Розробка теоретичних основ ресурсозберігаючих технологій зміцнюючих обробок конструкційних сталей для будівельних металевих конструкцій

Размещено на http://www.allbest.ru/

Придніпровська державна академія будівництва та архітектури

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

доктора технічних наук

05.02.01 - Матеріалознавство

Розробка теоретичних основ ресурсозберігаючих технологій зміцнюючих обробок конструкційних сталей для будівельних металевих конструкцій

Ричагов Василь Миколайович

Дніпропетровськ 1999

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана в Придніпровській державній академії будівництва та архітектури (Міністерство освіти України)

Науковий консультант: доктор технічних наук, професор, Заслужений діяч науки і техніки України Большаков Володимир Іванович, зав. Кафедрою технології металів ПДАБА, м. Дніпропетровськ

Офіційні опоненти:

Доктор технічних наук, професор, Заслужений діяч науки і техніки України Шаповалова Оксана Михайлівна завiдуюча лабораторією Дніпропетровського Державного університету, м. Дніпропетровськ.

Доктор технічних наук, професор, Лауреат Державної премії СРСР та УРСР Мєшков Юрій Якович завідуючий вiддiлом фізики міцності та руйнування Iнституту металофізики НАН України ім. Г.В. Курдюмова, м. Київ.

Доктор технічних наук, професор Лауреат Державної премії УРСР Парусов Володимир Васильйович завідуючій відділом термічної обробки металів для машинобудування Інституту чорної металургії НАН України м. Дніпропетровськ.

Провідна організація: Державна металургійна академія України, кафедри термічної обробки металів та металознавства, м. Дніпропетровськ.

Захист відбудеться 26 березня 1999р. о 13 годині на засіданні спеціалізованої ради Д 08.085.02 по присудженню, наукового ступеня при Придніпровській державній академії будівництва та архітектури за адресою: 320600, м. Дніпропетровськ, вул. Чернишевського, 24-а.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Придніпровської державної академії будівництва та архітектури за адресою: 320600, м.Дніпропетровськ, вул. Чернишевського, 24-а.

Автореферат розісланий 1999 р.

Вчений секретар спеціалізованої ради КВАША Е.М.

1. Актуальність теми

металознавство конструкція зварювальний сталь

Проблема зниження металомісткості і створення надійних будівельних конструкцій вимагає використання сталей більш високої міцності, ніж застосовувані нині. Матеріалознавче забезпечення створення нових сталей для будівельної індустрії і резервуаробудування набуло за останні двадцять років значної актуальності у зв'язку з ростом статичних, динамічних та інших навантажень у процесі експлуатації різноманітних типів конструкцій і необхідністю збереження достатньої їх надійності і довговічності. Для цього необхідні відповідні наукові і технологічні розробки. До цього часу, наприклад, такі технологічні прийоми, як термомеханічна обробка (ТМО) різних видів стосовно до високоміцних конструкційних сталей ще дуже мало використовується. ТМО є одним з найбільш прогресивних процесів виробництва високоміцного прокату. І хоча сам метод високотемпературної термомеханічної обробки (ВТМО) вивчений давно і широко використовується у виробництві деяких видів дротової і стержневої арматури, однак глибокого розуміння природи субструктурних змін у низьковуглецевих, низько- і мікролегованих сталях масового виробництва ще не досягнуто. Актуальним завданням тут є розуміння взаємозв'язкуміж структурою і механічними властивостями з метою вироблення науково обгрунтованих режимів зміцнюючої обробки з точки зору підвищення ролі субструктурних факторів зміцнення в процесі ВТМО найпростіших за складом і тому найбільш економічних сталей для будівельних конструкцій. Актуальність і доцільність виконання робіт в цьому напрямку, з одного боку, визначається зростаючими потребами будівництва в прокаті з підвищеним рівнем міцності і в»язкості (низькотемпературної і в»язкості руйнування), тобто із зниженням металомісткості конструкцій, а з іншого - необхідністю впровадження нових ресурсозберігаючих технологій виробництва прокату.

Вказаний комплекс робіт спрямований на розробку нових сталей, оптимізованих за хімічним складом, структурою, властивостями і цінами, а також створення ресурсозберігаючих технологій термічного зміцнення з прокатного нагріву (ТЗПН) і ТМО, які реалізують можливості зернограничного і субструктурного механізмів зміцнення будівельних сталей при найбільш високих температурах у процесі ТМО з наступним прискореним охолодженням (ПО), що забезпечує поряд з підвищенням комплексу властивостей і економією енергоресурсів і легуючих елементів також істотне підвищення можливостей прокатних станів (на 20-40%) у порівнянні з існуючими обробками сталей для будівельних конструкцій і класичною схемою КП.

Потреби розвитку будівельної галузі і резервуаробудування в нашій країні також обумовили проведення в 1975-1998 роках інтенсивних досліджень вітчизняних вчених, причому найбільш вагомі результати були одержані вченими ІЧМ НАН України, ІЕЗ ім. Патона, ПДАБА, ЦНДІЧМ, МІСіС, ДМетАУ та ін. Великий внесок у розвиток теорії легування і мікролегування, а також розробку низьколегованих сталей підвищеної міцності зробили роботи К. Дж. Ірвіна, Ф.Б. Пікерінга, С.А. Голованенка, Д.А. Литвиненка, Л.І. Гладштейна, М.І. Гольдштейна, В.С. Іванової, В.Л. Пилюшенка, Б.С. Касаткіна, В.Ф. Мусіяченка, Ю.І. Матросова, Н.М. Фонштейн та ін. Питання структуроутворення і формування властивостей сталей в процесі гарячої деформації і різноманітних способів термічної обробки вивчені в працях В.Д. Садовського, К.Ф. Стародубова, А.П. Гуляєва, М.Л.Бернштейна, І.Г. Узлова, В.К.Бабича, І.Є. Долженкова, А.А. Баранова, С.С. Дяченко, Л.І. Тушинського, В.І. Большакова, Ю.Я. Мєшкова, Ю.І. Матросова, О.М. Романіва, а також цілого ряду зарубіжних вчених. Напрямки досліджень і праці вчених Дніпропетровської школи металознавців під керівництвом Стародубова К.Ф. присвячені питанням формування структури і підвищенню рівня властивостей методами термічного зміцнення, в тому числі і ТЗПН, в основному маловуглецевих сталей, а професора Большакова В.І. - вивченню процесів структуроутворення і підвищення властивостей високоміцних будівельних сталей методами контрольованої прокатки (КП) і ВТМО. Але незважаючи на велику кількість досліджень по розробці і застосуванню низьколегованих сталей, питання більш повного використання потенціальних можливостей їх складу і режимів виробництва, які забезпечують потрібні рівні міцності при одночасному зниженні витрат дефіцитних легуючих елементів, не набули належного розвитку стосовно до будівельних сталей. В той же час субструктурні зміни, обумовлені ВТМО, які визначають комплекс властивостей у низьковуглецевих, низько- і мікролегованих сталях масового виробництва, вивчені недостатньо. Актуальним завданням тут є встановлення закономірностей структуроутворення при різноманітних видах деформаційно-термічної обробки (ДТО) існуючих марок Ст3, 09Г2С, 09Г2ФБ, 16Г2АФ, 15Г2ФАДпс, 14Х2ГМР і нових - 06Г2ФБ, кремніймарганцевої оптимізованого складу сталей з метою вироблення науково обґрунтованих режимів ТМО, ВТМО і ТЗПН і визначення їх впливу на рівень механічних властивостей. Вказані роботи направлені на створення ресурсозберігаючих технологій ДТО, які реалізують можливості зернограничного і субструктурного механізмів зміцнення будівельних сталей при найбільш високих температурах деформації з наступним ПО, що забезпечує поряд з підвищенням комплексу властивостей і економією енергоресурсів і легуючих елементів також і підвищення продуктивності прокатних станів (на 20-40%) у порівнянні з класичною схемою КП.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Дисертація являє собою узагальнення наукових досліджень і результатів, одержаних автором при виконанні науково-дослідних робіт за замовленням Міністерств промисловості та освіти, Держкомітету з науки і технологій України, планами МК «Азовсталь» і ПДАБА (№ держреєстрації UA01003401P, UA01003402P, UA01003405P, 0194U021330, 0194U021331, 0196U018711, 0196U018717, 01890085535) в період з 1983 по 1998 рік. В роботі використані результати теоретичних і експериментальних досліджень, виконаних під керівництвом і при участі автора.

