрушенияметаллическихматериаловводородной
энергетикии магистральных трубопроводов / Ю. С. Нечаев // Успехи
физических наук. –2008. –Т. 178. -№7. –С. 709–725.
95.Ямалеев К.М. Старение металла труб в процессе эксплуатации
трубопроводов. М.: ВНИИОЭНГ, 1990. 64 с.
96.Мишетьян А.Р., Филиппов Г.А., Морозов Ю.Д., Чевская О.Н.
Деформационное старение и свойства низколегированных трубных сталей //
Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2011. №2. С. 12–19.
97.Мишетьян А.Р., Филиппов Г.А., Морозов Ю.Д., Чевская О.Н.
Исследование влияния условий последеформационного охлаждения на
склонность к деформационному старению низколегированных сталей //
Деформация и разрушение. 2011. №8. С. 40–43.
98.Смирнов, М. А. Влияние структуры на деформационное
старение низкоуглеродистой стали / М. А. Смирнов, И. Ю. Пышминцев, О. В.
Варнак, А. Н. Мальцева // Деформация и разрушение материалов. – 2014. –
№8. – С. 9 – 15.
99.Яковлева, Е.А. Особенности естественного и искусственного
старения судостроительных ферритно-бейнитных сталей / Е.А. Яковлева,
Г.Д. Мотовилина, Е.В. Святышева, Е.И. Хлусова // Тяжелое машиностроение
– 2018. – №6. – С 17-35.
100. Яковлева, Е.А. Исследование склонности к деформационному
старению низкоуглеродистых легированных судостроительных сталей / Е.А.
Яковлева, Г.Д. Мотовилина, Е.И. Хлусова // Тяжелое машиностроение. –
2020. – №7-8. – С. 12-17.
101. Яковлева, Е.А. Влияние режимов старения на механизм
разрушения низколегированных сталей с различной структурой / Е.А.
Яковлева, Г.Д. Мотовилина, Е.И. Хлусова // Вопросы материаловедения. –
2019. – № 2 (98). – С.11-20.
102. Гуль Ю.П., Карнаух А.И. Физическая природа пластической
деформации и разрушения металлов, серия «Металлофизика». – Киев: Наукова
думка, 1971.
103. СейджА.М.Металлургическийобзорвысокопрочных
низколегированных сталей труб и фитингов // Стали для газопроводных труб
и фитингов: труды конференции. – М.: Металлургия, 1985. – С. 38-60.
104. Williams J.G., Killmore C.R., Barbaro F.J., Meta A., Fletcher L. Modern
technology for ERW linepipe steel production (X60 to X80 and beyond) // in
Proceedings of “Microalloying ’95” conference. PP. 117-139.
105. Bakolas Th., Neutjens J., Cantinieaux P., Harlet Ph. Development of high
strength steels for line pipe applications in a wide strip mill (from API X60 to X85). /
Proceedings of the 3rd International Pipeline Technology Conference, Edited by R.
Dennys, Brugge, Belgium, May 21-24, 2000. Elsevier Science B.V. 2000. Vol. 2, pp.
247-264.
106. Лейкин И.М., Литвиненко Д.А., Рудченко А.В. Производство и
свойства низколегированных сталей. – М.: Металлургия, 1972, 256 с.
107. Смирнов М.А., Пышминцев И.Ю., Борякова А.Н. К вопросу о
классификации микроструктур низкоуглеродистых трубных сталей //
Металлург. 2010. №7. С. 45-51.
108. Atlas for Bainitic Microstructures, Vol. 1, Bainitic Comm. of ISIJ, ed.
by T. Araki et. Al, ISIJ, Tokyo (1992).
109. 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.
110. Матросов М.Ю., Лясоцкий И.В., Кичкина А.А. и др. Особенности
иклассификацияструктурнизкоуглеродистыхнизколегированных
высокопрочных трубных сталей // Сталь. 2012. №1. С. 65-74.
111. Morton M.E.Property-structure relations in quenched and tempered
2% Mn steel – strength metals and alloys // Proc. 6th Int. Conf. Melburn. 16–20
Aug. 1982. Vol. 1. P. 153–159.
112. Bain E.Alloing Elements in Steel. Pergamon Press, 1961. 2 nd ed. 260
p.
113.Ohmori J., Ohtani H., Kunetake T.Duplex martensitebeinite structure
// Metal Science. 1974. Vol. 8, No. 11. P. 357–366.
114.Bhadeshia, H. K. D. H. & Edmonds, D. V.// The
mechanism of bainite formation in steels.Acta Metall. 1980 28, 1265–1273.
115. Bhadeshia H. K. D. H., Honeycombe R. Steels Microstructure and
Properties. Elsevier Ltd, 2006. 344 p.
116. T. Hara, Y. Shinohara, Y. Terada, H. Asahi and N. Doi. Development
of high deformable high strain line pipe, suitable for strain-based design.
Proceedings of Pipeline conference Ostend, 12-14 October 2009, Paper №
Ostend2009-014.
