64899

Морфологія, тонка структура і властивості голчастого фериту при зміцнюванні будівельних сталей

Автореферат

Архитектура, проектирование и строительство

Це стосується в першу чергу сталей які використовуються в будівельній індустрії і найбільш перспективні для успішної конкуренції з зарубіжними виробниками не тільки на внутрішньому але і на зовнішньому ринку. Такий напрямок розвитку співпадає також із загальносвітовою тенденцією спрямованою на підвищення рівня міцності...

Украинкский

2014-07-15

5.41 MB

1 чел.

Державний вищИй навчальний заклад

«Придніпровська державна академія

будівництва та архітектури»

куксенко в’ячеслав іванович

УДК 620.181.4:691.714

МОРФОЛОГІЯ, ТОНКА СТРУКТУРА  І  ВЛАСТИВОСТІ

ГОЛЧАСТОГО ФЕРИТУ

ПРИ ЗМІЦНЮВАННІ  БУДІВЕЛЬНИХ СТАЛЕЙ

Спеціальність 05.02.01 – матеріалознавство

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата технічних наук

Дніпропетровськ

2010


Дисертацією є рукопис.

Робота виконана в Державному вищому навчальному закладі „Придніпровська державна академія будівництва та архітектури” Міністерства освіти і науки України.

Науковий керівник:

Лауреат Державної премії України в галузі науки і техніки,

заслужений діяч науки і техніки України, доктор технічних наук, професор,

Большаков Володимир Іванович, Державний вищий навчальний заклад „Придніпровська державна академія будівництва та архітектури”, завідуючий кафедрою матеріалознавства і обробки матеріалів, ректор.

Офіційні опоненти:

Член-кореспондент НАН України, доктор технічних наук, професор Мєшков Юрій Якович, Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України, м. Київ;

кандидат технічних наук, доцент Погребна Наталія Емілівна, Національна металургійна академія України, доцент кафедри матеріалознавства, м. Дніпропетровськ.

Захист відбудеться „ 23”   грудня   2010 р. о 13.00 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 08.085.02 при Державному вищому навчальному закладі „Придніпровська державна академія будівництва та архітектури” за адресою: 49600, м. Дніпропетровськ, вул. Чернишевського, 24-а.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Державного вищого навчального закладу „Придніпровська державна академія будівництва та архітектури” за адресою: 49600, м. Дніпропетровськ, вул. Чернишевського, 24-а.

Автореферат розісланий   "22" листопада 2010 р.

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради        Кваша Е.М.


ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ 

Актуальність теми. Вступ України до Всесвітньої організації торгівлі відкриває вітчизняний ринок металопродукції для зарубіжних споживачів. Це ставить нові завдання перед вітчизняною металургією – підвищення рівня якісних характеристик економічного металопрокату. Це стосується в першу чергу сталей, які використовуються в будівельній індустрії і найбільш перспективні для успішної конкуренції з зарубіжними виробниками не тільки на внутрішньому, але і на зовнішньому ринку.

Такий напрямок розвитку співпадає також із загальносвітовою тенденцією, спрямованою на підвищення рівня міцності сталей, що пов'язано з економічно і соціально обґрунтованим розвитком будівництва у напрямі збільшення поверховості будівель.

Листова низьковуглецева конструкційна сталь С490 після гарячої прокатки має ферито-перлітну структуру, високі міцнісні властивості при високих показниках пластичності, ударної в'язкості й зварюваності. Проте підвищення поверховості будівель потребує використання сталей з більш високим рівнем міцності (С590 і вище). Це викликає необхідність інтенсифікації досліджень у напрямі підвищення міцнісних властивостей низьковуглецевих мікролегованих сталей шляхом вдосконалення технології їх виробництва. Одним з найбільш перспективних і найбільш економічних напрямів для досягнення вищевказаного є інтенсивне зміцнююче охолодження в лінії прокатки.

Дослідження, які проводяться в Україні, в країнах СНД і за кордоном, показали перспективність зміцнення низьковуглецевих сталей за рахунок формування структур відпущеного мартенситу і структур проміжного (бейнітного) типу. Аналіз літературних даних показує, що конструкційні сталі з такими структурами мають високий комплекс міцнісних, пластичних і в’язкопластичних властивостей і є одними з найбільш придатних для будівельних конструкцій.

При безперервному охолодженні листової сталі в промислових умовах можливе виникнення в її структурі суміші, яка складається продуктів дифузійного, проміжного і зсувного перетворень в різних співвідношеннях, ідентифікація яких ускладнена. Це призвело до виникнення різноманітних систем класифікації мікроструктур низьковуглецевих сталей і відсутності єдиної термінології, яка б характеризувала продукти розпаду аустеніту при прискореному охолодженні, і як наслідок, до різночитання при їх ідентифікації, трактуванні та кількісній оцінці.

Враховуючи постійне зростання виробництва вказаних сталей у світовому масштабі, сучасні тенденції розвитку виробництва металопрокату в Україні, а також перспективу використання високоміцних сталей у будівництві, дисертаційна робота, присвячена вирішенню задачі науково обґрунтованого підвищення механічних і експлуатаційних властивостей низьковуглецевих мікролегованих сталей за рахунок утворення в них найбільш сприятливих структур під впливом температурних та деформаційних обробок, є актуальною.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами

Робота проводилася відповідно до держбюджетних науково-дослідних тем Міністерства освіти України: «Дослідження структурних перетворень у вуглецевих низьколегованих будівельних сталях при термомеханічній обробці та газотермічних покриттів» (№ Держреєстрації 0106U005345) і «Розробка параметрів прокатки високоміцної сталі, призначеної для магістральних газопроводів, з метою використання її у будівельних металоконструкціях» (№ Держреєстрації 0107U001024).

Мета і задачі дослідження. Метою роботи було підвищення комплексу физико-механічних і службових властивостей металопрокату з низьковуглецевих мікролегованих сталей для будівельних металоконструкцій вдосконаленням їх мікроструктури шляхом регулювання швидкості охолодження після гарячої деформації.

Для досягнення вказаної мети, були поставлені наступні завдання:

  1.  Встановити основні закономірності процесів структуроутворення за різних умов розпаду (у тому числі в бейнітній області) переохолодженого аустеніту низьковуглецевих мікролегованих сталей.
  2.  Розробити методику встановлення приналежності границі між двома кристалами голчастого фериту до спеціальних в концепції решіток співпадаючих вузлів (РСВ).
  3.  Встановити морфологічні та кристалографічні параметри структур, що забезпечують підвищені механічні властивості в листовому прокаті з низьковуглецевих мікролегованих сталей.
  4.  Встановити кількісне співвідношення структурних складових за різних умов швидкостей охолодження і уточнити класифікацію продуктів розпаду аустеніту.
  5.  Вибрати науково обґрунтований режим прискореного охолодження металопрокату зі сталі 10Г2ФБ з метою підвищення рівня механічних властивостей до таких, що задовольняють сучасним будівельним вимогам.

Об'єкт дослідження – процеси структуроутворення при різних швидкостях охолодження аустеніту низьковуглецевих низьколегованих сталей.

Предмет дослідження – закономірності структуроутворення і зміцнення низьковуглецевих сталей з ніобієм і ванадієм, можливість їх застосування для будівельних металевих конструкцій відповідального призначення.

Методи дослідження: світлова кількісна і якісна мікроскопія, дифракційна електронна мікроскопія, зокрема високороздільна, мікродифракційний аналіз, енергодисперсійний аналіз, стереографія, механічні методи випробувань.

