Розвиток наукових і методологічних основ прогнозування і оптимізації складів і технологій термічного зміцнення комплексно-легованих сталей

Однією з основних цілей легування сталей є регулювання стійкості переохолодженого аустеніту до дифузійного розпаду. Показано, що лімітуючою ланкою процесів, що протікають протягом інкубаційного періоду ф5%, є дифузійний перерозподіл вуглецю і легуючих елементів з утворенням відповідних збіднених і збагачених зон. Вплив легування на процеси передперетворення досліджували з використанням розробленої розрахункової методики. При аналізі кінетики розпаду нелегованого аустеніту розглядали утворення зародка б-фази в межах сферичного сегменту завтовшки д, за рахунок зниження концентрації вуглецю в ньому до значення Сг/б, при якому є можливим г>б перетворення.

Виходячи з рівняння Ейнштейна, середня швидкість переміщення атомів вуглецю на етапі формування зародка критичного розміру складе:, де ?С - різниця хімічних потенціалів вуглецю в початковому аустеніті і на межі розділу /. Звідси, час фо, завершення формування вказаних зародків: де Со - вихідна концентрація вуглецю у сплаві, И - крайовий кут між поверхнями зародка, уг/б - питома поверхнева енергія межі розділу г/б; зг/б і зб - чинники форми;. Використовуючи відповідні літературні дані, було виконано аналітичне дослідження впливу: Mn, Ni, Co, Мо, Si, Cr, V, N, B на характер залежності фo(Т). Встановлено, що всі елементи, що підвищують температуру А3GSл, в тому ж напрямі зрушують і ділянку “С-подібної” кривої, відповідну “носу” діаграми, і навпаки. Зсув уздовж часової осі в області “носа” для всіх елементів відповідає відомим експериментальним даним. Введення бору в кількості 5·10-4 % і 4·10-3 %, окрім істотного підвищення фomin, приводить до зрушення “С-діаграми” в область нижчих температур (рис. 6). Отримані результати свідчать про різке зниження інтенсивності дифузії вуглецю в аустеніті при T > 540 °C при введенні до 4·10-3 %В, що узгоджується з відомими даними і результатами даної роботи.

Формування гарантованого комплексу експлуатаційних властивостей сучасних конструкційних сталей неможливе без контролю і управління станом як домішкових, так і мікролегуючих елементів проникнення. У роботі виконана порівняльна кількісна оцінка параметрів взаємодії атомів проникнення з окремими дислокаціями і субмежами в - і -Fe твердих розчинах. Величину енергії зв'язку проникнення атомів з дислокацією Wд визначали на основі розробленої методики, яка, на відміну від моделі “атом в порожнині”, враховує зміну об'єму октаедра з атомів матриці, при проникненні туди розчиненого атома. Встановлено при цьому, що в системі Fe-B при низьких температурах переважаючим є утворення розчинів проникнення, внаслідок нижчих енергій спотворення граток - і -фаз у порівнянні з розчинами заміщення. Показано, що розрахункові значення Wд в положенні максимального зв'язку Wдmax убувають в послідовності: B, C, O, N, H в межах 0,83…0,60 эВ для Fe. У зв'язку з відсутністю кількісних даних про кінетику утворення сегрегацій вказаних елементів в - і Fe, в роботі виконаний порівняльний аналіз взаємодії В, С і N з елементами субструктури. Виходячи з відомого виразу, що визначає частку розчинених атомів, які виділилися на дислокаціях, час напівнасичення 0,5 атмосфер Котрелла складе:, де Fe - щільність Fe, M - масове число, D - коефіцієнт дифузії і С(ваг.%) - концентрація розчиненого елемента, NА - число Авогадро. Результати розрахунків 0,5 (рис. 7) показують, що в аустеніті з 0,2 %С, 0,002 %В и 0,01 %N, швидкість утворення сегрегацій з атомів В при Т < 700 К вища, а при Т > 700 К нижча, ніж атомів С. Проте, згідно з розрахунковими і експериментальними даними, атмосфери з атомів С дисоціюють при ТТmaxC? 700 К (?430 °С), тоді як для сегрегацій В: ТмахВ? 900 К(?630 °С). Таким чином, переважне утворення атмосфер Котрелла з атомів В в інтервалі температур (?630 °С) > Т > (?430 °С), перешкоджає формуванню сегрегацій атомів С на субмежах і, відповідно, - зневуглецьованих зон поблизу субмеж, що ускладнює зародження -фази (див. розділ 3).