Мета і задачі дослідження. Розробка нових низько- і мікролегованих сталей оптимізованого (з позицій підвищення рівня властивостей і зниження вартості) складу і теоретичних основ створення та реалізації ресурсозберігаючих технологій ТЗПН і ТМО, які забезпечують підвищення рівня їх властивостей, і застосування в будівельних конструкціях існуючих і нових сталей різних класів міцності на основі комплексних досліджень мікроструктури і тонкої кристалічної структури, створених під час дії на метал значних деформацій у процесі гарячої прокатки, ПО і відпуску, а також виявленню основних закономірностей структуроутворення в залежності від хімічного складу і режиму обробки.

Вибір основи легування сталей і необхідних мікролегуючих елементів для подальшого дослідження з урахуванням динаміки деформаційно-термічних процесів (ТЗПН, ТМО та ін.) і вивчення їх впливу на формування змішаної структури, що забезпечує достатні рівні міцності і надійності матеріалів у зварних будівельних конструкціях;

вивчення впливу різних мікролегуючих елементів на механізм зміцнення і знеміцнювання конструкційних сталей у процесі виробництва металопрокату для будівництва методом ДТО і на стадії виготовлення конструкцій з них;

формулювання принципів оптимізованого легування і мікролегування сталей для металевих конструкцій з урахуванням закономірностей впливу легуючих елементів і параметрів ТМО на структуроутворення;

створення на основі встановлених закономірностей структуроутворення в результаті вибору оптимальних з позицій ресурсозбереження, рівня властивостей і ціни, складів сталей і температурно-деформаційних параметрів їх обробки, що забезпечують в одному випадку формування дрібного рекристалізованого зерна аустеніту, в іншому - створення полігонізованої і фрагментованої субструктури, які гарантують одночасне підвищення механічних і технологічних властивостей, серії порівняно дешевих будівельних сталей підвищеної і високої міцності (з границею текучості від 360-440 до 600 МПа і більше), стійких в умовах значних різнорідних навантажень і впровадження їх у промислові будівельні металеві конструкції і резервуари;

вибір на основі встановлених закономірностей структуроутворення конкретних (в залежності від потрібних властивостей: висока міцність - достатня в'язкість або високі значення в`язкості і холодостійкості - достатня міцність) оптимізованих температурно-деформаційних і часових параметрів регламентованої прокатки (РП) і ТМО з наступним прискореним охолодженням, що забезпечують підвищення міцності і тріщиностійкості досліджуваних (застосовуваних і розроблених нових складів) сталей для металоконструкцій відповідно вимогам НТД.

Робота присвячена розвитку закономірностей оптимізованого легування і мікролегування, підвищення рівнiв міцності і опору в'язкому і крихкому руйнуванню будівельних сталей, що працюють в умовах підвищенних навантажень, методами ДТО. Вона спрямована на вирішення важливої народногосподарської проблеми - створення широкого спектру нових, більш дешевих, сталей з підвищеними рівнями міцності, холодостійкості, тріщиностійкості і поліпшеної зварюваності, які забезпечують зниження на 10-25% металомісткості і підвищення надійності конструкцій. Розглянуті наукові основи і технологічні рішення виробництва низько- і мікролегованих товстолистових сталей гарантованих класів міцності від С360 до С590 і більше, реалізація яких робить значний внесок у прискорення науково-технічного прогресу, дозволяє підвищити якість прокату і знизити металомісткость будівельних конструкцій.

Наукова новизна одержаних результатів полягає в тому, що:

Розроблені низько- і мікролеговані сталі оптимізованого (з позицій підвищення рівня властивостей) складу і теоретичні основи ресурсозберігаючих технологій ДТО (ТЗПН і ТМО), які забезпечують підвищення рівнів міцності існуючих і нових сталей на основі встановлених закономірностей протікання рекристалізаційних процесів і впливу їх на формування аустенітної і кінцевої мікроструктури за рахунок комплексних досліджень тонкої кристалічної структури, дефектів кристалічних граток і їх побудов, створених під час дії на метал разових і сумарних деформацій у процесі гарячої прокатки і прискореного охолодження, а також виявлення основних закономірностей структуроутворення в залежності від хімічного складу і режиму обробки.