Наукова новизна одержаних результатів:

- вперше на основі комплексних мікроструктурних досліджень сформульовані вимоги до мікроструктурного стану металопрокату з низьковуглецевих мікролегованих сталей типу 10Г2ФБ, які забезпечують високий комплекс механічних властивостей прокату в умовах промислового виробництва;

- отримали подальший розвиток теоретичні основи походження високих механічних і в'язко-пластичних властивостей низьковуглецевих конструкційних сталей з мікроструктурою голчастого фериту;

- для низьковуглецевих низьколегованих сталей встановлено кількісне співвідношення продуктів дифузійного, зсувного і проміжного перетворень залежно від температури аустенітизації; це дає можливість керувати структурою і властивостями таких сталей;

- вперше показано, що доевтектоїдний ферит в низьковуглецевих конструкційних сталях, який утворюється по дифузійному механізму, зв'язаний з початковим аустенітом орієнтаційним співвідношенням Курдюмова-Закса, яке властиве зсувному механізму  перетворення. Це розширяє теоретичні уявлення про закономірності формування структури низьковуглецевих сталей і дає можливість їх практичного використання;

- підтверджено методами дифракційної електронної мікроскопії, що залишковий аустеніт в голчастому фериті розташовується у вигляді тонких прошарків по границях рейок і зв'язаний з феритом співвідношенням Курдюмова-Закса;

- вперше за допомогою аналізу кристалографічних характеристик внутрішньої будови пакету голчастого фериту показано чергування орієнтацій кристалів, які створюють спеціальні границі протилежних знаків, що компенсують пружні напруги, які утворюються в пакеті;

- встановлено, що переважним механізмом зародження голчастого фериту в низьковуглецевих мікролегованих сталях є зародження на границях початкових аустенітних зерен; це дає можливість керувати кількісним співвідношенням структурних складових під час температурно-деформаційних обробок прокату і впливати на його механічні властивості;

– одержали подальший розвиток уявлення про структуру "голчастого фериту" як продукту проміжного (бейнітного) перетворення, який має пакетну будову при відсутності карбідів на границях між рейками; це уточнює термінологію і сприяє ідентифікації типів структур низьковуглецевих сталей.

Практичне значення одержаних результатів.

Встановлені в роботі закономірності використані при виробництві листового прокату з низьковуглецевих низьколегованих сталей і в центральних заводських лабораторіях металургійних комбінатів, а також в навчально-методичній роботі, а саме:

- запропонована технологічна схема виробництва листа із сталі 10Г2ФБ з регульованим охолодженням, яка випробувана в промислових умовах стану 3000 ОАО «ММК ім. Ілліча»;

- введені в учбовий процес методичні вказівки по зміцненню листового прокату з низьковуглецевих мікролегованих сталей для будівельних конструкцій за рахунок отримання різних мікроструктурних складових;

- введена в учбовий процес методика стереографічного аналізу спеціальних границь між рейками пакетних структур низьковуглецевих сталей.

Особистий внесок здобувача. Основні результати дисертаційної роботи отримані претендентом самостійно. Розроблений режим прискореного регульованого охолодження низьковуглецева сталей для будівельних металевих конструкцій. Методами світлової і електронної мікроскопії детально досліджені мікроструктурні і кристалографічні параметри голчастого фериту. Визначено основний механізм зародження проміжних структур в низьковуглецевих мікролегованих сталях, що дозволило рекомендувати режими обробок, направлені на підвищення міцності прокату за рахунок зменшення розмірів рейок в пакетах голчастого фериту.

Апробація результатів дисертації. Матеріали дисертаційної роботи доповідалися й одержали позитивну оцінку на Міжнародній науковій конференції «Стародубовскі читання» (м. Дніпропетровськ, 2003, 2004, 2005, 2006, 2007, 2008 р.р.), Міжнародній науковій конференції в рамках двосторонніх відносин України й Польщі «Теоретичні основи будівництва» (м. Дніпропетровськ, 2002, м. Варшава 2007, 2008), 65-ой Міжнародній  конференції «Проблеми й перспективи розвитку залізничного транспорту» (м. Дніпропетровськ, 2005 р.), Міжнародній науковій конференції «Перспективні завдання інженерної науки». (м. Алушта 2007), Міжнародній науково-технічної конференції «Теорія й технологія процесів пластичної деформації – 2004» - „Берштейновские чтения” (м. Москва, 2004 р.), IX Міжнародному науково-технічному конгресі термістів і металознавців - ОТТОМ (м. Харків, 2008 р.), а також на засіданнях і семінарах кафедри матеріалознавства й обробки матеріалів (ПДАБА, м. Дніпропетровськ, 2004 – 2008 р.), Міжрегіональному науковому семінарі «Проблеми сучасного матеріалознавства» (м. Дніпропетровськ, 2002 – 2008 р.).

Публікації. Основний зміст дисертації опублікований в 15 статтях в спеціалізованих наукових журналах.

Структура та обсяг дисертації. Дисертація складається зі вступу, п'яти розділів, висновків, списку використаних джерел з 125 найменувань. Загальний обсяг роботи становить 133 сторінки, у тому числі 51 рисунку та 9 таблиць.

Основний зміст роботи

У вступі сформульовано обґрунтування вибраної проблеми і актуальність підвищення комплексу физико-механічних і експлуатаційних властивостей прокату для будівельних конструкцій, мета і завдання дослідження, наукова новизна і практичне значення роботи; показано особистий внесок претендента і відомості про апробацію дисертаційної роботи, а також викладені наукові положення, які виносяться на захист.

У першому розділі зроблено аналіз літератури з позначеної тематики. Проаналізовані етапи розвитку виробництва конструкційних низьковуглецевих сталей, сучасні технології виробництва високоміцних низьколегованих сталей, показані основні тенденції розвитку даної галузі. Відмічено внесок вітчизняних і закордонних наукових шкіл в області термічного й термомеханічного зміцнення сталей (К.Ф. Стародубова, М.Л. Берштейна, В.С. Іванової, Л.І. Тушинського, В.І. Погоржельского, Л.М. Капуткіної, Ю.І. Матросова, Л.І. Гладштейна, В.К. Фролова, Г.Й. Ентіна, К. Дж. Ірвайна та ін.), мікролегування конструкційних сталей (Ф.Б. Піккеринга, І.Г. Узлова, В.Я. Савенкова, П.Д. Одеського, М.М. Жербіна та ін.), теорії фазових перетворень у проміжному інтервалі швидкостей розпаду аустеніту (Э. Бейна, Г.В. Курдюмова, А.П. Гуляєва, Л.Г. Орлова, Я. Оморі, Л.М. Утевського, М.А. Тилкіна, В.І. Большакова та ін.). Розглянуто особливості застосування низьковуглецевих мікролегованих сталей у будівництві.

За даними робіт професора Жербіна М.М. і з урахуванням сучасних даних побудована діаграма металоємності будівель з використанням металокаркасних і залізобетонних будівель (рис. 1). Показана перевага у ряді випадків металокаркасних будівель в порівнянні із залізобетонними.

Рис. 1. Діаграма залежності

металоємності цивільних будівель

від їх поверховості:

■ – будівлі із сталевими каркасами;

O – залізобетонні будівлі.

Показано, що сучасні тенденції будівельної індустрії направлені на збільшення об'ємів використання високоміцних низьколегованих сталей, зокрема із структурами проміжного типу. Розглянуті роботи  по теоретичних і прикладних задачах вивчення будови і властивостей високоміцних структур мартенситного і бейнітного типів, відмічені сильні і слабкі сторони зміцнення прокату з їх допомогою. Зроблено висновок, що робота, направлена на вивчення особливостей структуроутворення і зміцнення низьковуглецевих сталей з метою їх застосування в будівельних металевих конструкціях відповідального призначення є актуальною.

У другому розділі приведені використані в роботі матеріали і методи досліджень.

Матеріалом дослідження були низьковуглецеві низьколеговані сталі 10Г2ФБ та 09Г2С наступного складу:  10Г2ФБ – 0,10% C; 1,8% Mn; 0,2% Si; 0,005% S; 0,015% P; 0,01% Cr; 0,088% V; 0,022% Nb; 0,023% Ti; 0,006% Мо;  09Г2С – 0,08% C; 1,76% Mn; 0,22% Si; 0,006% S; 0,016% P.