З метою з'ясування природи водневого окрихкування і утворення флокенів в сталях, на основі розробленої методики “по октаедрах”, розраховано значення парціального молярного об'єму водню в Fe: = 1,75 см3Ме/мольН2, яке добре узгоджується з експериментальними даними. Враховуючи, що >0, при повному виділенні С0 розчиненого водню з окремого зерна -фази діаметром d, його “усадка” складе:, що відповідає ширині “щілини” на поверхні зерна:, де 0 < < 1. При d = 2·10-2 см, С0= 6 см3/100г і = 0,9 одержуємо: r =6,6·10-7см, що відповідає 28b. Допускаючи, що розрив зв'язків між зернами наступає при r =2b, визначена величина “небезпечної” концентрації водню, при якій відбувається незворотне зниження пластичності сталі:. Розрахункові значення СНкр (при d 210-3 см, СНкр 4,5 см3/100г) узгоджуються з літературними даними, а також підтверджуються отриманими в роботі експериментальними результатами (див. розділ 6). Очевидно, що внаслідок заповнення утворюваних зернограничних нещільностей воднем і підвищення його тиску до встановлення рівноваги, можливим є подальше утворення флокенів.

Враховуючи важливу роль частинок зміцнюючих виділень у формуванні властивостей ВЗС, виконаний аналіз температурно-концентраційних умов утворення основних типів карбідів і нітридів (), на основі виразу:, де і - активності компонентів в твердому розчині; - зміна стандартної вільної енергії реакції. Зважаючи на розбавлений характер первинних твердих розчинів на основі Fe, а також ?1, з використанням апроксимуючого рівняння:, було одержано:, де - температура рівноваги реакції утворення хімічної сполуки, і - концентрації вуглецю (азоту) і мікролегуючого елемента. Розраховані діапазони для карбідних і нітридних фаз в умовах коливань реальних хімічних складів досліджених мікролегованих сталей, що дозволяє визначати послідовність формування зміцнюючих виділень на основі різних елементів, при їх одночасній присутності в сталі, а також регулювати процеси карбідо- (нітридо) утворення шляхом зміни умов нагрівання і охолоджування сталей. Встановлено, що температурна область утворення BN розташована вище за область виділення V2N і Nb2N, але нижче за інтервали для TiN і AlN, що узгоджується з відомими даними про позитивний вплив Al і Ti на прогартовування промислових борвмісних сталей, а також - про відсутність такого впливу з боку V, Nb і Мо. З використанням розрахованих контурних діаграм ТрМеЭ=Т(,), показана повна нестабільність В4С в мікролегованих сталях (ТрМеЭ < - 40 °C), що узгоджується з розглянутими вище результатами про конкуруючий характер взаємодії атомів С і В з дефектами кристалічної будови. Встановлено, що при вмісті 0,0005-0,005 %B у сталях відкритої виплавки можливе утворення виділень BN при Т < 800 °С.