Встановлені концентраційні залежності роздільного і спільного впливу вуглецю, марганцю, кремнію, ніобію і ванадію на закономірності структуроутворення, показники механічних і технологічних (міцності, в`язкості, холодостійкості, зварюваності) властивостей будівельних сталей;

вибір концентрацій Si:Mn-1,0:1,0-1,28, які є оптимізованим співвідношенням і необхідною умовою одночасного підвищення характеристик міцності, в`язкості, холодостійкості і створення дешевих зварюваних будівельних сталей (див. патент України № 23739А) за рахунок формування оптимальної мікроструктури і субструктури;

одержані температурні залежності зміни розміру зерен аустеніту при нагріванні і встановлені температури початку і кінця інтенсивного росту зерен всіх досліджуваних сталей в залежності від хімічного складу;

підтверджений механізм позитивного впливу мікролегування ніобієм і ванадієм на здрібнення зерна аустеніту і, відповідно, кінцевої структури в процесі ТМО і ТМКО і підвищення міцності марганцевих і кремнемарганцевих сталей до класів С450-550 (і більше) з підвищенням холодостійкості і тріщиностійкості будівельних сталей з 0,05-0,20%С без погіршення зварюваності;

вивчені процеси динамічної полігонізації, динамічної і статичної рекристалізації аустеніту в залежності від хімічного складу і параметрів ДТО в умовах різного ступеня завершенності процесів зміцнення і знеміцнювання досліджуваних сталей і на основі цього встановлені нові залежності між температурою і ступенем деформації, з одного боку, і параметрами структури і властивостями, з іншого;

оптимізований базовий хімічний склад кремніймарганцевої сталі, захищений патентом України № 23739А; результати апробації, дослідно-промислових випробувань і впровадження її в будівельні конструкції і резервуари;

встановлені залежності між температурою в інтервалі 1150-700⁰С і ступенем (сумарним в 35-70%) деформації, з одного боку, мінімальним розміром аустенітного зерна, кінцевою структурою і властивостями конструкційних сталей різного хімічного складу - з іншого;

встановлені закономірності впливу на структуру і можливості керування процесами перетворення переохолодженого аустеніту в низьковуглецевих низько- і мікролегованих сталях різних систем легування за рахунок зміни параметрів обробки таких, як температури аустенітизації і деформації, ступеня разового обтиску і сумарної деформації, тривалості післядеформаційних видержок і швидкостей охолодження;

екстремальний характер залежності між границею текучості і холодостійкостю та тріщиностійкостю будівельних сталей із змішаною структурою, одержаною при ТЗПН і ТМО з ПО. Виявлені області структурних станів, одержаних в результаті формування дрібного рекристалізованого зерна аустеніту і створення полігонізованої і фрагментованої субструктур, що зубезпечують найбільш сприятливі поєднання границі текучості і тріщиностійкості сталей;

на основі встановлених закономірностей структуроутворення розроблені технології і технічні умови на виробництво товстолистового прокату з мікролегованих та кремніймарганцевих сталей для будівельних конструкцій і резервуарів за ресурсозберігаючими технологіями ТЗПН і ТМО і рекомендації на їх застосування;

Практична значимість роботи полягає в тому, що: Розроблено нові склади низько- і мікролегованих конструкційних сталей і способи підвищення їх механічних властивостей;

одержані низьковуглецеві, низько- і мікролеговані конструкційні сталі різних класів міцності від С300 до С790 (після різних режимів ТЗПН і ТМО), які дозволяють здійснити ряд принципово нових конструкційних рішень і створити менш металомісткі і більш надійні будівельні конструкції;

розроблений технологічний процес і освоєне, згідно з вимогами розроблених технічних умов ТУ 14-1-135-97, ТУ 14-1-136-97, ТУ 14-1-133-97, ТУ 14-1-134-97, на МК «Азовсталь» виробництво товстолистового прокату з кремніймарганцевих (Б-С1-Ас і Б-С2-Ас) і мікролегованих (Б-Б1-Ас і Б-Б2-Ас) сталей оптимізованого складу класів міцності С360-С550 для будівельних конструкцій і резервуарів, які задовольняють вимоги НТД;

результати роботи використані при розробці технічних умов на виробництво листового прокату з кремніймарганцевих і мікролегованих сталей оптимізованого складу після ТМО різних класів міцності і поліпшеної зварюваності з достатніми рівнями пластичності, в`язкості, холодостійкості і тріщиностійкості;

підготовлені рекомендації щодо застосування цих сталей в конструкціях різних груп міцності;

наукові результати, одержані при виконанні роботи, використані в навчальних курсах «Металознавство і зварювання», «Будівельні матеріали і конструкції», «Фазові і структурні перетворення у зварних з'єднаннях», які читаються у вузах Дніпропетровська: ДМетАУ і ПДАБА.

Особистий вклад здобувача в розробку наукових результатів. Основні результати дисертаційної роботи одержані автором самостійно. На основі наукових досліджень і встановлених закономірностей формування аустенітної і кінцевої структури в залежності від системи легування і параметрів ДТО в роботі розроблені і запропоновані підприємствам-виробникам і споживачам металопродукції ефективні ресурсозберігаючі технологічні режими виробництва високоміцного прокату із звичайних низьковуглецевих, низько- і мікролегованих сталей, в тому числі і з зниженим, в порівнянні з вимогами існуючих нормативних документів, вмістом вуглецю (0,05-0,07%), з підвищених класів міцності, при пластичності, в`язкості, холодостійкості і тріщиностійкості, що відповідають вимогам НТД. При проведенні досліджень, результати яких опубліковані одноособово і в співавторстві, автором дисертації здійснені планування лабораторних і промислових експериментів, аналіз і узагальнення одержаних результатів, участь у проведенні дослідів і впровадження розробок у виробництво.

Апробація роботи. Основні положення і результати роботи докладені і обговорені на міжнародних, всесоюзних і республіканських науково-технічних конференціях протягом 1990-1998 рр. (див. нижче список опублікованих матеріалів), наукових семінарів з проблем матеріалознавства і кафедр технології металів та металевих конструкцій ПДАБА.

Публікації. Зміст роботи опубліковано у 2 монографіях, 80 наукових працях, новизна і оригінальність розробок (оптимізований базовий хімічний склад кремніймарганцевої сталі підвищеної міцності і холодостійкості і поліпшеної зварюваності) захищені патентом України № 23739А.

Структура і обсяг дисертації. Дисертаційна робота викладена на 238 сторінках тексту, включає 175 рисунків і 46 таблиць, складається із вступу, семи розділів, висновків, списку літератури з 527 назв і додатків на 36 сторінках, що містять відомості про практичну реалізацію результатів роботи.

В результаті застосування протягом 1985-1998 рр. низьковуглецевої ВСт3 і низьколегованих (кремніймарганцевих і мікролегованих) сталей після термозміцнення, ТМО, РП і КП різних класів міцності в будівельних конструкціях і резервуарах досягнуто зниження маси конструкцій на 10-25%. Це дозволило одержати економічний ефект понад сорок мільйонів карбованців на підприємствах НПО «Укрстальконструкція», в т.ч. часткова участь автора в цінах 1990 року становить чотири мільйони шістдесят тисяч карбованців.