Дослідження мікроструктури проводили методом світлової мікроскопії із застосуванням металографічного мікроскопа «Неофот-2» і автоматичного аналізатора структури «Епіквант»;

Дослідження тонкої структури здійснювали методами дифракційної електронної мікроскопії і мікродифракції на електронних мікроскопах ЕМ-125К, JEOL-200X та JEOL2000, оснащеному енергодисперсійним аналізатором. Аналіз мікродифракційних картин проводили за допомогою стандартних стереографічних проекцій і сітки Вульфа діаметром 200 мм.

Механічні властивості сталей визначали на стандартних циліндричних зразках діаметром 10 мм згідно з ГОСТ 1497-84 на універсальній випробувальній машині FP 100/1. Випробування на ударну в'язкість зразків розміром 101055 мм з V–подібним концентратором напруги проводили згідно ГОСТ 9454-78 на маятниковому копрі 2130КМ-03. Твердість визначали по методу Віккерса.

У третьому розділі описані результати експериментів по вибору режиму зміцнюючої термічної обробки низьковуглецевих сталей 09Г2С і 10Г2ФБ. Проведені механічні випробування з визначенням основних механічних характеристик сталей після вказаних термічних обробок (табл. 1 та 2).

Гартування у воду як зміцнююча обробка конструкційної низьковуглецевої мікролегованої сталі непридатна, оскільки її механічні властивості не відповідають вимогам будівельних нормативів. Крім того, додаткова операція значно підвищить вартість продукції в промислових умовах.

Таблиця 1

Механічні характеристики сталі 10Г2ФБ після різних обробок

Режим обробки

Т,

МПа

В,

МПа

,

%

KCV, Дж/см2

+ 20С

– 40С

Заводська КП

530

620

25

140

165

Прискорене охолодження
із швидкістю 10…20°С/с

600

695

22

150

140

Гартування у воду

720

815

12

Гартування у воду з подальшим відпуском при 650°С, 1 година

660

750

23

195

180

Таблиця 2

Механічні характеристики сталі 09Г2С після різних обробок

Режим обробки

Т,

МПа

В,

МПа

,

%

KCV, Дж/см2

+ 20С

– 40С

Заводська прокатка

370

505

30

70

65

Прискорене охолодження
із швидкістю 10…20°С/с

550

710

22,5

61,5

90

Гартування у воду

755

910

15

63,5

Гартування у воду з подальшим відпуском при 650°С, 1 година

520

675

22,5

200

175

Прискорене охолодження в маслі із швидкістю 10…20°С/с забезпечує рівень властивостей, що відповідають будівельним нормам і не вимагають додаткової операції відпуску, завдяки задовільним в'язко-пластичним показникам такої структури сталі.

Для оцінки відхилень властивостей по перетину листа проводили вимірювання твердості, які показали, що різниця твердості від поверхні до центру не перевищує 12% (рис. 2). Виняток становила тонка приповерхнева ділянка з практично рівними зниженими значеннями твердості внаслідок зневуглецювання.

Рис. 2. Зміна твердості

від центру до поверхні листа:

■ – гартування у воду (Vохол ~ 80°С/с) з подальшим відпуском при 650°С, 1 година;

O – охолодження із швидкістю 10…20°С/с.

На підставі отриманих даних було обрано для подальших досліджень перспективні режими термічної обробки – прискорене охолодження, яке забезпечує отримання бейнітно-мартенситних продуктів розпаду аустеніту, та гартування з подальшим високим відпуском.

Показано, що при дослідженні мікроструктури  продукти дифузійного розпаду аустеніту, розташовані по границях колишніх аустенітних зерен, виразно вирізняються від продуктів мартенситного і проміжних перетворень, які розташовуються, у внутрішніх об'ємах колишніх аустенітних зерен (рис. 3).

Для з'ясування впливу кінцевої мікроструктури на властивості сталі, було розглянуто залежність параметрів кінцевої структури від параметрів початкової аустенітної фази. Для цього було проведено дослідження залежності розміру аустенітного зерна від температури нагріву.

За даними кількісної світлової мікроскопії побудовано графік залежності розміру початкового аустенітного зерна від температури аустенітизації (рис. 4). Розмір зерна аустеніту визначали, виходячи з припущення, що по його границях на початкових етапах розпаду аустеніту виділяється доевтектоїдний ферит, який декорує початкову аустенітну структуру і дозволяє оцінити розташування більшості границь колишнього аустеніту під світловим мікроскопом.

Експериментальні дослідження показали, що діаметр початкового аустенітного зерна в інтервалі температур 900…1000°С дещо зростає, всього на 15 мкм. Аустенітне зерно помітно зростає в інтервалі 1000…1100°С – на 25 мкм. Це можна пояснити повною дисоціацією при цих температурах карбідів ванадію (ТДИС≈1000°С) і частковою дисоціацією карбідів ніобію (ТДИС≈1100°С), які перешкоджають зростанню аустенітних зерен.

Рис. 3. Мікроструктура сталі 09Г2С, 800:

а – після гартування у воду та подальшого відпуску при 650°С, 1  година;

б – після прискореного охолодження із швидкістю V = 10…20°С/с.

Рис. 4. Порівняння розмірів аустенітних зерен сталі 10Г2ФБ, обчислених

за формулою Селларса (крива 1)

і визначених експериментально (крива 2).

Час витримки при заданій

температурі – 1 година.

Крім того, за допомогою емпіричного рівняння Селларса був побудований графік зростання аустенітного зерна в тому ж температурному інтервалі і з тією ж витримкою, що і при експериментальних дослідженнях:

,   (1)

де d і d0 – кінцевий і початковий діаметри зерна аустеніту, t – час відпалу,  і  – константи, залежні від хімічного складу матеріалу і умов відпалу,  – енергія активації зростання зерна, R – універсальна газова постійна, T – температура.

Емпірична модель (1) дає більші розміри аустенітного зерна, ніж експериментальні. Різниця особливо помітна при підвищених температурах і при 1200°С сягає 260 мкм, що підтверджує дані інших дослідників для сталей, мікролегованих ніобієм. Таким чином, модель Селларса потребує уточнення для даної групи низьковуглецевих сталей. Для більш точного визначення кінетики росту зерна сталі 10Г2ФБ необхідно використовувати коефіцієнти n = 3; A=2∙1018.

Вищезазначені залежності дозволяють визначити вплив початкової структури аустеніту на співвідношення кінцевих структурних складових. Світлова мікроскопія показала, що відмінності в морфології продуктів розпаду аустеніту по перетину зразка незначні, що підтверджує результати вимірювання твердості (див. рис. 2). Деяка відмінність спостерігалася в кількості первинного доевтектоїдного фериту, що виділився на початкових стадіях розпаду аустенітного зерна, що, відповідно до класифікації Дюбе, отримав назву алотриоморфного . При цьому кількість доевтектоїдного фериту трохи змінювалася від поверхні до центру зразка, тобто незначно залежала від швидкості охолодження металу (рис. 5). В той же час кількість фериту суттєво залежить від температури аустенітизації, що є наслідком помітного збільшення ефективної площі границь аустеніту при зменшенні розмірів -зерна.

Рис. 5. Вплив розміру початкового аустенітного зерна на вміст доевтектоїдного фериту по перетину листа після охолодження з різними швидкостями . Верхня крива кожної серії відповідає розподілу мікростуктур у центральній частині зразка, нижня – на поверхні.

З метою визначення мікроструктурних чинників, що відповідають за властивості сталі після термічного поліпшення дослідження мікроструктури проводили до і після відпуску. Дослідження мікроструктури загартованих зразків сталі 10Г2ФБ показало, що мартенсит має рейково-пакетну будову (рис. 6а) традиційну для більшості низьковуглецевих сталей. В деяких випадках спостерігали окремі пакети, що складаються з досить широких рейок з регулярним розташуванням, що вказує на те, що вони можуть бути продуктами бейнітного перетворення.