117. Кичкина А.А., Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Рингинен Д.А.,
Ильинский В.И., Лясоцкий И.В., Шульга Е.В. М/А-составляющая в структуре
низкоуглеродистой бейнитной стали. Часть 2. Металлург, 2019, №12, с.29-39.
118. Матросов М.Ю., Сахаров М.С., Сычев О.Н., Мишнев П.А, Липин
В.К., Шульга Е.В., Мартынов П.Г., Кичкина А.А. Сталь для труб класса
прочности К60 с микроструктурой феррита, мартенсита и М/А-составляющей
для участков магистральных трубопроводов, пересекающих зоны активных
тектонических разломов // Металлург. 2021. № 1. С. 43–54.
119.Ishikava Nobuyuki, Endo Shingeru, Kondo Joe. High performance
UOE linepipes. JFE Technical Report № 7, Jan. 2006.
120. Okatsu Mitsuhiro. Development of Yigh-Deformability Linepipe with
Resistance to Strain-aged Hardening by HOP (Heat-treatment On-line Process) /
Okatsu Mitsuhiro, Shikanai Nobuo, Kondo Joe // JFE Technical report. – 2008. –
№12 (Oct.2008). – P.8-14.
121. Барыков А.М., Степанов П.П. , Ильинский В. И., Головин С.В.,
Червонный А.В.,Эфрон Л.И., Багмет О.А. , Матросов М.Ю. Развитие
технологий производства проката для труб с повышенной деформационной
способностью Металлург 2019, №11. С. 61-71.
122. Amar K. De, John G. Speer, and David K. Matlock Color tint-etching
for multiphase steels// Advanced materials and processes Feb 2003.
123.Баранцева З.В., Виноград М.И., Смирнова А.В. Влияние
состава,формыираспределениянеметаллическихвключенийна
пластичность и разрушение металла// МиТОМ. 1979. № 7.С. 46-49.
124. HyoKyungSung, DongHoLee, SunghakLee, Byeong-Joo
Lee, Seung-PyoHong, Young-WoonKim, JangYongYoo, Byoungchul
Hwang & Sang Yong Shin Effects of C and Si on strain aging of strain-based API
X60 pipeline steels // Metals and Materials International. 2017.Vol. 23, P. 450–
458.
125. Sang-InLee, Seung-YongLee, SeokGyuLee, HwanGyo
Jung & Byoungchu Hwang Effect of strain aging on tensile behavior and
properties of API X60, X70, and X80 Pipeline Steels // Metals and Materials
International. 2018. Vol. 24, p.1221–1231.
126. H. Conrad, Acta Met., 6, Iss. 5: 339 (1958).
127. Физическое металловедение / Под ред. Р. У. Кана, П. Хаазена.
М.: «Металлургия», 1987, т. 3, 663 c.
128. Ивенс А., Роулингс Р. Термически активированная деформация
кристаллических материалов / Термически активированные процессы в
кристаллах: Сб. статей под ред. А. Н. Орлова. М.: Мир, 1973. С. 172–206.
129. Саррак В.И., Суворова С.О., Шубин В.Н. О температурно-
скоростной зависимости сопротивления деформации железа // Физика
металлов и металловедение. 1973. Т. 35. Вып. 1. С. 169–175.
130. Саррак В.И., Щербакова В.С., Лившиц Л.С., Сигалова И.Л.,
Орлов Л.Г. Влияние легирования ванадием на склонность феррита к
хрупкому разрушению // Физика металлов и металловедение. 1973. Т. 36.
Вып. 4. С. 760–765.
131. Евстифеев А.Д., Груздков A.А., Петров Ю.В. Температурно-
скоростная зависимость типа разрушения // Журнал технической физики.
2013. Т.83. Вып. 7. С. 59−63.
132. Hokka, M., Rämö, J., Mardoukhi, A. et al. Effects of Microstructure
on the Dynamic Strain Aging in Ferritic-Pearlitic Steels // J. dynamic behavior
mater. 2018. No 4. P. 452–463.
133. H. K. D. H. Bhadeshia, Robert Honeycombe Steels Microstructure
and Properties // Elsevier Ltd, 2006. 344 p.
134. Филиппов Г.А., Ливанова О.В. Взаимодействие дефектов
структурыидеградациясвойствконструкционныхматериалов//
Материаловедение. 2002. № 10. С. 17–21.
135. Shigesato, G., Shinohara, Y., Hara, T., Sugiyama, M., Asahi, H.:
Thermal aging during coating of X80 high strength steel for line pipe. proc. of the
sixteenth // International Offshore and Polar Engineering Conference. ISOPE,
Lisbon, 2007, p. 2983−2987.
136. Yoo J.Y., Chon S.H., Seo D.H. Microstructure and mechanical
properties of X80 linepipe steel with high strain aging resistance // Pipeline
technology conference, Ostend, 12−14 Oct. 2009. Paper no: Ostend 2009-020.
137. Утевский А.М. Дифракционная электронная микроскопия в
металловедении. М.: Металлургия. 1973. 584 с.