2. Основний зміст роботи

У вступі обґрунтована актуальність і доцільність виконання роботи, викладені мета і задачі досліджень, визначена наукова новизна і практична значимість виконаної роботи.

У першому розділі виконано аналіз за рівнями властивостей, технологічністю і ціною матеріалів, що застосовують для виготовлення будівельних конструкцій і резервуарів. Дано короткий аналіз сучасного стану застосування і класифікації сталей для металоконструкцій, а також теорії і практики термічного зміцнення товстолистового прокату. Розглянуті перспективні ресурсозберігаючі способи (ТЗПН, КП, РП, ТМО з ПО і ВТМО), підвищення властивостей низьковуглецевих, низько- і мікролегованих сталей. Розглянуті шляхи підвищення властивостей сталей за рахунок: оптимізації хімічного складу; регулювання розмірів аустенітних зерен; створення полігонізованої і фрагментованої субструктури; використання різних механізмів зміцнення; використання ПО металопрокату. Показано, що потрібне підвищення комплексу властивостей будівельних сталей може бути досягнуте: а) легуванням і мікролегуванням; б) термічним зміцненням і ТМО; в) їх комбінуванням із застосуванням ПО. Можливості підвищення рівня властивостей будівельних сталей за рахунок легування різко обмежені у зв'язку з відсутністю достатньої кількості багатих легуючими елементами руд на території України і їх дорожнечею, а термічне зміцнення (ТЗ) і ТМО звичайних низьковуглецевих сталей недосить ефективні у зв'язку з тим, що не дозволяють одержати потрібні класи міцності при збереженні в`язкості (низькотемпературної і в`язкості руйнування) в межах, що вимагає НТД.

У вітчизняній будівельній практиці зараз застосовуються низьковуглецеві і низьколеговані сталі по БНіП 11-23-81* і ГОСТ 27772-88 в основному тільки в гарячекатаному або нормалізованому станах (табл.1). Проте рівні міцності ВСт3сп і 09Г2С, 15Г2АФДпс, 16Г2АФ та ін. сталей перестали задовольняти вимоги до сучасних будівельних конструкцій з позицій рівня властивостей, надійності і технологічності. Слід відзначити недосконалість марочного сортаменту сталей для будівельних конструкцій, яка виявляється у відсутності обґрунтованого ранжирування по класах міцності сталей, що випускаються металургійними комбінатами (МК) України, і наявність широких неперекриваних областей на лініях рівних відношень _т і _в, а також недовикористанням резервів міцності при виробництві прокату низьковуглецевих і низьколегованих по БНіП 11-23-81* і ГОСТ 27772-88 будівельних сталей, що випускаються.

В останнє десятиріччя принципово нові міцні і високоміцні сталі для будівельних конструкцій і резервуарів одержані не були. Розвиток матеріалів для будівництва і проведення досліджень були, головним чином, спрямовані на оптимізацію властивостей сталей, особливо високоміцних. З метою швидшого застосування таких оптимізованих сталей для металiчних конструкцій і резервуарів слід продумати і змінити діючі зараз технічні умови і технологічні інструкції на виробництво і застосування високоміцних сталей із внесенням коректив у відповідні діючі або створити нові «Будівельні норми і правила» і ГОСТ вказаних вище матеріалів.

Сучасні напрямки досліджень у виробництві і споживанні металопрокату для різних типів будівельних конструкцій за рубежем спрямовані на виробництво і застосування високоміцних сталей з границею текучості 450-800 Н/мм², включаючи і низьковуглецеві економно- і мікролеговані термічно зміцнені сталі. У зв'язку з цим зусилля металургійної індустрії України вже зараз повинні орієнтуватися на виробництво перспективних сталей з указаними вище рівнями міцності і їх сертифікацією за міжнародними стандартами, необхідну для продажу якісної металопродукції за кордон. Проте вказані марки низько- і мікролегованих сталей (з рівнем границі текучості 450-800 Н/мм² і більше) не знаходять широкого застосування при виробництві металоконструкцій у зв'язку з тим, що виробники даної продукції не мають обґрунтованих температурно-деформаційних режимів ТМО листів з даних сталей в товщинах від 10-12 до 36-40 мм і більше із стабільним рівнем механічних і технологічних властивостей, без чого неможливе їх застосування. Ці сталі після КП і ТМО не сертифіковані на застосування у будівельних конструкціях, не існує нормативно-технічної документації (НТД) на застосування їх у проектуванні і виробництві конструкцій.

При розробці і впровадженні оптимізованих (по складу) сталей підвищеної і високої міцності в будівництві та інших галузях внаслідок їх високої надійності, обумовленої підвищеною в'язкістю, треба було б орієнтувати рівні їх властивостей на більш високі класи міцності. З цією метою пропонується внести зміни в інструкції і регулюючі нормативні механізми, у відповідні «Будівельні норми і правила» та ГОСТ з тим, щоб підвищити ступінь використання високоміцних сталей. Слід було б диференціювати високоміцні сталі по класах міцності С490, С520, С550, С590, С640, С690, С740, С790, С840, С890 (див. табл.1) згідно з їх границею текучості.

Аналіз БНіП 11-23-81*, ГОСТ 27772-88, ГОСТ 380-94, ГОСТ 19281-89* та цілого ряду інших нормативних документів показує на суперечності у вимогах НТД, діючих на території України. Вони викликають цілком резонну необхідність перегляду і об'єднання їх вимог на виробництво і застосування прокату по класах міцності з позицій єдиної класифікації, наприклад: С245, С275, С305, С325, С360, С390, С420, С450, С490, С520, С550, С590, С640, С690, С740, С790, С840, С890 з метою зниження матеріаломісткості конструкцій. Проте, введення такої класифікації вимагає істотного підвищення культури виробництва металопрокату і при його споживанні в будівництві і резервуаробудуванні. Запропонована концепція класифікації сталей для будівельних конструкцій і резервуарів з урахуванням розрахункового опору і зниження металомісткості наведена в табл.1. Досить протяжний пробіл поміж С490 і С590 не перекривається, а класів вище С590 взагалі не «забезпечується» жодною із застосованих сталей в гарячекатаному або нормалізованому станах. Такі пробіли можуть бути перекриті або за рахунок додаткового легування і включення принципово нового і відмінного від відомих механізмів зміцнення сталей після КП, ВТМО, ТМО, включаючи також і РП в нижній частині - і +- області з формуванням змішаних структур (табл.2).