  а

  б

Рис. 6. Мікроструктура зразків сталі 10Г2ФБ, а – загартованих у воді (Vохол ~ 80°С/с); б – відпущених при 650°С протягом 1  години, 800.

Після відпуску (рис. 6б) зовні структура мало відрізняється від тієї, яка спостерігається безпосередньо після гартування, проте рейкова будова виявляється чіткіше, що є наслідком часткової анігіляції дислокацій у внутрішніх об'ємах рейок. Електронномікроскопічні дослідження реплік з відтіненням дозволили детальніше проаналізувати структуру мартенситу. Середня ширина рейок мартенситу склала ~ 0,1  мкм (рис. 7а). що узгоджується з даними Мардера і Краусса.

Границі між пакетами, як правило, прямолінійні, а виділення карбідів по границях мартенситних рейок відсутні. В деяких випадках поблизу границь колишнього аустеніту поряд з пакетним мартенситом спостерігали широкі рейки верхнього бейніту з виділеннями карбідів на границях між ними.

Дослідження мартенситної структури після відпуску за допомогою екстракційних реплік дозволило чітко виявляти частинки карбідної фази по границях і інших дефектах структури мартенситу (7б). Карбідні частинки розташовувалися уздовж рейок мартенситу і по границях пакетів, а крупніші – по границях колишніх аустенітних зерен. Карбіди заліза мали округлу форму, близьку до сферичної і розміри до 50  нм. Також встановлений розподіл спеціальних карбідів типу VC і NbC. Вони мають визначену, як правило, прямокутну огранку і розміри 10…50  нм (рис 7 в).

а

б

в

Рис. 7. Тонка структура зразків сталі 10Г2ФБ, а – загартованих

у воді (Vохол. ~ 80°С/с), 7 000; б, в – відпущених при 650°С протягом
1  години.
б7 000, в 30 000.

Таким чином, дисперсна структура, що сформувалася, спеціальна атомна будова міжрейкових границь, висока щільність дислокацій, а також карбідне зміцнення пояснюють високий комплекс міцнісних і пластичних властивостей після гартування у воді (Vохол ~ 80°С/с) і відпуску при 650°С протягом 1 години.

У четвертому розділі детально досліджені особливості будови продуктів розпаду аустеніту при різних швидкостях охолодження сталей 09Г2С і 10Г2ФБ. Необхідність таких досліджень обумовлена складністю мікроструктур, що утворюються, і неоднозначністю наявних літературних даних з цього питання. Було проведено поглиблене вивчення характеристик структури голчастого фериту і зіставлення їх з  механічними властивостями сталі з обраною структурою.

Дослідження під світловим мікроскопом показали, що основною мікроструктурною складовою в сталі 10Г2ФБ після прискореного охолодження зі швидкістю 20°С/с є продукти проміжного перетворення.

Показано, що в сучасній термінології всі системи класифікацій продуктів проміжного перетворення засновані на диференціації за наступними ознаками:

а) морфології феритної складової бейніту (рейкова або пластинчаста), б) наявності або відсутності виділень карбідів заліза, розподілу і морфології цих виділень, а також в) наявності або відсутності залишкового аустеніту, чи мартенсито-аустенітної компоненти.

У зв'язку з тим, що ідентифікація продуктів проміжного перетворення не по морфології феритної складової, а по інших ознаках за допомогою світлової мікроскопії вкрай складна, а в деяких випадках і неможлива внаслідок фізичної обмеженості світлової мікроскопії, для цих цілей був застосований метод електронної мікроскопії тонких фольг на просвічування.

Електронномікроскопічні дослідження показали, що в низьковуглецевих сталях пластинчаста морфологія проміжних продуктів розпаду аустеніту зустрічається рідко. Основною структурною складовою був голчастий ферит (рис. 8).

У зв'язку з існуючими різночитаннями в термінології, що стосується продуктів бейнітного перетворення, проведено аналіз основних класифікаційних систем із застосовності терміну "голчастий ферит" до тих або інших структур. Було показано, що на цей час термінологічна система мікроструктур проміжного перетворення остаточно не сформована і потребує подальшого вдосконалення. На підставі зіставлення позицій вітчизняних і зарубіжних авторів, заснованих на тонких електронномікроскопічних дослідженнях, прийнята позиція, згідно якої голчастим феритом слід називати саме пакетну структуру, що складається з рейок бейнітного фериту, при практично повній відсутності цементитних виділень як усередині рейок, так і по їх границях.

Рис. 8. Типова  тонка структура

голчастого фериту в сталі 10Г2ФБ

після прискореного охолодження

зі швидкістю 10…15°С/с, 12 000.

Детально досліджено механізм зародження голчастого фериту. Показано, що в низьковуглецевих сталях зернограничне зародження та на виділеннях ало-триоморфного фериту (рис. 9) переважає над зародженням у серединному об’ємі зерен, тобто на різного роду виділеннях, розподілених у тілі зерна, або на двійникових границях і субграницях в аустеніті.

На рисунку 10 показаний випадок зародження голчастого фериту на доевтектоїдному "алотриоморфному" фериті. Границя між доевтектоїдним феритом і широкою рейкою голчастого фериту, яка зародилася першою в пакеті, відсутня. Це може означати, що вони мають однакову кристалографічну орієнтацію. По їх сторонах розташовані інші рейки, що виявляються у вигляді сходинок, які, імовірно, виросли за іншим варіантом орієнтаційного співвідношення фериту з аустенітом для компенсації пружних напруг, що виникають на поверхні розділу аустеніт-ферит при фазовому перетворенні.

У розділі описані експериментально встановлені приклади зародження голчастого фериту на границях початкових аустенітних зерен, у місцях без виділень алотриоморфного фериту.

Рис. 9. Схема зернограничного зародження пакетів

голчастого фериту.

Детально вивчена геометрія пакетної структури голчастого фериту. Показано, що розмір пакету голчастого фериту безпосередньо пов'язаний з розміром початкового аустенітного зерна, оскільки рейки голчастого фериту, що ростуть, не можуть перетинати границі аустенітного зерна. Знайдено, що середня довжина рейок бейніту в сталі 10Г2ФБ після вказаних обробок складає від 8 мкм (D = 25 мкм) до 50 мкм (D = 110 мкм) для різних температур аустенітизації, збільшуючись із зростанням аустенітного зерна. У пакетах, які сформувалися на початкових етапах розпаду аустеніту, можливе досягнення ними максимальної довжини, відповідної розміру аустенітного зерна. Тому в даному випадку максимальна довжина рейок збільшувалася з підвищенням температури аустенітизації і складала від 25  мкм при низьких температурах аустенітизації до 110 мкм – при високих.

Рис. 10. Електронномікроскопічне зображення мікроструктури сталі 09Г2C

після охолодження зі швидкістю  20°С/с.

Зародження пакету голчастого фериту на

зернограничному алотриоморфному

фериті, 15 000.

За результатами вимірювання ширини бейнітних рейок на електронномікроскопічних зображеннях побудована крива частотного розподілу ширини рейок (рис. 11). На ній видно, що найчастіше зустрічаються рейки з шириною близько 0,25  мкм. Можна припустити, що спадаюча ділянка гістограми пов'язана зі збільшенням видимої ширини рейок при їх похилому розташуванні по відношенні до пучка електронів. Помітної зміни середньої ширини рейок при дослідженні зразків після різних температур аустенітизації і, відповідно, при різних початкових розмірах аустенітного зерна, не спостерігалося.

Рис. 11. Гістограма частотного розподілу ширини рейок

голчастого фериту за даними

електронномікроскопічних

досліджень.

