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

Вирішальне значення для реалізації принципів зміцнення і підвищення опору сталі крихкому руйнуванню має технологія її виробництва. Останнім часом велику увагу приділяють регулюванню мікроструктури сталі кінетикою фазових перетворень на етапі охолодження гарячекатаного листа після прокатки. ПО листів після РП дозволяє одержувати в її мікроструктурі дрібнозернисті ферит і бейніт, завдяки чому в кінцевому підсумку забезпечується високий комплекс властивостей сталі. При цьому підвищені швидкості охолодження роблять можливим виробництво листів товщиною 6-30 мм і більше із сталей з C_екв менше 0,36.

Підвищення гомогенності металу і відсутність смугастості відзначено в прокаті після охолодження його до 400⁰С із швидкістю 10-25⁰/с. Технологічні варіанти виготовлення листів, які передбачають ПО після їх ГД, показали значне зменшення розкиду властивостей по довжині розкату - по часовому опору його відхилення не перевищували 40 Н/мм² (при звичайній технології - 90 Н/мм²). Технологічні параметри вітчизняного виробництва листів із сталей КП відповідають кращим світовим показникам в області серійних технологічних циклів. Температури становлять: нагрівання висхідних слябів 1150⁰С, чорнової прокатки - 1100-950⁰С, початку чистової прокатки 830-800⁰С. Витримка і завершення деформування в міжкритичній області здійснюються при 740-680⁰С із сумарним ступенем обтиску на чистовій стадії 60-70%.

Представлені залежності зміни твердості досліджуваних сталей в процесі ТЗПН і ТМО від температури і ступеню деформації, від ступеню деформації і тривалості післядеформаційної видержки, а також - залежності зміни параметрів аустенітних зерен, таких як: середній діаметр зерен впоперек і вздовж напрямку деформації, середній умовний діаметр зерен аустеніту(табл.7, рис.3), коефіцієнтів різнозернистості впоперек (К^пв) і по напрямку (К^вв) деформації, а також коефіцієнт нерівновісності К_ф зерен, який визначається співвідношенням діаметрів зерен вздовж і впоперек напрямку деформації.

Встановлено, що високотемпературна деформація створює в аустеніті і в уже виділеному надмірному фериті структуру з більш високою загальною щільністю недосконалостей будови внаслідок наклепу, які і забезпечують формування субструктурних побудов при наступному бездифузійному перетворенні аустеніту в мартенсит і успадкуванні вказаних вище дефектів мартенситом, який, у зв'язку з цим, має підвищену міцність і пластичність. Однією з основних причин зміцнення в процесі ТМО і ВТМО будівельних сталей є збільшення дисперсності мартенситних пластин, яке явно спостерігається після ТМО і ВТМО внаслідок здрібнення висхідного аустенітного зерна. Проте, - підвищення міцності сталей не варто пов'язувати тільки із збільшенням протяжності границь, які блокують рух дислокацій: при деформації аустеніту процес ковзання є внутрізерновим, тому одну з основних ролей при зміцненні будівельних сталей відіграють границі блоків, фрагментів, полігонів і комірок, а не тільки границі зерен. Показано, що ТМО досліджених сталей за оптимізованими режимами поряд із зміцненням призводить до зниження критичних температур крихкості, яке пов'язане з формуванням у структурі гарячедеформованого аустеніту субструктури, успадковуваної кінцевим структурним станом при охолодженні. Реалізація субструктурного механізму зміцнення в результаті вибору оптимальних деформаційно-термічних і часових параметрів обробки забезпечує формування в будівельних сталях досконалої субзернової структури, в результаті чого прокат має більш високі рівні міцності, пластичності, в'язкості, холодостійкості і тріщиностійкості одночасно.