Показано, що одним з найбільш ефективних процесів виробництва прокату для будівництва з низьколегованих сталей є ТМО і, зокрема, КП. Проте вона поки що не застосовується у виробництві сталей для будівництва. КП має ряд цінностей і недоліків. Основні цінності: зниження кількості легуючих елементів у порівнянні з нормалізованими сталями; створення в аустеніті і фериті субструктури того чи іншого виду; високий рівень в`язкості і холодостійкості сталей після КП; відпрацьовані на МК технологічні режими виробництва ряду сталей для трубопровідного транспорту. Основні недоліки КП - неможливість реалізації на існуючому МК рядовому обладнанні; не можна підвищити рівні границі текучості вище 520-550 МПа без додаткового легування, в результаті чого:зростає вартість сталі; із збільшенням міцності знижуються її пластичність і ударна в'язкість; високий вуглецевий еквівалент, що погіршує зварюваність; застосування сумарних ступенів деформації 35-70% і більше при низьких температурах закінчення деформації 740-680⁰С, що збільшує навантаження на прокатне обладнання і на 20-40% знижує продуктивність станів. Показано, що без наступного ПО не вдається в повній мірі реалізувати можливості КП і ТМО у плані підвищення класів міцності будівельних сталей.

Другий розділ присвячений питанням методичного обґрунтування досліджень. Виконаний аналіз основних класів будівельних сталей (низьковуглецевих, низько- і мікролегованих) різних рівнів міцності по нахилу до перегрівання. Обрані типові і широко застосовувані представники кожного класу не дуже схильні або несхильні до перегріву і нові: мікролегована (06Г2ФБ) і кремніймарганцева сталі оптимізованого складу. Хімічний склад досліджуваних сталей наведений в табл.3.

Відомо, що матеріалом, який найчастіше застосовується для виготовлення будівельних конструкцій і резервуарів зараз, є сталь 09Г2С, до недоліків якої відносяться - підвищений вміст марганцю при недовикористанні рівнів пластичності і в`язкості, що набуває особливого значення при виробництві конструкцій, особливо у «північному» виконанні. Аналогічна за складом конструкційна сталь марки 10Г2С1 забезпечує більш високий комплекс міцнісних властивостей. Проте композиція інгредієнтів характеризується підвищеним (як і в сталі 09Г2С) вмістом марганцю, що обумовлює ріст собівартості виробництва конструкцій. Крім цього, концентрації легуючих елементів підібрані таким чином, що не забезпечують повноти використання потенційно можливих рівнів пластичних властивостей і в`язкості металевих виробів і необґрунтовано підвищують вуглецевий еквівалент і ціну сталі. У зв'язку з цим в роботі поставлене завдання вдосконалення складу низьколегованої сталі, в якій за рахунок вибору раціонального співвідношення між марганцем і кремнієм забезпечується зниження витрат на легування і підвищуються споживчі властивості металоконструкцій. Для досягнення вказаної мети в пропонованій сталі підібрано з допомогою ПЕОМ оптимізоване співвідношення концентрації марганцю і кремнію як (1,00-1,28):1,00 при визначеній масовій частці вуглецю (0,06-0,22%), кремнію (0,90-1,20%), марганцю (1,00-1,35%) і адекатності концентрації останніх компонентів їх вмісту в сталях 09Г2С і 10Г2С1. При такому співвідношенні компонентів виключається необґрунтована перевитрата дефіцитного марганцю, забезпечується приріст значень ₅ і ударної в`язкості (КСU при +20, -40, -70<sup>о</sup>С) при одночасному зниженні температури Т<sub>50</sub> і підтриманні високих значень міцності (<sub>т,в</sub>). Такий висновок зроблено на основі виконаних експериментальних плавок і прокаток з наступним порівняльним аналізом хімічного складу і механічних властивостей металопродукції. Закономірності зміни ударної в`язкості від вмісту марганцю і кремнію показали, що найбільш високі значення в`язкості виявлені у сталей, що мають саме таке співвідношення Mn/Si як (1,00-1,28):1,00. При зменшенні його <1,00/1,00 і збільшенні вище 1,28/1,0 значення ударної в`язкості при -40 і -70⁰С знижуються. Відносне видовження при співвідношенні Mn/Si нижче нижньої межі росте при одночасному знижені _т і _в. Перевищення Mn/Si1,28 викликає приріст міцності (_т,в) при падінні ₅ і погіршенні зварюваності за рахунок збільшення значення С_екв. Нижня границя концентрації вуглецю дорівнює 0,06%, що забезпечує рівень властивостей, регламентований НТД. При зниженні концентрації вуглецю нижче 0,06% знижуються значення міцності сталі при рості пластичності і ударної в`язкості. При вмісті вуглецю вище 0,22% знижуються пластичність, ударна в'язкість при рості міцності і погіршенні зварюваності. Перевищення цього граничного значення також недоцільне з урахуванням піднімання Т₅₀ і підвищення С_екв.

Вміст кремнію в інтервалі 0,90-1,20% у сталі є оптимальним з точки зору прирощення міцності і підтримання на високому рівні ударної в`язкості (особливо при -70<sup>0</sup>С). Проте, при внутріінтервальному рості концентрацій кремнію дещо знижуються значення<sub>5</sub>. При вмісті кремнію < 0,90% має місце зниження ударної в`язкості при низьких температурах. Така ж тенденція виявляється при кількості кремнію 1,2%, але з подальшим падінням пластичності сталі. Марганець в межах 1,00-1,35% забезпечує ефективне зміцнення сталі, дещо знижуючи ₅. Вплив марганцю аналогічний дії кремнію, проте в дещо інших концентраційних рамках. Цьому інтервалу відповідають максимальні значення ударної в`язкості при -70<sup>0</sup>С і низькі температури в'язко-крихкого переходу. При вмісті марганцю менше 1,00% відмічається зниження значень ударної в`язкості, особливо після випробування випробувань при -70 ⁰С, а також знижуються характеристики міцності (_т,в). При вмісті марганцю понад 1,35% забезпечується деякий ріст _т і _в, проте відмічається зниження ₅і, особливо, значень ударної в`язкості при -40 і -70<sup>0</sup>С. Виконаний аналіз сучасного стану легування будівельних сталей і встановлені оптимальні концентраційні залежності роздільного і спільного впливу вуглецю, марганцю і кремнію і мікролегуючих (ніобію, ванадію, титану, алюмінію та ін.) елементів на показники механічних і технологічних властивостей (міцності, в`язкості, холодостійкості і зварюваності) дозволяють одержати дешеві і надійні конструкційні матеріали (патент України № 23739).