Електронномікроскопічні дослідження показали, що додатковою структурою  пакету голчастого фериту становлять прошарки залишкового аустеніту, що утворюються в результаті неповного  перетворення. Аналіз темнопольних зображень в рефлексах аустеніту чітко показав місця його розташування у вигляді переривистих прошарків (завтовшки не більше 50  нм) по границях рейок голчастого фериту,

Аналіз мікродифракційних картин за допомогою подвійних стереопроекцій підтвердив, що рейки голчастого фериту і прошарків залишкового аустеніту знаходяться в орієнтаційному співвідношенні Курдюмова-Закса (рис. 13). Стереографічний аналіз мікродифракційних даних показав відсутність співвідношення Нішияма-Вассермана при утворенні голчастого фериту.

 а

  б

 в

  г

Рис. 12. Мікроструктура сталі 10Г2ФБ після охолодженняіз швидкістю 15°С/с:

а – світлопольне зображення, 15 000; б – мікродифракційна картина;

осі зон [131]  і [741];  в – темнопольне зображення в рефлексі (1̃13); 15 000;

г – подвійна стереопроекція, яка відповідає ОС Курдюмова-Закса.

Спостереження  про зародження рейок голчастого фериту  в аустеніті по ОС Курдюмова-Закса, та про те, що вони можуть мати однакову кристалографічну орієнтацію із зернограничним алотриоморфним феритом, на якому вони зародилися (див. рис. 10), говорять про те, що доевтектоїдний ферит, незважаючи на дифузійний механізм зародження, може мати з початковим аустенітним зерном ОС Курдюмова-Закса.

В розділі наведено дані мікродифракційного аналізу, що між рейками голчастого фериту формуються спеціальні границі в концепції решіток співпадаючих вузлів (РСВ). Частіше інших зустрічаються орієнтації, що відповідають зворотній щільності співпадаючих вузлів Σ=3. Детальні дослідження кристалографічних аспектів будови пакету голчастого фериту показали, що рейки взаємно орієнтовані за концепцією решіток співпадаючих вузлів чотирьох типів: Σ=3, Σ=11, Σ=33, та Σ=129, а границі між ними мають спеціальну будову.

Рис. 13. Взаємна орієнтація сусідніх рейок в пакеті голчастого фериту:

а – ділянка голчастого фериту, 15 000;

б – темнопольне зображення в рефлексі 1̃10 решітки з віссю зони [111̃], 15 000;

в – мікродифракційна картина,

отримана від рейок з осями  зон [111̃]1

та [100]2 , що відповідає Σ33;

г – схематичне зображення взаємного розташування рейок в пакеті.

На рисунку 13 приведено приклад, коли взаємна орієнтація рейок голчастого фериту відповідає решітці співпадаючих вузлів Σ=33. Це підтверджує мікродифракційна картина (рис. 13в) від цілої групи рейок, яка дає тільки дві системи рефлексів з осями зон [111̃]1 і [100]2 (рис. 13в), що відповідає спеціальним границям Σ=33 між рейками. Темнопольне зображення в рефлексах, що належать різним решіткам, показало, що рейки з однаковою кристалографічною орієнтацією чергуються через одну. Схематично це показано на малюнку 13г. Така структура формується тому, що утворення нових рейок супроводжується полями напруг, а чергування решіток з протилежними орієнтаціями дозволяє компенсувати напруги, які виникають на границях сусідніх рейок і, таким чином, знижувати загальну енергію системи.

Наявність таких орієнтаційних співвідношень між сусідніми рейками забезпечує знижену поверхневу енергію границь між ними, підвищує їх проникність для рухомих дислокацій і пояснює порівняно високі вязкопластичні властивості сталей із структурою голчастого фериту.

Електронномікроскопічні дослідження показали, що на відміну від сталі 09Г2С, в легованій карбідоутворюючими елементами сталі 10Г2ФБ спостерігаються виділення карбідів ванадію і ніобію. Вони переважно розташовуються уздовж границь рейок і на субграницях усередині рейок. Це можна розглядати, як доказ того, що карбіди зародилися вже на існуючих субзеренних границях, які сформувалися на той час в результаті гарячої деформації. Дослідження з використанням високоточної електронної мікроскопії дозволили визначити середні розміри часток спеціальних карбідів типу (V, Nb)C, які складають 2…6 нм (рис. 14). а прямі зображення кристалічних решіток (рис.14в) та їх Фурьє-перетворення (рис.14б) показали, що вони зв’язані з решіткою фериту по орієнтаційному співвідношенню Бейкера-Наттінга.

Рис. 14. Атомна структура дисперсних карбідів.

а –зображення частинки спеціального карбіду (Nb,V)C в сталі 10Г2ФБ.1100000;

б – мікродифракційна картина, отримана шляхом Фурье-перетворення;

в – збільшене зображення виділеної ділянки.

Показано, що спеціальні карбіди витягнуті в напрямі [11̃0], що є найбільш щільноупакованим напрямом в ГЦК решітці (рис. 14 б, в).

Енергодисперсійні спектри показали, що дисперсні виділення є складними карбідами Nb, V і Мо із співвідношенням цих елементів, близьким до 1,35:1,45:1. Складні карбіди, які утворюються в сталі 10Г2ФБ, мають ГЦК решітку з молібденом як елементом заміщення.

Визначення щільності дислокацій показало, що в голчастому фериті після прискореного охолодження сталі 10Г2ФБ із швидкістю 15°С/с вона складає 2,5·1010см–2. Щільність дислокацій монотонно підвищується із збільшенням швидкості охолодження сталі і відповідно із зниженням температури перетворення і тому можна чекати підвищеної щільності дислокацій в тонших рейках, що утворилися при нижчих температурах. Порівняння отриманих даних по щільності дислокацій з літературними, дає підставу вважати, що вміст вуглецю 0,1% може цілком асимілюватися в бейнітному фериті з утворенням насичених атмосфер збагачення біля дислокацій і їх закріплення, що позитивно впливає на міцнісні властивості сталі зі структурою голчастого фериту і пояснює майже повну відсутність в ньому карбідів заліза (цементиту).

На базі структурних кількісних світлооптичних та електронномікроскопічних досліджень встановлено, що найбільш бажаним співвідношенням, яке може забезпечити достатньо високу міцність та задовільну пластичність в сталях типу 10Г2ФБ є: 70…75% голчастого фериту, до 15…20% мартенситу (самовідпущеного), 1…3% залишкового аустеніту. Такий вміст забезпечує охолодження сталі із аустенітного стану зі швидкістю 10…20°С/с. При таких умовах забезпечується також утворення численних дисперсних карбідів типу (V, Nb)С, які закріплюють дислокації та полігональні границі в голчастому фериті та відпущеному мартенситі і додатково зміцнюють матеріал в цілому.

Таким чином, поглиблене вивчення морфологічних і кристалографічних параметрів дозволило уточнити природу високих міцнісних і в’язкопластичних властивостей сталі зі структурою голчастого фериту і запропонувати експериментальний режим гарячої прокатки.

У п’ятому розділі проведені експериментальні прокатки в промислових умовах з охолодженням передільних слябів після гарячої прокатки в чорновій кліті. Експерименти проводили на стані 3000 підприємства ВАТ «Маріупольський металургійний комбінат ім. Ілліча».

Метою цих експериментів було визначити: а) наскільки структури, отримані в промислових умовах будуть відповідати тим, які було вивчено на лабораторному обладнанні; б) як експериментальний режим, оснований на формуванні необхідної кількості голчастого фериту та супроводжуючих його структурних складових, сприяє підвищенню властивостей, корисних для використання листів в будівельних конструкціях.

Спочатку у виробничих умовах метал прокатали в чорновій кліті по існуючому режиму обтискань, а далі охолоджували водою в пристрої для гидрозбивання окалини через 8 секунд після завершення деформації.