Заказать новую

Лучшие эксперты сервиса ждут твоего задания

от 5 000 ₽

Не подошла эта работа?

Закажи новую работу, сделанную по твоим требованиям

Читать

Публикации автора в научных журналах

Деформационное старение и свойства низколегированных трубных сталей

А.Р. Мишетьян, Г.А. Филиппов, Ю.Д. Морозов, О.Н. Чевская // Проблемы черной металлургии и материаловедения. — 2— No — С. 12–(1,00 п.л. / 0,41 п.л.).Мишетьян, А.Р. Исследование влияния условий последеформационного ох- лаждения на склонность к деформационному старению низколегированных сталей / А.Р. Мишетьян, Г.А. Филиппов, Ю.Д. Морозов, О.Н. Чевская // Деформация и разру- шение. — 2— No— С. 40–(0,50 п.л. / 0,33 п.л.).

Влияние длительной эксплуатации на температурную зависимость внутреннего трения и склонность к деформационному старению низколегированных сталей

Г.А. Филиппов, В.Н. Зикеев, И.П Шабалов, О.В. Ливанова, А.Р. Мишетьян // Проблемы черной металлургии и материаловедения. — 2— No — С. 49–(0,88 п.л. / 0,24 п.л.).Филиппов, Г.А. Комплексная оценка надежности и долговечности магистраль- ных трубопроводов / Г.А. Филиппов, И.П. Шабалов, О.В. Ливанова, А.Р. Мишетьян // Бюл. НТиЭИ «Черная металлургия». — 2— No — С. 63–(1,00 п.л. / 0,26 п.л.).

Влияние структурного состояния и температуры на сопротивление зарождению и распространению трещин в трубных сталях

А.Р. Мишетьян, И.П. Шабалов, О.Н. Чевская, Г.А. Филиппов // Металлург. — 2— No — С. 43–(1,00 п.л. / 0,48 п.л.).Мишетьян, А.Р. Исследование механизма изменения структурного состояния в процессе деформационного старения и его влияния на свойства трубной стали бейнит- ного типа / А.Р. Мишетьян, И.П. Шабалов, О.Н. Чевская, Г.А. Филиппов // Бюл. НТиЭИ «Черная металлургия». — 2— No — С. 77–(1,88 п.л. / 0,52 п.л.).

Влияние деформационного старения на скоростную зависимость сопротивления деформации и хладноломкость низколегированной стали с ферритно-перлитной и бейнитной структурами

А.Р. Мишетьян, Г.А. Филиппов, О.Н. Чевская // Деформация и разрушение материалов. — 2— No — С. 29‒(0,75 п.л. / 0,38 п.л.).Мишетьян, А.Р. Влияние условий трубного передела и структурного состояния на эксплуатационную надежность высокопрочных трубных сталей / А.Р. Мишетьян, И.П. Шабалов, О.Н. Чевская, Г.А. Филиппов // Бюл. НТиЭИ «Черная металлургия». — 2— No — С. 455–(1,13 п.л. / 0,47 п.л.).

Влияние структурного состояния конструкционных высокопрочных сталей на сопротивление разрушению

В.Н. Зикеев, О.Н. Чевская, А.Р. Мишетьян, В.Г. Фи- липпов, А.Б. Коростелев // Металлург. — 2— No — С. 15–(1,38 п.л. / 0,39 п.л.).