Відомо, що технологічна пластичність і деформівність сталей і, відповідно, енергоємність деформації залежить від величини аустенітного зерна. Тому вивчення температурних залежностей величини зерен аустеніту досліджуваних сталей має істотне значення. На досліджуваних сталях проведений комплекс робіт по вивченню впливу температури нагрівання під прокатку на зміну структури аустеніту і побудові тимпературних залежностей розміру зерен аустеніту. Навіть при незначному перевищенні температур початку збиральної рекристалізації зерна аустеніту будівельних сталей інтенсивно збільшуються, з»являється значна різнозернистість.

Для оцінки розміру зерен аустеніту використали гартівний метод. Зразки нагрівали до різних температур в аустенітну область з видержкою 2 хв. на мм товщини в інтервалі 850-1250⁰С через 25⁰С і гартували у воді. Застосування такого гартівного середовища забезпечило формування у зразках з низьколегованих сталей орієнтованих структур мартенситу і бейніту, а в сталі ВСт3 і сталі 09Г2С по границях колишніх аустенітних зерен виділялася сітка надмірного нерівноважного фериту. За результатами досліджень структури аустеніту і обрахування його параметрів з допомогою «Епіквант» побудовані залежності розміру зерен від температури нагрівання. Як видно, всі сталі схильні до східчастоподібного збільшення зерен аустеніту при перевищенні певних критичних температур (початку -t_н1 і кінця -t_к1) перебігу збиральної рекристалізації, що супроводжується появою істотної різнозернистості.

Для сталі ВСт3сп температура t_н1 відповідає 900⁰С, а t_к1-950⁰С, для сталі 14Х2ГМР, відповідно, t_н1 дорівнює 1100⁰С, а t_к1 -1150⁰С (рис.1, табл.4). Характерно, що в температурному інтервалі шириною 50⁰С для сталі ВСт3сп зерно аустеніту збільшується на 3 номери (від шостого до третього), а у сталі 14Х2ГМР в тому ж 50-градусному інтервалі (1100-1150⁰С) - на шість номерів. Таким чином, за темпом росту зерна аустеніту (РЗА) у вузькому інтервалі t_н1 -t_к1 сталь 14Х2ГМР навіть перевищує сталь ВСтЗсп (рис.1). Кремніймарганцева сталь 09Г2С також має характерні інтервали формування аустенітного зерна, хоча «пороги» інтенсивного росту не виражаються так явно. При цьому, якщо вважати ознакою «порога» появу різнозернистості, то для сталі 09Г2С температура t_н1 відповідає 1025⁰С. Ефект наявності «порога» інтенсивного росту зерна у будівельних сталей обумовлений впливом високих температур на швидкість дисоціації частинок проміжних фаз, які затримують перебіг збиральної рекристализації. В міру розчинення вказаних частинок зростає міжчастинна відстань, що призводить до інтенсивного східчастоподібного РЗА.

Практично у всіх досліджуваних сталей (в тому числі і в сталі 14Х2ГМР) перші ознаки різнозернистості виявляються при температурах 900-950⁰С, що, очевидно, обумовлене розчиненням карбонітридів, сульфідів і силікатів, проте ефект гальмівної дії термічно більш стійких часток нітридів і оксидів є превалюючим. Внаслідок розчинення включень на границях аустенітних зерен останні збагачуються, зокрема, атомами кремнію і сірки, позитивно зарядженими, як і іонізовані атоми вуглецю, внаслідок чого між ними виникають результуючі сили відштовхування (термодинамічна активність вуглецю зростає),- з границь зерен аустеніту вуглець, природно, відтісняється в глибину. Створюються необхідні передумови для утворення тут при гартуванні сітки надмірного нерівноважного фериту. Таким чином, кремній у будівельних сталях в істотній мірі придушує схильність до перегріву і, зокрема, проявлення інтенсивного східчастоподібного росту, усуває можливість формування при охолодженні металопрокату відманштеттової структури. В роботі одержані значення твердості, що мають нелінійні залежності, по яких були встановлені значення механічних властивостей конструкційних сталей в залежності від температур аустенітизації. Визначено вплив температур нагрівання на зміну мікротвердості мартенситу та інших структурних складових і ступеня дефектності структури методами рентгеноструктурного аналізу, які в значній мірі впливають на властивості усіх досліджуваних сталей.

Визначення температурних залежностей зміни величини зерен аустеніту досліджуваних сталей важливо для обгрунтованого призначення температур нагрівання при термічній і ТМО. Аналізуючи ці залежності, а також результати вимірювань твердості, мікротвердості різних структурних складових, дефектності структури, а також виходячи з того, що однією з основних вимог до будівельних сталей є істотне підвищення ударної в`язкості і опору в`язкому і крихкому руйнуванням, для кожної з досліджуваних сталей обрані конкретні температурні інтервали, що характеризуються найбільш дрібнозернистим станом аустеніту. Досліджено вплив хімічного складу і температури аустенітизації на процеси рекристалізації аустеніту, зміну параметрів мікроструктури і властивостей низьковуглецевих сталей при нагріванні і охолоджені. Стабілізація розмірів аустенітного зерна сталей при окремому нагріванні пов'язана з гальмівним впливом часток проміжних фаз і неметалевих включень, генезис, морфологія і розподіл яких обумовлені металургійною спадковістю сталі. Узагальнення принципових закономірностей формування аустеніту при нагріванні досліджуваних сталей різного складу дозволяє правильно призначити оптимальні температури нагрівання під гарячу деформацію.

В третьому розділі розглянуті можливості підвищення рівня властивостей низьколегованих сталей за рахунок створення оптимальної структури в результаті легування або мікролегування ніобієм і ванадієм та застосування КП, РП, ТЗПК, або ТМО з ПО. Наведені дані досліджень: по вивченню впливу ступеня разового обтиску від 10 до 70% і сумарної деформації в 60-70% на зміну параметрів аустеніту (табл.7, рис.3), мікротвердості структурних складових (рис.2), ступеня дефектності структури (методами рентгеноструктурного (табл.11-13) і електронно-мікроскопічного аналізів) і т.д. Для встановлення найважливіших параметрів ТМО (сумарних обтисків у певних температурних інтервалах, швидкостей охолодження після деформації та ін. факторів), використовували клиноподібні зразки, перевага яких очевидна: за один цикл прокатки можна одержати гаму із заданими деформаціями на досить протяжній довжині зразка з одночасною оцінкою технологічної пластичності. Варіювання швидкостей охолодження зразків з однаковою кінцевою товщиною після прокатки в діапазоні від 0,5 до 200⁰/с забезпечували застосуванням різних гартівних середовищ: води кип'ячої і з кімнатною температурою, масла технічного, водного розчину кухонної солі з концентрацією 15%, а частину зразків охолоджували на спокійному повітрі.