У першому випадку прокатку вели тільки до товщини 44 мм і лише в чорновій кліті. Після досягнення товщини 44 мм прокат зупиняли і починали охолодження водою для отримання структур бейнітного і, частково, мартенситного типу тільки в деякій частині заднього кінця листа (близько 500 мм).

Структурний аналіз показав, що інтенсивність охолодження була достатньою для утворення продуктів бейнітного перетворення і ділянок самовідпущенного мартенситу тільки в поверхневих шарах (~2,5 мм) листа (рис. 15), а в основному металі сформувалася ферито-перлітна структура.

Не дивлячись на те, що поверхневий шар металу відігрівався за рахунок тепла внутрішніх об'ємів листа до температур міжкритичного інтервалу, його структура залишалася реєчною. В порівнянні з недеформованою структурою голчастого фериту відмінність полягала в тому, що його субструктура набула більш вираженого характеру і стала добре помітна навіть при дослідженнях під світловим мікроскопом, що зв'язане процесами відпуску при подальшому нагріві. Розмір рейок при цьому істотно не змінився, проте спостерігалася деяка тенденція збільшення їх ширини. Це підтверджує факт впливу  спеціальних міжрейкових границь в голчастому фериті на механічні властивості та на характер структури, зокрема на її стійкість при високому відпуску навіть при температурах міжкритичного інтервалу.

Наявність мартенситних продуктів в структурі поверхневих шарів сталі указує на те, що температура в них опускалася нижче інтервалу Мн…Мк, тобто до    ≈ 300°С.

На глибині 2,2 мм від поверхні листа кількість голчастого фериту досягає 70…75%, а мартенситу ≈20%. Таким чином, в структурному відношенні охолодження забезпечило бажані пропорції в поверхневому шарі металу.

а    б

Рис. 15. Мікроструктура поверхневих шарів листового прокату, 800:

після чорнової прокатки і охолодження протягом: а – 10 с;

б – 10 с і подальшої чистової прокатки за штатним режимом.

На основі аналізу результатів експерименту на стані 3000, можна зробити висновок, що запропоноване в роботі  короткочасне охолодженння сляба після деформації в чорновій кліті, дає зниження температури поверхневих шарів від 1000°С до 300°С, дозволяє отримати в шарі товщиною близько 2,5 мм (у тому числі і в зневуглецьованому шарі) продукти розпаду аустеніту у вигляді голчастого фериту (70…75%) і невеликої кількості (≈20%) відпущеного мартенситу. які зміцнюють цей шар і зберігають рейкову морфологію при відігріванні до температури Ас3. При подальшій деформації в чистовій кліті така дисперсна структура має додатково насичуватись дислокаціями, полігональними границями і точковими дефектами, що сприяє поліпшенню механічних властивостей листового прокату.

Ці результати булі покладені в основу вдосконаленого режиму прокатки, що передбачає включення короткочасного поверхневого охолодження з метою підвищення механічних властивостей листів товщиною понад 18 мм. Запропоновано проведення прокатки по наступній схемі (див. рис. 16), по якій на відміну від штатної технології, після чорнової прокатки (точка 3 на рис. 16), лист піддавали поверхневому примусовому інтенсивному охолодженню протягом 30, 60 та 90 секунд (ділянка 3-8) з подальшим відігріванням (ділянка 8-4), з транспортуванням до чистової кліті та подальшої прокатки за штатною технологією (ділянка 4-5) і далі – по звичайному маршруту 6-7. У роботі застосовували тільки поверхневе охолодження, оскільки для глибшого охолодження потрібен спеціальний, більш потужний струменевий пристрій, який на цей час знаходиться на стадії проектування.

Рис. 16. Схеми процесів гарячої прокатки листів: за штатною заводською технологією і по запропонованому режиму (пунктир).

А, Б, П, Ф, ГФ – аустеніт, бейніт, перліт,

ферит та голчастий ферит відповідно.

Випробування механічних властивостей листів показали, що поверхневе охолодження підвищило міцнісні властивості готової продукції.

Результати здавальних випробувань листового прокату із сталі 10Г2ФБ представлені в табл. 3.

Таблиця 3

Механічні властивості зразків листа із сталі 10Г2ФБ,

прокатаних за експериментальним режимом.

зразка

Vохол

°C/c

σТ, МПа

σВ, МПа

δ, %

вздовж.

попер.

вздовж.

попер.

вздовж.

попер.

16

550

560

610

630

22,0

17,0

17

90

560

590

660

660

21,5

18,0

18

60

560

590

640

650

20,5

17,5

19

30

540

580

650

650

21,0

18,0

Таким чином, механічні властивості прокату підвищилися, на 3…5%, оскільки структурні зміни відбулися всього в 10% об'єму металу, що є наслідком  недостатньо інтенсивного охолодження. Проте головний наслідок промислового випробування запропонованого режиму показало його дієздатність і перспективність для застосування при виробництві зміцнених сталей для будівництва.

У 2006 році керівництво ВАТ «Маріупольський металургійний комбінат ім. Ілліча» прийняло рішення про створення спеціальної установки, призначеної для зниження температури металу після чорнової прокатки на стані 3000 ЛПЦ. З введенням в дію потужнішого охолоджуючого пристрою, можна чекати більш значного підвищення комплексу механічних властивостей товстолистового прокату із сталі 10Г2ФБ.

ОСНОВНІ Висновки по роботі

У дисертації теоретично узагальнені і примножені нові вирішення наукових і практичних завдань, які полягають в наступному.

  1.  Проаналізовано сучасні тенденції виробництва і споживання будівельних сталей та показано, що вибраний напрям досліджень є актуальним.
  2.  Вперше детально вивчені особливості зародження, морфології, кристалографічної будови голчастого фериту в низьковуглецевих сталях.
  3.  Вперше показано, що доевтектоїдний ферит, що утворюється дифузійним шляхом може мати орієнтаційне співвідношення Курдюмова-Закса з початковим аустенітним зерном.
  4.  Вперше експериментально показані кількісні співвідношення продуктів дифузійного, проміжного і зсувнового перетворень залежно від умов попередньої аустенітизації, на підставі чого побудовані графіки і виведені емпіричні залежності.
  5.  Вперше показано, що спеціальні карбіди типу MеC мікролегуючих елементів в сталі із структурою голчастого фериту мають складну хімічну будову (Nb:V:Мо  1,35:1,45:1), ГЦК решітки і орієнтаційне співвідношення Бейкера-Наттінга з феритною матрицею.
  6.  Показано, що охолодження низьковуглецевої сталі 10Г2ФБ з швидкостями 10…20 °С/с дозволяє отримати рівень властивостей, що задовольняють сучасним вимогам до високоміцних будівельних сталей без додаткової операції відпуску.
  7.  Запропоновано, що під терміном "голчастий ферит" слід розуміти продукт проміжного перетворення, що має пакетну будову з відсутністю карбідів по границях рейок.
  8.  Вперше на основі аналізу кристалографічних характеристик внутрішньої будови пакету голчастого фериту пояснено чергування орієнтацій кристалів, між якими утворюються спеціальні границі протилежних знаків, внаслідок чого значною мірою компенсуються пружні напруги, які виникають в пакеті;
  9.  На підставі зіставлення даних механічних випробувань і результатів мікроскопічних досліджень, а також з урахуванням економічних міркувань показано, що для підвищення механічних властивостей низьковуглецевих конструкційних сталей прийнятне використання прискореного охолодження з аустенітної області, яке за рахунок утворення структури голчастого фериту в поверхневих шарах дозволяє підвищити міцнісні характеристики металу при збереженні пластичності і в'язкості на достатньо високому рівні.
  10.  Запропоновано режим прокатки листів із сталі 10Г2ФБ, що передбачає після гарячої деформації в чорновій кліті стану 3000 короткочасне поверхневе охолодження від температури 900...950°С з наступним відігріванням до міжкритичних температур і подальшою прокаткою за штатною технологією листів до товщини 18 мм. Проведені експериментальні прокат слябів по такій технологічній схемі. Результати здавальних випробувань показали приріст σТ і σВ на 10…30 МПа при незмінній пластичності.