Зважаючи, що значні зміни властивостей визначаються характером структури, було досліджено кристалічну структуру сталей 09Г2ФБ та 14Х2ГМР після різних термічних і механіко-термічних дій в процесі ТЗПН і ТМО. Тонку структуру сталей після різних режимів ТМО досліджували методом просвічуючої електронної мікроскопії при прискорюючій напрузі 100 кВ. Після гартування від температури нагрівання 1150⁰С в сталі 09Г2ФБ формується кілька структурних складових, в т. ч. і паралельних одна одній довгих рейок-кристалів -фази. Товщина кристалів досягає в середньому 2-3 мкм, що мають практично одне орієнтування. Сусідні кристали слабо розорієнтовані один відносно одного. Всередині рейок спостерігається підвищена щільність дислокацій (в межах 10⁹-10¹⁰ см^-2). На ділянках з більш низькою щільністю дислокацій видні дрібні частки виділень комплексних карбонітридів ванадію і ніобію, найчастіше округлої форми, розміром 20-40 нм. Характерною особливістю мікроструктури сталі 09Г2ФБ після високотемпературної аустенітизації і прискореного охолодження, яка складається в основному з пакетів крупних рейкових кристалів, є присутність також і дисперсних острівців високовуглецевого мартенситу розмірок 2-3 мкм. Навколо них виявлені ділянки фериту з підвищеною щільністю дислокацій. Кристали мартенситу мають лінзоподібну форму і утворюють фермоподібні ансамблі. Кристали складаються з пачок тонких двійників мартенситу з габітусом (259)-гамма. Морфологія, внутрішня будова і взаємне розташування цих кристалів мартенситу свідчать про те, що вони утворилися в областях аустеніту, насичених вуглецем до евтектоїдного стану, - перерозподіл вуглецю передував і зумовив утворення кристалів пластинчастого мартенситу. Острівки мартенситу (259) зустрічаються також між кристалами бейніту не голчастої форми,- швидше всього тут утворюється зернистий бейніт - температура його утворення дещо вища, ніж у голчастих кристалів. Крім верхнього бейніту, в структурі сталі 09Г2ФБ після гартування з t_з=1150⁰С утворюються великі ділянки пакетного мартенситу. З аналізу електронно-мікроскопічних знімків видно, що пакети складаються з довгих мартенситних кристалів, паралельних один одному з товщиною біля 0,2-0,4 мкм. Проте, зустрічаються кристали товщиною до 1 мкм. Щільність дислокацій в них значно вища, ніж у верхньому бейніті, частки карбонітридів не спостерігаються. Можливо, вони не встигають виділятися через досить низьку температуру утворення пакетного мартенситу.

Аналіз тонкої структури сталі 09Г2ФБ після t_а=1150⁰С, деформації прокаткою на 10-70% у нижній частині - області (в області відсутності рекристалізації аустеніту) і в МКІ з наступним прискореним охолодженням показав, що в досліджуваній сталі спостерігаються в основному ті ж структурні складові, що й після звичайного гартування. Проте, деформація при більш низьких температурах в нижній частині - області і МКІ вносить помітну зміну у структуру з значним диспергуванням усіх структурних складових. Кількість крупних паралельних рейок верхнього бейніту зменшується. Переважають пачки більш тонких і більш коротких кристалів верхнього бейніту. Острівці атермічного і пакети рейкового мартенситу також дрібніші. Спостерігається більш інтенсивне виділення округлих карбонітридів ванадію і ніобію. Деякі границі між кристалами мають досить неправильну зигзагоподібну форму. Це пов'язано з гальмуванням і зупинкою ділянок границі на більш крупних частках. Підвищення ступеню сумарної деформації досліджуваної сталі в -області від 15-20 до 50-70% також призводить до здрібнення кристалів бейніту і пакетного мартенситу. Проте, деформація висхідного аустеніту зменшує інкубаційний період дифузійного -перетворення і викликає появу зерен поліедричного фериту. В цих зернах частинки карбонітридів більш крупні, ніж у сусідніх кристалах бейніту з більш високою, ніж у фериті, щільністю дислокацій. Такі зміни в структурі пояснюють деяку зміну властивостей сталі 09Г2ФБ при збільшенні сумарного ступеня деформації від 15-20% до 50-70%. При охолодженні на повітрі після КП і РП в МКІ з деформацією від 10 до 70% у сталі 09Г2ФБ утворюється структура, яка складається з поліедричного фериту і областей із змішаною структурою, в яких формуються колонії перліту з довгими і тонкими пластинами цементиту. Крім пластинчастого перліту в частині аустеніту, менш збагаченій вуглецем, відбувається перетворення в квазіевтектоїд. Тут у феритній матриці утворюються більш грубі і короткі пластинки цементиту з більшою відстанню між ними, ніж в пластинчастому перліті. Збільшення сумарного ступеня деформації до 45-70% збільшує кількість квазіевтектоїду в порівнянні з деформацією на 15-20%. Після гартування і ТМО в сталі 09Г2ФБ формується змішана структура, що складається з пакетів крупних кристалів верхнього бейніту з острівками високовуглецевого мартенситу і областей рейкового мартенситу. Деформація висхідного аустеніту прокаткою в МКІ викликає зміну параметрів структури: зменшується кількість крупних і довгих кристалів бейніту і переважають більш короткі і тонкі кристали. Відбувається здрібнення пакетів рейкового і островців внутрішньо двійникованого мартенситу. Збільшення сумарного ступеня деформації в процесі термомеханічного зміцнення від 15-20% до 45-70% викликає появу зерен поліедричного фериту, за рахунок чого знижуються характеристики міцності. Наявність острівців високовуглецевого мартенситу знижує характеристики в'язкості сталі 09Г2ФБ після гартування як з окремого, так і з прокатного нагріву.