Виходячи з проведених досліджень по вибору оптимізованих температур нагрівання, що відповідають дрібнозернистому стану аустеніту і необхідності створення високоефективної ресурсозберігаючої технології зміцнення будівельних сталей, яка використовує максимально можливі температури деформації в процесі ТЗПН, для одержання різних структурних станів ДТО проводили за такими режимами: - температури аустенітизації і, відповідно, деформації для кожної із сталей вибрані в інтервалі температур 850-1250°С таким чином, щоб в одному випадку вони відповідали запороговому крупнозернистому стану аустеніту, в іншому випадку - передпороговому дрібнозернистому стану. Для порівняння одержаних результатів частину карток аустенітизували і піддавали деформації при температурах, які найбільш часто застосовуються на МК, і, як правило, не обґрунтовано занижуються. Частину карток із сталей 09Г2ФБ, 14Х2ГМР і 15Г2АФДпс охолоджували з піччю від температур аустенітизації в +-область і піддавали деформації та ПО за вказаними нижче режимами. Ступінь деформації для всіх сталей змінювали в інтервалі від 10 до 70% (за один прохід); післядеформаційну видержку - від 0 до 15 с; після деформації картки піддавали ПО в інтервалі швидкостей охолодження від кількох градусів за хвилину до 200⁰/с; відпускали протягом години при 550-670⁰С в залежності від хімічного складу сталі і потрібного рівня властивостей. Для порівняння одержаних результатів частину карток охолоджували на повітрі і піддавали гартуванню з окремого нагрівання.

Вивчення мікроструктури і аустенітного зерна за допомогою "Епіквант" дозволило порівняти параметри структурного стану досліджуваних сталей після різних режимів ТМО див. рис.2-3, табл.7-10. Методика обрахування РЗА і фериту, а також процентного співвідношення фаз (фериту, продуктів проміжного і мартенситного перетворень) була стандартною. Використовуючи методи математичної обробки і статистики, обчислили середній діаметр зерна, процент імовірності зерна даного розміру, середньоквадратичне відхилення, дисперсію, коефіцієнти різнозернистості і нерівновісності зерна. В роботі подані залежності зміни мікротвердості мартенситу та інших структурних складових від температури і ступеня деформації в процесі ТЗПН і ТМО (рис.2). Аналіз одержаних залежностей параметрів аустенітного зерна (табл.7) і мікроструктури даних сталей дозволяє обрати оптимізовані режими ТЗПН і ТМО з метою одержання прокату із заданими властивостями. Виходячи з одержаних даних, можна рекомендувати оптимальні умови обробки будівельних сталей, які необхідно уточнювати у дослідному порядку на наявному на МК устаткуванні.

Збільшення вартості енергії і триваючі спроби зниження собівартості продукції призвели до підвищення інтересу до одержання потрібних властивостей безпосередньо після гарячої деформації (ГД) і, отже, до можливості уникнути наступної термообробки, такої як нормалізація або гартування і відпуск. Прикладом є контрольоване охолодження мікролегованих сталей і гартування будівельних сталей безпосередньо з температури ГД. Були вивчені явища, що відбуваються в процесі і після ГД, такі як рекристалізація, ріст зерен, перетворення аустеніту у ферит, а також вплив легуючих добавок на ці явища. Вид мікроструктури відображає всі явища, що вiдбуваються в процесі ГД і наступного охолодження, такі як рекристалізація і поворот деформованої структури, ріст зерен після рекристалізації, а також залежність явищ, що розглядаються, від вихідного розміру зерна і параметрів деформації, разового обтиску, температури перед обтиском, швидкості охолодження після деформації і при переході через температуру перетворення (табл. 7-10).

Основним недоліком стандартних вуглецевих і низьколегованих сталей з точки зору використання для виробництва товстолистового прокату КП, яка забезпечує здрібнення зерна фериту, є неоптимальне розташування критичних точок перетворення і рекристалізації, що обмежує технологічні можливості проведення КП, а також підвищена схильність до РЗА при нагріванні і в міждеформаційних паузах. Показано, що застосування легуючих елементів і оптимальних параметрів ТМО обумовлене, в першу чергу, необхідністю одержання перетворенням одного з двох типів структури аустеніту: рекристалізованої дрібнозернистої чи деформованої, яка характеризується високою ефективною питомою поверхнею аустеніту. В першому випадку основним завданням ТМО було розширення області повного перебігу рекристалізації аустеніту і гальмування росту рекристалізованого зерна. У другом - навпаки, розширення області гальмування рекристалізації. Параметри ТМО, КП або РП досліджуваних сталей обрані таким чином, щоб оцінити вплив легуючих елементів і режиму прокатки на три процеси: ріст зерна аустеніту (температура початку інтенсивного росту -t_н1); рекристалізацію аустеніту (температуру зупинки рекристалізації - t_p); перетворення аустеніту.

Важливим ефектом мікролегування, наприклад ніобієм, сталі що піддається КП або ТМО, є стабілізація процесів структуроутворення в аустеніті. Вказаний ефект обумовлений підвищенням температури зупинення рекристалізації до 900-925⁰С, у зв`язку з чим значно розширюється область між Аr<sub>3</sub> і t<sub>p</sub>, в якій прокатка призводить до наклепу аустеніту в процесі ГД і підвищення ефективної питомої поверхні аустеніту. У сталі 09Г2С, наприклад, більша частина цього температурного інтервалу відповідає області часткової рекристалізації, що знижує ефективність здріблення зерна і призводить до різнозернистості. У зв`язку з цим, в роботі підібранi температурно-деформаційні параметри прокатки досліджуваних сталей таким чином, щоб уникнути умов перебігу часткової рекристалізації аустеніту (див. рис.3). Встановлено, що результатом одночасного поліпшення міцності і в`язкості при ТМО або в процесі контрольованої ГД є здрібнення зерна, оскільки воно призводить до створення дрібнозернистої рекристалізованої структури або одержання дрібнозернистої витягнутої перекристалізованої структури аустеніту з високою щильністю таких дефектів структури, як дислокації, субграниці і деформаційні смуги, шляхом керованої деформації в області гальмування процесу знеміцнювання. В обох випадках досягається велика питома поверхня границь зерен аустеніту, що забезпечує умови для утворення центрів кристалізації при наступному його перетворенні.