ОСНОВНИЙ зміст роботи викладено в публікаціях

  1.  Куксенко В.И. Перспективы использования высокопрочного листового проката из сталі 10Г2ФБ в сварных металлических конструкциях / Большаков В., Дейнеко Л., Лаухин Д., Саркиц И, Куксенко В. // Theoretical Foundation of Civil Engineering: Polish-Ukraine transaction. Vol. 2. – Warsaw, 2002. - P. 577-585.
  2.  Куксенко В.И. Исследование тонкой структуры термомеханически обработанной стали 10Г2ФБ /Большаков В.И., Лаухин Д.В., Сухомлин Г.Д., Куксенко В.И. // Строительство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн. трудов. Вып. 22.– Днепропетровск: ПГАСА, 2003.-C.78 – 87.
  3.  Куксенко В.И.  Исследование механических свойств после автоматической и полуавтоматической сварки толстолистовой стали 10Г2ФБ, обработанной на различные уровни прочности / Большаков В.И., Дейнеко Л.Н., Лаухин Д.В., Куксенко В.И. // Металознавство та термічна обробка металів :Науков. та інформ. бюл. / ПДАБА. Дніпропетровськ, 2004.-№1. С. 25 – 32.
  4.  Куксенко В.И.  Влияние длительности аустенитизации и деформации на структуру и свойства малоуглеродистых сталей 09Г2С и 10Г2ФБ  / Большаков В.И., Лаухин Д.В., Сухомлин Г.Д., Куксенко В.И. // Сб. научных трудов „Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии” – Вып. 7 „Металловедение и термическая обработка” – Днепропетровск. – 2004. С. 170 – 180.
  5.  Куксенко В.И. Влияние термической обработки на образование игольчатого феррита и свойств низкоуглеродистых микролегированных сталей./ Большаков В.И., Лаухин Д.В., Сухомлин Г.Д., Куксенко В.И. // Металловедение и термическая обработка металлов. Москва. – 2004. №12. С. 29 – 33.
  6.  Пути повышения дисперсности феррито-перлитной структуры в микролегированных листовых сталях / Большаков В.И., Сухомлин Г.Д. Лаухин Д.В. Носенко О.П. Мурашкин А.В., Куксенко В.И., Маковская А.В., Иванцов С.В. // Строительство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн. трудов. Вып. 45, ч. 4.- Дн-вск: ПГАСиА, 2008.- С. 96 – 100.
  7.  Исследование карбидной фазы в стали 09Г2ФБ после контролируемой прокатки. / [В.И. Большаков, Г.Д. Сухомлин, В.И. Куксенко  и др.] – Строительство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн. трудов. Вып. 43. – Днепропетровск: ПГАСА, 2007. – С. 71– 78.
  8.   Куксенко В.И. Опыт Италии по закалке с прокатного нагрева микролегированных сталей /Большаков В.И., Зайцев А.В., Разумова О.В., Носенко О.П., Куксенко В.И. // Металознавство та термічна обробка металів: Науков. та інформ. бюл. / ПДАБтаА, Дн-вськ. – 2006. - №3. С. 5 –17.
  9.   Куксенко В.И.  Исследование структуры и свойств стали 09Г2ФБ после дополнительной упрочняющей термической обработки / Большаков В.И., Сухомлин Г.Д., Лаухин Д.В., Куксенко В.И. // Строительство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн. трудов. Вып. 36, ч. 2.- Дн-вск: ПГАСиА, 2006.- С. 55 – 69.
  10.   Куксенко В.И. Исследование карбидной фазы в стали 09Г2ФБ после контролируемой прокатки / Большаков В.И., Эписьер Т., Куксенко В.И., Лаухин Д.В., Маковская А.В., Лаухина Л.Н., Рязанова А.В. // Сб. научн. трудов. Строительство, материаловедение, машиностроение. – Дн-ск: ПГАСА, 2007. – С.  .
  11.   Куксенко В.И. Исследование кинетики формирования доэвтектоидного феррита в зависимости от условий нагрева и скорости охлаждения стали 10Г2ФБ. / Большаков В.И., Сухомлин Г.Д., Лаухин Д.В., Бекетов А.В., Мурашкин А.В., Куксенко В.И., Маковская А.В., Рязанова А.В. // Строительство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн. трудов. Вып. 41. ч. 2. – Днепропетровск: ПГАСА, 2007. – С. 7– 18.
  12.   Куксенко В.И. Специальные границы в мартенситных структурах низкоуглеродистых сталей. / Большаков В.И., Сухомлин Г.Д., Эснуф К., Лаухин Д.В., Бекетов А.В., Куксенко В.И. // Металознавство та термічна обробка металів. – 2006. – №4. – С. 5-14.
  13.  Куксенко В.И. Специальные границы и множественные стыки в доэвтектоидном феррите низкоуглеродистых сталей. / Большаков В.И., Сухомлин Г.Д., Лаухин Д.В., Бекетов А.В., Дергач Т.А., Куксенко В.И. // Зб. наукових праць «Теоретичні основи будівництва» Придніпровської державної академії будівництва та архітектури та Варшавського технічного університету. Варшава. – 2007.– С. 72-79.
  14.  Куксенко В.И. Структура игольчатого феррита.Часть 1. /Большаков В.И., Сухомлин Г.Д., Куксенко В.И. // МиТОМ. – М.: –2009. №8.– С. 3-10.
  15.  Куксенко В.И. Исследоване тонкой структуры игольчатого феррита. Часть 2.  /Большаков В.И., Сухомлин Г.Д., Куксенко В.И. // МиТОМ. – М.: –2009. №10.– С. 3-9.

АНОТАЦІЯ

Куксенко В.І. Морфологія, тонка структура  і  властивості голчастого фериту при зміцнюванні  будівельних сталей.– Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук за спеціальністю 05.02.01 – матеріалознавство. Державний вищий навчальний заклад «Придніпровська державна академія будівництва та архітектури», Дніпропетровськ, 2010.

В роботі показана перспектива розширення виробництва в Україні зміцнених маловуглецевих сталей. Для цього в роботі розглянуто закономірності структуроутворення та формування механічних показників при різних швидкостях охолодження аустеніту низьковуглецевих сталей 09Г2С і 10Г2ФБ.

Встановлено кількісне співвідношення продуктів дифузійного, зсувного і проміжного перетворень залежно від температури аустенітизації; це дає можливість керувати структурою і властивостями .таких сталей.

Встановлено, що переважним механізмом зародження голчастого фериту в низьковуглецевих мікролегованих сталях є зародження на границях початкових аустенітних зерен; це дає можливість керувати кількісним співвідношенням структурних складових під час температурно-деформаційних обробок прокату і впливати на його механічні властивості. Методом дифракційної електронної мікроскопії встановлено деякі кристало-геометричні закономірності голчастого фериту (бейніту) в низьковуглецевих сталях.

На основі встановлених в роботі закономірності  запропонована технологічна схема виробництва листової сталі 10Г2ФБ з регульованим охолодженням, яка апробована в промислових умовах.

Ключові слова: низьковуглецеві мікролеговані сталі, температурно-деформаційні режими, механічні властивості, мікроструктура, голчастий ферит, спеціальні границі, орієнтаційні співвідношення, електронна мікроскопія.

Аннотация

Куксенко В.И. Морфология, тонкая структура  и свойства игольчатого феррита при упрочнении строительных сталей – Рукопись.

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук по специальности 05.02.01 – материаловедение. Государственное высшее учебное заведение «Приднепровская государственная академия строительства и архитектуры», Днепропетровск, 2010.