Гартування у воді від температур аустенітизації без деформації призводить до формування в сталі 14Х2ГМР високотемпературного пакетного мартенситу. Мартенситні кристали кристалографічно певним чином орієнтовані відносно до висхідного аустенітного зерна,- середній умовний діаметр якого становить 14,1 мкм, а коефіцієнт різнозернистості дорівнює 0,48. Високотемпературна деформація на 20% (за один прохід) з послідуючим ПО формує сталі орієнтовану структуру дислокаційного мартенситу з порівняно великою протяжністю пакетів. Виникає уявлення, що при зсувному процесі перебудови ґраток пакети кристалів мартенситу в сусідніх сприятливо орієнтованих аустенітних зернах є ніби продовженням один одного. При деформації на 10-70% і тій же температурі з формуються у вигляді диспергованих виділень порівняно рівноважної форми, що утворюють дрібнодисперсну суміш з надмірним феритом. Під час дії деформації із ступенем 10-70% і після її закінчення відбувається перерозподіл вуглецю із збагаченням його в окремих мікрооб'ємах на множинних площинах ковзання, тобто в цілому відбувається, свого роду, диференціація твердого розчину, яка полегшує пізніше виділення надмірного фериту в мікрооб'ємах, де концентрація вуглецю знижена.

На прикладі сталей 09Г2ФБ i 14Х2ГМР після різних режимів ТМО, виконані рентгеноструктурні дослідження з метою виявлення взаємозв'язку між напруженим станом металу при навантаженні, параметрами обробки і властивостями. Встановлено, що ТМО і ВТМО формують кристалографічну текстуру в мартенситних пластинах, яка також суттєво впливає на властивості сталі і їх анізотропію.

Слід відзначити, що вибір оптимальних режимів ТМО (при досить високих температурах деформації) дозволяє забезпечити також і нові підходи до розробки сталей з дуальною структурою. За допомогою хімічного складу, режиму ТМО і спеціального охолодження прокату з кремніймарганцевої сталі можна одержати феритну структуру з ізольованими мартенситними острівцями. Хімічний склад цієї сталі при охолодженні може призвести до потрібного фазового перетворення і формування структури, яка приблизно на 80% складається з полігонального фериту, і тим самим - до збагачення вуглецем залишкового аустеніту, який потім при більш низьких температурах перетворюється в мартенсит.

В четвертому розділі відображені дослідження структури і властивостей сталей після різних режимів термомеханічного зміцнення. На прикладі сталей 09Г2ФБ, 15Г2АФДпс і 14Х2ГМР розглянуті можливості підвищення рівня властивостей в процесі ТЗПН і ТМО з деформацією в нижній частині - області і МКІ, що забезпечують формування змішаних структур: надмірного фериту, дрібнодисперсного бейніту і мартенситу, вміст і розподіл яких залежить від температури і ступеню деформації, тривалості післядеформаційної витримки і швидкості охолодження. При здійсненні різних технологічних режимів термомеханічного зміцнення одержана значна зміна структури, наприклад у сталі 14Х2ГМР - від мартенситної (понад 90%) після ВТМО з деформацією на 60% за три проходи при 900-950⁰С і ПО до змішаної феритно-бейнітно-мартенситної після деформації на 60% при 750-800⁰С, після деформаційної витримки протягом 5 с і ПО солодження, що характеризуються різним рівнем одержаних властивостей. Підвищення комплексу властивостей в результаті ТЗПН і ТМО обумовлене цілеспрямованими змінами в результаті ГД аустеніту, що супроводжується створенням термічно стійкої полігонізованої субструктури, яка поряд із загальним диспергуванням структурних складових, визначає і забезпечує загальне підвищення конструктивної міцності будівельних сталей. Досягнення в прокаті з досліджуваних сталей в результаті ТЗПН і ТМО вказаного рівня механічних властивостей гарантує достатню надійність, значно розширює області їх можливого застосування і забезпечує зниження металовмісткості будівельних конструкцій.