Исследование влияния деформационного старения на сопротивление разрушению трубных сталей в зависимости от структурного состояния

А.Р.Мишетьян//Сб.тез.докл.IIIКонференциимолодыхспециалистов«Перспективы развития металлургических технологий» (14–15 декабря 2011 г.). ‒ М.: ГНЦ РФ ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», 2‒ С.Мишетьян, А.Р. Исследование склонности к деформационному старению низ- колегированных трубных сталей различной категории прочности / А.Р. Мишетьян, Г.А. Филиппов, Ю.Д. Морозов, О.Н. Чевская // 51-я Международная конференция «Ак- туальные проблемы прочности»: сб. матер. ‒ Харьков: ННЦ ХФТИ, 2‒ Ч.‒ С.

Помогаем с подготовкой сопроводительных документов

Совместно разработаем индивидуальный план и выберем тему работы Подробнее

Помощь в подготовке к кандидатскому экзамену и допуске к нему Подробнее

Поможем в написании научных статей для публикации в журналах ВАК Подробнее

Структурируем работу и напишем автореферат Подробнее

Хочешь уникальную работу?

Больше 3 000 экспертов уже готовы начать работу над твоим проектом!

Привет! Меня зовут Даша, я окончила журфак МГУ с красным дипломом, защитила магистерскую диссертацию на филфаке. Работала журналистом, PR-менеджером в международных ко... Читать все

Привет! Меня зовут Даша, я окончила журфак МГУ с красным дипломом, защитила магистерскую диссертацию на филфаке. Работала журналистом, PR-менеджером в международных компаниях, сейчас работаю редактором. Готова помогать вам с учёбой!

#Кандидатские #Магистерские

50 Выполненных работ

Работы пишу исключительно сама на основании действующих нормативных правовых актов, монографий, канд. и докт. диссертаций, авторефератов, научных статей. Дополнительно... Читать все

Работы пишу исключительно сама на основании действующих нормативных правовых актов, монографий, канд. и докт. диссертаций, авторефератов, научных статей. Дополнительно занимаюсь английским языком, уровень владения - Upper-Intermediate.

#Кандидатские #Магистерские

39 Выполненных работ

Специальность "Государственное и муниципальное управление" Кандидатскую диссертацию защитил в 2006 г. Дополнительное образование: Оценка стоимости (бизнеса) и госфин... Читать все

Специальность "Государственное и муниципальное управление" Кандидатскую диссертацию защитил в 2006 г. Дополнительное образование: Оценка стоимости (бизнеса) и госфинансы (Казначейство). Работаю в финансовой сфере более 10 лет. Банки,риски

#Кандидатские #Магистерские

123 Выполненных работы

Наличие красного диплома УрГЮУ по специальности юрист. Опыт работы в профессии - сфера банкротства. Уровень выполняемых работ - до магистерских диссертаций. Написан... Читать все

Наличие красного диплома УрГЮУ по специальности юрист. Опыт работы в профессии - сфера банкротства. Уровень выполняемых работ - до магистерских диссертаций. Написание письменных работ для меня в удовольствие.Всегда качественно.

#Кандидатские #Магистерские

60 Выполненных работ

Возможно выполнение работ по правоведению и политологии. Имею высшее образование менеджера ВЭД и правоведа, защитила кандидатскую и докторскую диссертации по политоло... Читать все

Возможно выполнение работ по правоведению и политологии. Имею высшее образование менеджера ВЭД и правоведа, защитила кандидатскую и докторскую диссертации по политологии.

#Кандидатские #Магистерские

68 Выполненных работ

Специализация: диссертации; дипломные и курсовые работы; научные статьи.

#Кандидатские #Магистерские

335 Выполненных работ

Журналист. Младший научный сотрудник в институте РАН. Репетитор по английскому языку (стаж 6 лет). Также знаю французский. Сейчас занимаюсь написанием диссертации по и... Читать все

Журналист. Младший научный сотрудник в институте РАН. Репетитор по английскому языку (стаж 6 лет). Также знаю французский. Сейчас занимаюсь написанием диссертации по истории. Увлекаюсь литературой и темой космоса.

#Кандидатские #Магистерские

11 Выполненных работ

Более 5 лет помогаю в написании работ от простых учебных заданий и магистерских диссертаций до реальных бизнес-планов и проектов для открытия своего дела. Имею два об... Читать все

Более 5 лет помогаю в написании работ от простых учебных заданий и магистерских диссертаций до реальных бизнес-планов и проектов для открытия своего дела. Имею два образования: экономист-менеджер и маркетолог. Буду рада помочь и Вам.

#Кандидатские #Магистерские

55 Выполненных работ

Выполняю работы по экономическим дисциплинам. Маркетинг, менеджмент, управление персоналом. управление проектами. Есть опыт написания магистерских и кандидатских диссе... Читать все

#Кандидатские #Магистерские

31 Выполненная работа