Диссертационная работа направлена на повышение комплекса физико-механических и служебных свойств металлопроката из малоуглеродистых низколегированных сталей за счет усовершенствования их микроструктуры путем регулирования скорости охлаждения после горячей деформации.

Проведен анализ литературных источников по выбранной тематике исследований. Проанализированы этапы развития производства конструкционных низкоуглеродистых сталей, современные технологии производства высокопрочных низколегированных сталей. Показано, что основные тенденции развития современных конструкционных сталей направлены на получение в металле структур промежуточного типа.

В качестве материала для исследования были выбраны низкоуглеродистые низколегированные стали 10Г2ФБ и 09Г2С.

Исследовано влияние параметров термической обработки на структуру и свойства низкоуглеродистых низколегированных сталей типа 10Г2ФБ и 09Г2С.

Результаты механических испытаний показали, что ускоренное охлаждение со скоростью 10…20ºС/с обеспечивает уровень свойств, удовлетворяющий строительным нормам и не требует дополнительной операции отпуска в виду высоких вязко-пластических показателей. Охлаждение со скоростями в данном интервале является перспективным для получения высоких механических характеристик листового проката из стали 10Г2ФБ.

Детально исследованы особенности строения продуктов превращения аустенита сталей типа 10Г2ФБ и 09Г2С при различных скоростях охлаждения, а именно детальное исследование морфологических особенностей структуры и комплекса свойств игольчатого феррита.

Показано, что доэвтектоидный феррит, который образуется диффузионным путем, может иметь ориентационное соотношение Курдюмова-Закса с исходным аустенитным зерном.

На основе анализа кристаллографических характеристик внутреннего строения пакета игольчатого феррита объяснено чередование ориентировок кристаллов, между которыми образовываются специальные границы противоположных знаков, вследствие чего в значительной мере компенсируются упругие напряжения, возникающие  в пакете;

Впервые показано, что специальные карбиды типа MeC микролегирующих элементов в стали 10Г2ФБ со структурой игольчатого феррита имеют сложное химическое строение (Nb:V:Мо  (1,35:1,45:1), ГЦК решетку и ориентационное соотношение Бейкера-Наттинга с ферритной матрицей.

На основании анализа результатов исследований структуры игольчатого феррита и мартенсита, а также лабораторных и промышленных экспериментов, разработан и предложен для использования в промышленности тепловой режим высокотемпературной деформации при прокатке листов низкоуглеродистой стали. Предложенный режим прошел промышленную апробацию на ОАО «Мариупольский металлургический комбинате им. Ильича».

Ключевые слова: низкоуглеродистые низколегированные стали, температурно-деформационные режимы, механические свойства, микроструктура, игольчатый феррит, специальные границы, ориентационные соотношения, электронная микроскопия.

SUMMARY

Kuksenko V. I. Morphology, fine structure and properties of acicular ferrite at work-hardening of build steels– Manuscript.

Thesis for the degree candidate of technical sciences by speciality 05.02.01 – science of materials. State Higher Educational Establishment “Prydniprovska State Academy of Civil Engineering and Architecture”, Dnipropetrovs’k, 2010.

The perspectives of expansion of production of strengthened low-carbon steels are shown in the work. For this purpose the features of the structure formation in the low carbon steels 09G2S and 10G2FB during different heat treatment and the response of mechanical properties were investigated.

The quantitative ratio of products of diffusive, shear and intermediate transformations in dependence on temperature of austenitisation is studied. This data gives possibility to operate the structure and properties of these steels.

It has been shown that the main mechanism acicular ferrite and bainite formation in low-carbon microalloyed steels is nucleation on austenite grain boundaries. This gives the possibility to change on the quantitative ratio of structural components during treatment and to influence on final mechanical properties. The crystallographic features acicular ferrite and hypoeutectoid ferrite in low-carbon steels.

Using obtained data on the features of austenite decomposition, the new scheme of production of a sheet steel 10G2FB which include controlled cooling was developed and is approved in industry.

 Key words: low-carbon microalloyed steels, heat treatment and deformation regimes, mechanical properties, microstructure, acicular ferrite, special boundaries,  orientation relation, electron microscopy, welded metal structures.

Підписано до друку 19 листопада 2010 р. Формат 6084/16. Друк офсетний. Умовн. друк. арк. 1,33. Умовн. фарб.-відб.арк. 1,33. Обл.-видавн. арк. 1,8.

Тираж 100 пр. Зам. 57.

ДВНЗ «Придніпровська державна академія будівництва та архітектури»

49600, м. Дніпропетровськ, вул. Чернишевського, 24-а


 

А также другие работы, которые могут Вас заинтересовать

17087. Метод Рунге-Кутта вирішення задачі Коші. Складання програми 156 KB
  Лабораторна робота №27 Тема. Метод РунгеКутта вирішення задачі Коші. Складання програми. Мета. Навчитися вирішувати задачу Коші методом РунгеКутта; скласти програму. Устаткування: папір формату А4 ПК програмне забезпечення Borland С. Хід роботи Вирішити задачу
17088. Екстраполяційний метод Адамса розв’язання задачі Коші 36.5 KB
  Лабораторна робота №28 Тема. Екстраполяційний метод Адамса розв’язання задачі Коші. Мета. Навчитися знаходити розв’язок диференційного рівняння екстраполяційним методом Адамса. Устаткування: папір формату А4 ручка калькулятор ПЗ С . Хід роботи Правила
17089. Знаходження коренів нелінійного рівняння ітераційним методом 24.5 KB
  Лабороторна робота № 20 Тема. Знаходження коренів нелінійного рівняння ітераційним методом. Мета: навчитися вирішувати нелінійні рівняння методом ітерацій скласти програму. Обладнання: ПК програмне забезпечення С бумага формат А4 ручка. Хід роботи Пр
17090. Знаходження розв’язку системи лінійних рівнянь методом ітерацій, складання алгоритму 104.5 KB
  Лабораторна робота №21 Тема. Знаходження розв’язку системи лінійних рівнянь методом ітерацій складання алгоритму. Мета. Навчитися вирішувати систему лінійних рівнянь методом ітерацій с заданою точністю скласти алгоритм. Устаткування: папір формату А4 ПК С Хі
17091. Метод Ейлера вирішення задачі Коші 152 KB
  Лабораторна робота №25 Тема. Метод Ейлера вирішення задачі Коші. Мета. Навчитися будувати розв’язок задачі Коші по методу Ейлера. Скласти програму. Устаткування: папір формату А4 програмне забезпечення Borland С ПК Хід роботи Індивідуальне завдання. Вико...
17092. Метод прогонки розв’язання крайової задачі. Складання програми 40.5 KB
  Лабораторна робота №30 Тема. Метод прогонки розв’язання крайової задачі. Складання програми. Мета. Навчитися використовувати метод прогонки розв’язання крайової задачі звичайного диференційного рівняння. Скласти програму. Устаткування: папір формату А4 ручка кал
17093. Вивчення інтегрованого середовища С 34 KB
  Лабораторна робота № 5 Тема: Вивчення інтегрованого середовища С Ціль роботи: навчитися використовувати інтегроване середовище С. Обладнання: ПКПО Borland C Теоретичні відомості Вид інтегрованого середовища і її можливості залежать від типу і версії компілято
17094. Базові конструкції структурного програмування 105.5 KB
  Лабораторна робота № 6 Тема: Базові конструкції структурного програмування. Мета: Навчитися здійснювати запуск Borland C 4.5 створювати новий файл редагування та компіляцію програми базові конструкції структурного програмування . Обладнання: П...
17095. Функції введення/виведення printf(), scanf().Лінійні обчислювальні процеси 99.5 KB
  Лабораторна робота № 7 Тема: Функції введення/виведення printf scanf.Лінійні обчислювальні процеси Ціль роботи: Вивчити формати оголошень і роботу основних функцій уведення/виведення інформації. Навчитися складати прості програми з лінійним обчислювальним процесом. О...