Визначено вплив температурно-деформаційних параметрів ТЗПН і ТМО на механічні властивості сталей для будівельних конструкцій. Досліджені механічні властивості при розтягненні, опір в'язкому і крихкому руйнуванню, а також проведені фрактографічні дослідження після різних режимів КП, РП, ТМО і ТЗПН з прискореним охолодженням. Обрані оптимізовані параметри ТЗПН і ТМО сталей для металевих конструкцій.

Проблема руйнування металевих конструкцій, виготовлених з високоміцних сталей, являє виключну важливість для будівництва. Практично всі конструкції містять концентратори напруг або технологічного, або конструктивного характеру. Тому найважливіша умова, від якої залежить руйнування - рівень критичної напруги в місцях дефектів і концентраторів напруг, що призводить до нестабільного руйнування конструкцій.

Тому досліджено вплив режимів зміцнення на зміну тріщиностійкості сталей з границею текучості до 600 Н/мм² і більше. Значне зміцнення досліджуваних сталей в результаті ВТМО дозволяє одержати більш достовірні результати по визначенню тріщиностійкості К_1с, так як при цьому більш повно дотримується умова плоскодеформованого стану в усті тріщини, що розвивається. Для оцінки тріщиностійкості з більш низькими значеннями міцності використали метод J-інтеграла. Суттєвою перевагою J-інтеграла є те, що він допускає використання зразків значно менших розмірів, ніж ті, які необхідні для оцінки К_1с. Одержані дані свідчать про те, що досліджувані сталі після РП і ВТМО мають більш високі значення в'язкості руйнування К_1с і J_1с, ніж в г/к стані. Результати дослiджень показують, що між значеннями границі текучості і тріщиностійкістю спостерігається певна кореляційна залежність. Видно, що термомеханічне зміцнення по оптимізованих режимах при значному підвищенні рівня міцності обумовлює і високі значення в'язкості руйнування К_1с, що має місце одночасне підвищення границі текучості і К_1с. Висока опірність розповсюдженню крихких тріщин ґрунтується на сприятливому субструктурному стані, одержаному в результаті термомеханічного зміцнення. Таким чином, ТМО і ВТМО забезпечують підвищення пластичностi і ударної в'язкості КСU, КСV і КСТ (в області змішаних зломів), холодостійкості (Т₅₀ знижується від -40...-50 до -60...-80°С), а також суттєво змінюють характер руйнування, збільшують кількість в'язкої складової у зломі зразків як в порівнянні з гарячекатаним станом, так і в порівнянні з контрольною обробкою. Режими термомеханічного зміцнення, що забезпечують підвищення міцності одночасно підвищують і її тріщиностійкість (табл.14-15).

В результаті виконаних досліджень встановлено, що однією з основних причин зміцнення є збільшення дисперсності мартенситних і бейнітних пластин в наслідком здрібнення висхідного аустенітного зерна в процесі ТМО і КП. Таким чином, підвищення міцності пов'язане із збільшенням протяжності границь, які блокують рух дислокацій, а також із змінами в кристалах аустеніту і фериту. Здрібнення мартенситних кристалів досягається не тільки ступенем деформації аустеніту, а й зміною температур аустенітизації і деформації. В процесі деформації стійкість аустеніту змінюється: на першому етапі вона різко знижується, що призводить до перерозподілу вуглецю і легуючих елементів і, як наслідок, до можливої появи немартенситних продуктів розпаду (бейніту і фериту). Зміцнення при ТМО відбувається в наслідок впливу наклепу, мартенситного перетворення та ін., а результатом зниження міцності є ступінь рекристалізації сталі.

Виконані дослідження показали, що обробка за ресурсозберігаючими режимами ТЗПН і ТМО забезпечують підвищення рівнів міцності більш як у два рази, тріщиностійкості більш як на 50% (у порівнянні з г/к станом) і зниження температури Т₅₀ до -60 - -70°С. В результаті поряд з оптимальними температурами обрані і відповідні оптимальні ступені разового обтиску (при даних температурах), а також сумарні обтиски при ГД, що забезпечують поряд з підвищенням міцності достатні рівні пластичності і особливо ударної і в'язкості руйнування. Широке застосування високоміцних сталей класів С450-С590 (і більше) для виготовлення зварних конструкцій стримується через високу вартість легуючих елементів і погіршення зварюваності. У зв'язку з цим розглянуті можливості одержання високоміцних станів за рахунок застосування ресурсозберігаючих технологій на кінцевій стадії виготовлення прокату без додаткового легування сталей.