Вивчено вплив ГД на кінетику перетворення аустеніту в умовах безперервного охолодження. Встановлено, що ГД має складний вплив на кінетику перетворень аустеніту і в залежності від швидкості охолодження і ступеня деформації може як прискорювати, так і гальмувати його розпад. Відомо, що рівень енергії Гіббса гарячедеформованого аустеніту залежить від ступеня завершенності процесів знеміцнювання до моменту розпаду і визначає характер і кинетику перетворення переохолодженого аустеніту. Встановлено, що значна деформація призводить до підвищення енергії Гіббса аустеніту під впливом дефектів кристалічної будови і відповідно до підвищення енергії Гіббса феріту за рахунок успадкування частини дефектів аустеніту, які утворилися в процесі деформації.

ГД при високих температурах (1150-1050⁰С) ініціює виділення карбонітридних фаз в аустеніті. Частки, що виділяються в цих умовах, розміром 10-25 нм не мають орієнтаційного зв'язку з матрицею. Вони сприяють здрібненню зерна, уповільнюють рекристалізацію аустеніту і є додатковими центрами перекристалізації при наступному перетворенні. Таким чином, якщо основною вимогою до сталі є висока ударна в'язкість при достатній міцності, то доцільно впливати деформацією, перш за все, на знеміцнюючі процеси в аустеніті, не домагаючись значного проявлення дисперсійного тверднення. В цьому випадку нагрівання під прокатку слід вести до можливо більш низьких температур, а деформацію закінчувати не нижче 800⁰С. При охолодженні на повітрі після закінчення ГД в сталі ВСт3 формується феритно-перлітна структура з різним ступенем дисперсності структурних складових. Для температур деформації, що відповідають крупнозернистому стану аустеніту, для всіх ступенів деформації і охолодження на повітрі характерна грубодиференційована феритно-перлітна структура. Зниження температури деформації в процесі ТМО з наступним охолодженням на повітрі не міняє характеру структури низьковуглецевої сталі ВСт3. Проте, як показують кількісні вимірювання елементів структури середній умовний діаметр зерен фериту, в цьому випадку, зменшується від 15-16 до 10-14 мкм, в залежності від ступеню деформації. Подальше зниження температури деформації в область дрібнозернистого (допорогового) стану аустеніту призводить до зменшення РЗА від 8 до 9,9 мкм. Зерно аустеніту сталей 09Г2ФБ, 16Г2АФ після РП та КП також зменшується від 8-9 до 6-7 і до 4,5-5,5 мкм та від 8-10 до 5,5-7,5 і до 5-6 мкм при зниженні температури від 1150 до 1050 і до 920^оС, відповідно, та зростанні ступеня деформації.

Підвищення швидкості охолодження в процесі ТЗПН суттєво міняє характер структури. В цьому випадку в залежності від швидкості охолодження, ступеня деформації і тривалості післядеформаційної витримки структура сталі ВСт3сп характеризується наявністю тієї чи іншої кількості надмірного нерівноважного фериту, ділянок з продуктами низькотемпературного поліморфного перетворення (мартенситу і бейніту), а також - квазіевтектоїду. В роботі представлені залежності зміни мікротвердості мартенситу та інших структурних складових від температури і ступеня деформації, а також тривалості післядеформаційної видержки після термомеханічного зміцнення і ПО усіх досліджуваних сталей. Ці залежності також нелінійні і суттєво залежать від стану гарячедеформованого аустеніту.

При нагріванні до 1000-1200⁰С сталей з невеликими добавками ванадію і ніобію, які утворюють дисперсні виділення карбонітридів, в тому числі перед ГД, частина з них розчинюється в аустеніті, а при наступному охолодженні і поліморфному перетворенні виділяється знову у вигляді часток розмірами від 1 до 100 нм. Ці частки значно зміцнюють метал, підвищуючи границю текучості на 150-200 Н/мм². Проте холодостійкість такої сталі, яка визначається по частині волокна у зломі, виявляється зниженою. ТМО з деформацією на 10-70% призводить до значного здрібнення зерен аустеніту і, як наслідок, фериту, що утворюється з нього. Таке здрібнення зерна забезпечується частками карбонітридів розмірами між 5 і 100 нм, що утворюються з перенасиченого аустеніту в процесі деформації і охолодження, і в результаті коагуляції при нагріванні ще більш дрібних часток, що видiлилися у фериті. Ці частки діють як додаткові центри кристалізації при переході через Ас₁, а також як включення, що знижують сумарну енергію границь, але ряд дослідників гадають, що центрами кристалізації служать не самі частки, а інші елементи структури, диспергуванню яких сприяють карбонітриди при попередній ГД. Особливістю впливу дисперсних виділень карбонітридів у процесі ТМО при знижених температурах є суттєве уповільнення процесів рекристалізації деформованого аустеніту. Утворенню дисперсної кінцевої структури в сталях 15Г2АФДпс і 16Г2АФ у цьому випадку сприяє виникнення у висхідній структурі великої кількості центрів кристалізації. ТЗПН і ТМО з охолодженням на повітрі феритно-перлітних сталей в області температур дрібнозернистого аустеніту не призводить до значного зміцнення сталі в порівнянні з гарячекатаним станом (границя текучості зростає на 40-50 Н/мм²), але значно підвищує їх пластичність, в'язкість і холодостійкість. Деформація в процесі ТЗПН і підвищення швидкості охолодження досліджуваних сталей викликають збільшення перенасичення вуглецем фериту, який утворюється, що характеризується зміною його мікротвердості. Тому в роботі досліджено, в якій мірі підвищення швидкості охолодження після ТМО може мати вплив на мікротвердість продуктів розпаду аустеніту. Мікротвердість надмірного фериту росте в результаті термомеханічного зміцнення. Якщо в гарячекатаному стані мікротвердість альфа-фази, наприклад сталі 15Г2АФДпс, становить 1540-2100 Н/мм² (найбільш часто зустрічається значення 1820 Н/мм²), то після РП вона підвищилась до Н_0,196 1750-2600 Н/мм². Збільшення швидкості охолодження після ТЗПН призводить до якісної зміни характеру структури досліджуваної сталі 15Г2АФДпс. У процесі прокатки феритно-перлітних сталей в області температур дрібнозернистого аустеніту з деформацією у 10-70% і прискореного охолодження в сталі формують змішану структуру: надмірний (нерівноважний) ферит, продукти проміжного перетворення і рейковий дислокаційний пакетний мартенсит. Надмірний ферит виділяється при охолодженні сталі 15Г2АФДпс від температури аустенітизації, а наступні інтенсивні деформації при знижених температурах в процесі РП ініціювали його виділення по границях колишніх аустенітних зерен і смугах деформації. Після ВТМО і прискореного охолодження сталь містить різну кількість надмірного фериту (в залежності від температури і ступеню деформації), який виділився по межах колишніх аустенітних зерен і на смугах деформації, продукти проміжного перетворення і низьковуглецевий рейковий дислокаційний мартенсит.