Виконано оцінку вкладу різних механізмів зміцнення (різних структурних складових) у зміну границі текучості і температури Т₅₀ з різним типом структури, одержаної після різних режимів ТМО, КП, РП та ін. Одержані залежності _T і Т₅₀ від розміру зерен, субзеренідисперсних часток, щільності дислокацій та ін. після різних режимів обробки.

У п'ятому розділі наведені результати досліджень з ТМО сталей із зниженим (у порівнянні з вимогами існуючої НТД для вказаного вище класу сталей) вмістом вуглецю, типу 06Г2ФБ підвищеної в'язкості і холодостійкості для будівельних конструкцій відповідального призначення. Досліджено вплив різних режимів зміцнення на основні властивості і обрані оптимізовані параметри обробки сталей з 0,06-0,07%С підвищеної в'язкості і холодостійкості. Показано, що одним з основних економічних ресурсозберігаючих засобів одержання сталей підвищеної міцності для будівництва, в т.ч. у вигляді штрипса, зараз на Україні і за рубежем є КП. В залежності від вмісту вуглецю (від 0,06-0,07 до 0,13%) і кількості мікролегуючих добавок на сталях цього класу після КП можуть бути забезпечені різні рівні міцності. Так, на сталях з 0,10-0,12%С КП за оптимізованими режимами забезпечує одержання таких рівнів міцності (в залежності від мікролегування): класу С450 досягаються в результаті мікролегування ванадієм в кількості 0,05-0,08%; С490-С550 - ванадієм (0,05-0,08%) та ніобієм (0,03-0,05%); С550-С590 - ванадієм (0,05-0,08%), ніобієм (0,03-0,05%) і титаном (0,01-0,02%); понад С590 - те ж, з додатковими мікродобавками молібдену (0,1-0,3%), міді (0,1-0,3%) і нікелю (0,1-0,3%). В дужках наведені оптимальні, з точки зору ефективності зміцнення і вартості сталі, мікродобавки легуючих елементів. Проте, основними недоліками такої системи легування і обробки є одержання високого С_екв, що погіршує зварюваність i обумовлює необхідність використання на етапі чистової прокатки сумарної деформації понад 70% при температурах деформації 740-680°С. В результаті мікролегування вказаними вище елементами пропорціонально їх кількості зростає вартість сталі, і що особливо неприпустимо, пропорціонально збільшенню міцності знижуються пластичність і в'язкість, особливо КСV у області від'ємних температур. Знижується кількість в'язкої складової у зломі зразків після динамічних випробувань. Зниження вмісту вуглецю в сталях КП до 0,05-0,08% призводить до зниження характеристик міцності на 15-20% і відповідного збільшення пластичності і в'язкості.

Для досягнення одночасного поєднання високих рівнів міцності, пластичності, в'язкості і холодостійкості без використання значної кількості легуючих добавок з метою уникнути погіршення зварюваності і значного подорожчання сталі доцільно використовувати чисті за домішками сталі з 0,05-0,08%С і сучасні перспективні технології їх виробництва. До таких перспективних процесів виробництва можна віднести термомеханічну контрольовану обробку (ТМКО), яка поєднує оптимальну систему мікролегування сталі із значною сумарною деформацією (на 70-80%) з закінченням її в області відсутності рекристалізації. В роботі проведена ТМКО малоперлітної сталі з вмістом вуглецю 0,06%, марганцю - 1,46%, сірки - 0,005%, мікролегованої ванадієм (0,06%) і ніобієм (0,03%) з обмеженням вмісту титану менше 0,02% і С_екв=0,35-0,36. В результаті такої обробки із сумарною деформацією понад 60-70% в області відсутності рекристалізації аустеніту з використанням ПО із швидкостями 10-15⁰/с, в т. ч. і перерваного (до середньомасових температур 480-600⁰С), одержана дрібнодисперсна змішана феритно-бейнітно-перлітна структура, що складається з 70-80% дрібнозернистого полігонального фериту і 20-30% іншої фази. Обрахунок параметрів структури досліджуваної сталі після ТМКО показав, що середній умовний розмір зерен фериту змінюється від 5,5 до 7,0 мкм після охолодження на повітрі і становить 2,9-3,6 мкм після ПО. Середній розмір перлітних і бейнітних колоній становить близько 2-3,5 мкм. Вимірювання мікротвердості структурних складових показали, що в наслідок дії дисперсійного, дислокаційного, твердорозчинного і субструктурного механізмів зростає мікротвердість фериту від 1650-1750 Н/мм² (в г/к стані) до 2100-2200 Н/мм² після ТМКО з охолодження на повітрі, до 2400-2450 Н/мм² після ТМКО з перерваним ПО і до 2550-2700 Н/мм² після ТМКО з ПО із швидкістю 10-15 °/с. В результаті ТМКО з сумарною деформацією на 60-70% в області відсутності рекристалізації аустеніту границя текучості сталі змінюється від 440-480 Н/мм² (охолодження на повітрі) до 560-590 Н/мм² (перерване при температурах 480-600⁰С ПО) і до 640-680 Н/мм² (ПО після ТМКО) при зміні ₅ від 34,6% до 26% і до 22%, відповідно. Проте, в результаті такої обробки значно зростає в'язкість сталі, особливо при випробуваннях зразків в області від'ємних температур (КСV при -40 і -70°С), яка змінюється від 1,96 і 1,45 МДж/м² до 2,1 і 1,8 МДж/м² і до 2,0 і 1,76 МДж/м² відповідно, а температура Т₅₀ знижується від -60…-70⁰С після ТМКО з охолодженням на повітрі до -80...-90°С після ТМКО з прискореним охолодженням.

Показано, що ТМКО є перспективним ресурсозберігаючим економічним і екологічним засобом виробництва зварюваного надійного прокату підвищеної міцності для металевих конструкцій відповідального призначення. Високі рівні в'язкості і міцності, які поєднуються з підвищеною холодостійкістю і низьким С_екв, досягаються оптимізацією мікролегування, температурно-деформаційних параметрів обробки і режимів ПО внаслідок формування дрібнозернистого фериту з субструктурою в кількості 70-75% і дисперсних колоній другої фази (перліту і бейніту) в кількості 25-30%. В цьому випадку вплив мікролегування реалізується як через його дію на знеміцнюючи процеси в аустеніті, а отже і на величину зерна аустеніту і фериту, так і через зміцнення за рахунок виділення дисперсних частинок. Міграція границь і субграниць в полі когерентних частинок веде до послаблення або усунення когерентності, що призводить до збільшення міжфазної поверхневої енергії. Найбільш повне використання карбонітридного зміцнення при КП можливе в сталях із 0,05-0,06%С. В роботі виконані дослідження на такій сталі, яка до того ж має підвищену зварюваність. Досліджено вплив ванадію і ніобію (0,03-0,04%) на властивості листів товщиною 12 мм сталей (із вмістом 0,06 і 0,11% С) після прокатки за різними режимами з перерваним ПО (40-45⁰/с) до температур 480-600⁰С. Як було показано вище, ніобій ефективний для поліпшення комплексу властивостей сталей у всьому дослідженому інтервалі температур завершення деформації (як в нижній частині -області - вище і нижче температури рекристалізації, так і в +-області). Він підвищує міцність, ударну в'язкість і знижує критичну температуру в'язко-крихкого переходу Т₅₀ при сумарній деформації в процесі ТМО більше 60-70%. Найбільший ефект зміцнення (70-80 МПа) спостерігається в температурній області виділення карбонітридної фази ніобію і ванадію. Зниження Т₅₀ під впливом добавки ніобію при незмінних технологічних параметрах прокатки і охолодження максимально становить 35-50⁰С, що повністю обумовлено здрібненням зерна аустеніту і як наслідок зерна фериту (на 2,5-5 мкм) і формуванням субструктури. Підвищення ударної в`язкості максимально виражене при t_кп = 925-875⁰С (KCV-₄₀ зростає на 0,7-0,9 МДж/м²), що обумовлене не тільки здрібненням зерна, а й підтверджується зміною характеру руйнування: від крихко-в'язкого до повністю в'язкого.

В широкому інтервалі вмісту марганцю 0,8-1,7% невелика добавка ніобію (0,02-0,04%) в сталь з різним вмістом від 0,05% до 0,14-0,20% С, прокатану за технологічною схемою КП, РП чи ТМО з прискореним охолодженням і температурою закінчення деформації при 920-800⁰С, підвищує границю текучості на 60 МПа, при цьому _в зростає менше - на 25-35МПа. Зміцнення супроводжується незначним зниженням ₅ і слабо впливає на ударну в'язкость. Проте, мікролегування ніобієм призводить до істотного підвищення опору крихкому руйнуванню: Т₅₀ знижується на 25-30⁰С.

В шостому розділі наведені результати досліджень і матеріали по розробці ТУ на виробництво МК «Азовсталь» сталей різних класів міцності для будівельних конструкцій і резервуарів на основі впровадження ресурсозберігаючих технологічних режимів виробництва товстолистового прокату. Експерименти по ТМО, КП і РП показали, що найбільш ефективне, з позицій формування дрібнозернистого аустеніту, роздільне або спільне легування ніобієм в кількості 0,03-0,04%, ванадієм - 0,05-0,08%, а якщо необхідно, титаном в кількості Ті_еф-0,02-0,03% (бажано у співвідношенні компонентів V+Nb+Ti<0,17%). В роботі підтверджений механізм впливу мікролегування ніобієм і ванадієм на здрібнення аустеніту і кінцевої структури в процесі ТМО і ТМКО з підвищенням міцності марганцевих і кремніймарганцевих сталей до класів С450 і С550 з підвищенням їх низькотемпературної і в`язкості руйнування без погіршення зварюваності. Виконані дослідження по розробці кремніймарганцевих і мікролегованих сталей і визначенню впливу режимів ТЗПН, ТМО і КП з ПО дозволяють зробити висновок, що досліджені сталі 06Г2ФБ, 09Г2ФБ, 10Г2БТ та ін. За рівнями основних властивостей можуть бути рекомендовані для виготовлення різних типів будівельних конструкцій і резервуарів. Це підтверджується комплексом механічних властивостей, наприклад, сталі 09Г2ФБ, що має в термічно зміцненому стані або після КП <sub>т</sub>=440-600 Н/мм<sup>2</sup> при <sub>5</sub> від 20 до 36%, ударній в`язкості КСU_-40 від 0,8 до 3,0 МДж/м², Т₅₀ нижче -50…-60⁰С в залежності від виду обробки і потрібних рівнів міцності. Кремніймарганцева сталь, оптимізованого по марганцю і кремнію складу, має більш низький С_екв=0,33-0,36 і більш високий рівень властивостей в порівнянні із сталями-аналогами (09Г2С, 10Г2С1 та ін.) і наближається за рівнем властивостей до сталі 15ХСНД, хоча і дешевша за неї при виробництві. Проте, вказані вище марки сталей (з рівнями _т від 330 до 700 Н/мм²⁾ не знаходять широкого застосування при виробництві металоконструкцій у зв`язку з тим, що зараз в Україні не існує НТД на виробництво прокату з цих сталей і їх застосування у проектну документацію на виробництво будівельних конструкцій.

Обрані оптимізовані співвідношення Si:Mn-1,0:1,0-1,28 і оптимальні концентрації ніобію і ванадію є однією з необхідних умов одночасного підвищення міцності, в`язкості, холодостійкості і створення дешевих зварюваних будівельних сталей (див. патент України № 23739А). Вони використані при розробці технічних умов ТУ 14-1-135-97, ТУ 14-1-136-97, ТУ 14-1-133-97, ТУ 14-1-134-97 на виробництво прокату з мікролегованих і кремнемарганцевих сталей оптимізованого складу для будівництва та резервуаробудування за ресурсозберігаючими технологіями ТМО. У зв`язку з цим, розроблений технологічний процес і освоєне в умовах МК «Азовсталь» виробництво товстолистового прокату згідно до вимог, що відповідають технічним умовам виробництва листів з кремнемарганцевих (Б-С1-Ас і Б-С2-Ас) та мікролегованих (Б-Б1-Ас і Б-Б2-Ас) сталей після різних режимів ТМО для будівельних конструкцій і резервуарів. Розроблено також технічні рекомендації на застосування цих сталей. Хімічний склад і властивості прокату із сталей Б-С1-Ас, і Б-С2-Ас, Б-Б1-Ас і Б-Б2-Ас після різних режимів РП, КП і ТМО підвищеної і високої міцності, відповідно до вимог ТУ 14-1-135-97, ТУ 14-1-136-97, ТУ 14-1-133-97, ТУ 14-1-134-97, наведено в табл.16.

У сьомому розділі досліджені технологічні особливості і ефективність застосування термічно зміцненого прокату в будівельних конструкціях; мікроструктура і властивості зварних з`єднань листів з термічно зміцнених сталей після зварювання в умовах заводів металоконструкцій (ЗМК); вимоги до зварних з`єднань і пришовної зони елементів конструкцій, а також особливості зварювання мікролегованих сталей КП в умовах ЗМК. Серед комплексу проблем створення високоміцних і одночасно холодостійких сталей для будівельних конструкцій особливе місце належить поліпшенню її зварюваності. Якість зварних з`єднань листового прокату, в т.ч. і з мікролегованих сталей, в значній мірі визначається властивостями зони термічного впливу (ЗТВ) і металу шва, значення рівнів міцності, ударної в`язкості (особливо низькотемпературної) яких можуть бути недостатні.

У зв`язку з цим, був інтерес дослідити структуру і властивості зварних з`єднань і ЗТВ мікролегованих сталей типу 09Г2ФБ і 06Г2ФБ після різних режимів КП і ТМО, зварених у виробничих умовах ДЗМК ім.Бабушкіна, а також Запорізького і Бєлгородського ЗМК. Проте, відсутність на ЗМК матеріалів і флюсів, що застосовуються для зварювання труб, дозволила випробувати для зварювання цих сталей після КП і ТМО наявні і широко застосовувані для зварювання низьколегованих сталей зварювальні матеріали (Св08Г2С, 10НМА та ін.) за різними режимами зварювання. На ЗМК проведені дослідження зварних з`єднань (із застосуванням різних зварювальних матеріалів) листів з низько- і мікролегованих сталей різних рівнів міцності і після різних обробок. Досліджували хімічний склад основного металу і зварного з`єднання, а також мікроструктуру і властивості ЗТВ і шва сталі 09Г2ФБ після різних режимів обробки і зварювання на ДЗМК Бабушкіна, результати яких представлені в табл.17-20.

Впровадження термічно зміцнених і мікролегованих сталей після КП і ТМО у виробництво металевих конструкцій вимагає ретельного дослідження параметрів структури і, відповідно, комплексу властивостей в процесі виготовлення і монтажу конструкцій, а також дослідження можливостей більш раціонального і економічного застосування в них сталей різних рівнів міцності.

Відомо, що перехід до використання термічно зміцненої сталі з границею текучості до 540 Н/мм² (включно) не викликає істотної зміни технологічних процесів на ЗМК, причому обробка може виконуватись на наявному обладнанні без суттєвого збільшення трудомісткості. Подальше підвищення границі текучості до 600-900 Н/мм² вимагає певних змін в існуючій технології і збільшення трудомісткості технологічних операцій ( в 1,6 рази). Економічна ефективність застосування досліджуваних сталей після КП і ТМО, в тому числі і мікролегованих, в будівельних конструкціях складається з двох важливих складових - зниження їх маси, а також вартості конструкцій при забезпеченні необхідної надійності. В частині технологічності і зниження маси термічно зміцнені сталі після КП і ТМО є сприятливим матеріалом для ефективного використання в конструкціях рiзного призначення. Проте, одне тільки зниження маси конструкцій у більшості випадків не є достатнім для застосування більш міцної сталі. Друга неодмінна умова - одержання економічного ефекту при підвищенні надійності конструкцій. Вартість мікролегованих сталей після КП і ТМО вище вартості звичайних низьковуглецевої і низьколегованих, тому заміна буде рентабельною в тому випадку - коли подорожчання металу перекриється економією в результаті зниження маси конструкції і збільшенням її надійності (табл.21). Здешевлення обумовлене не тільки тим, що із зменшенням маси знижується вартість витраченого матеріалу, а і тим, що - майже пропорційно зменшуються і витрати на виготовлення, транспортування, а також монтаж конструкцій. Слід відзначити пропорціональну зниженню металомісткості можливість зниження кількості зварювальних матеріалів при виготовленні і монтажу. Виконані дослідження показали, що хімічний склад і технологію виробництва, що визначають мікроструктуру і властивості прокату, перспективних сталей для будівельних конструкцій необхідно розробляти з урахуванням їх реакції на термічний цикл зварювання. Найбільш високу міцність і холодостійкість ЗТВ і зварних з`єднань забезпечують сталі, що містять менше 0,12% вуглецю і мікролеговані ніобієм (0,03-0,04%), ванадієм (0,06-0,08%), а якщо необхідно, титаном (Ті<sub>еф</sub>=0,02-0,03%), молібденом (0,2-0,5%) і бором (0,003%). Технологія виробництва вказаних вище сталей освоєна і виробничі потужності МК «Азовсталь» та інших МК цілком можуть забезпечити будівельну галузь України якісним прокатом в необхідних обсягах. Згідно з розробленими новими НТД вказані вище сталі після обробки за оптимізованими режимами (за рівнем властивостей, зварюваністю і вартістю) повністю задовольняють вимогам замовників і БНіП 11-23-81* на постачання конструкцій для будівництва і резервуаробудування. Фактичний рівень міцності, в`язкості і холодостійкості значно перевищує вимоги до сталей аналогічних класів міцності існуючих НТД для будівельних конструкцій різного призначення і резервуарів.

Основні результати і висновки