Розглянуті вище закономірності впливу хімічних елементів на структурний стан сплавів на основі Fe, встановлені методами теоретичного аналізу, були перевірені і доповнені з використанням розробленої комп'ютерної технології при дослідженні промислових сталей. У зв'язку з нестабільною якістю листового прокату (див. рис. 1), відсутністю кількісних даних про характер взаємодії хімічних елементів і їхній роздільний вплив на властивості, відповідні дослідження проводилися на комплексно-легованій борвмісній сталі типу 20ХГМФТР. Початковими даними були результати контролю якості 4300 листів завтовшки 13 - 26 мм в термічно покращеному стані, за стандартом ASTM A514. Побудовані дендрограми, які характеризують залежності показників властивостей від вмісту хімічних елементів, які значно впливають (рис. 8) на якість, а також розроблені відповідні регресійні моделі:; (при [S]0,0095 % і [P]0,012 %) де V=103[V]; P=103[P]; Ti=103[Ti]; N=103[N]; B=104[B]; Si=102[Si]; S=104[S]; Al=103[Al]; [Al]; [Si] і т.д.-концентрації відповідних елементів, ваг.%. Методами комп'ютерних експериментів розраховували криві частотних розподілів кожної характеристики властивостей з метою перевірки адекватності моделей, а також діаграми розсіювання для моделювання роздільного і сумісного впливу хімічних елементів. Порівняння результатів комп'ютерних досліджень з відповідними експериментальним даними (див. рис. 1, 9, 10) показує їх достатньо точну відповідність. При вивченні роздільного впливу хімічних елементів на 02 (рис. 11) встановлено, що кожний з розглянутих елементів може спричиняти як зміцнюючий, так і знеміцнюючий вплив на сталь. Зокрема, бор підвищує 02 в умовах: TiNP < 2000 і будь-якої концентрації V (криві 1, 3), а також при TiNP > 2000 і [V]<0,045 % (крива 2). Знеміцнювання сталі при введенні В спостерігається при TiNP > 2000 і [V] > 0,045 % (криві 4, 5, 6). Показано також, що Ti, N і P роблять, в основному, знеміцнюючий вплив на сталь (криві 1, 3-6). Багатоцільова оптимізація (див. розділ 2) хімічного складу сталі типу 20ХГМФТР проводилася з метою отримання 02 і , що перевищують вимоги стандарту з вірогідністю 95 %. Як векторну цільову функцію використовували показник F=Q. “Суміщена” діаграма рис. 12 дозволяє визначити концентрації легуючих елементів, що відповідають найбільш високому рівню F. Як видно F>10 досягається при /B/ /C/ /V/ /N//Ti/ 0,71,1 і /P/ /S/ < 0,5. Фактичні значення оптимальних концентрацій складають: [C] 0,17-0,23 %; [B] 0,004-0,006 %; [V]0,065 -0,088 %; [N] 0,014-0,020 %; [Ti]0,024-0,033 %; [S]0,007 %; [P] 0,01 %. При цьому одержано: Q02>3, Q>3, що відповідає: 02 800-930 МПа; 65-90 %, що узгоджується з рівнем якості прокату сталі 20ХГМФТР валового виробництва. Отримані результати показують, що сталь 20ХГМФТР оптимального хімскладу, при використанні загальноприйнятої технології термічного зміцнення, має значно більший запас пластичності у порівнянні із запасом міцності. Звідси з'являється можливість подальшого підвищення міцнісних властивостей прокату борвмісних сталей шляхом удосконалення технології термічної обробки.

Розділ 5. Розробка нових способів формування стабільно високого комплексу експлуатаційних властивостей складно-легованих конструкційних сталей

Відповідно до уточненої концепції розробки конструкційних сталей (розділ 2), спосіб науково обґрунтованого формування стабільно високого комплексу властивостей сталі для конкретного застосування повинен включати: (i) типові технології виробництва і/або зміцнення, що забезпечують отримання необхідних типів мікроструктур і запобігання основним видам окрихкування; (ii) набір багатофакторних аналітичних або регресійних моделей для кількісного прогнозування впливу параметрів використовуваних технологій на середні значення і ступінь статистичного розкиду контрольних показників властивостей; (iii) методику багатоцільової оптимізації технологічних параметрів на основі критеріїв якості, які відображають ступінь перевищення вимог стандартів до показників властивостей з урахуванням їх статистичного розкиду. Отримані в дисертації результати були використані для розробки нових, задовольняючих вказаним вимогам, способів формування комплексу експлуатаційних властивостей, в першу чергу, товстолистового прокату ВЗС.

Аналіз показав, що ВЗС, які випускаються в даний час і є по суті мікролегованими, можна умовно розділити на: низьколеговані (НЛВЗС) і середньолеговані (СЛВЗС). НЛВЗС виробляються, головним чином, у вигляді листового прокату масового застосування з h 50 мм за різними стандартами: ГОСТ19281 DIN17100, ASTM A514, EN10027-1 1C-10 та ін. Після проведення ПФО і різних видів зміцнюючих обробок, властивості НЛВЗС складають: 02 400-900 МПа, д5 18 %, KCV-20 34 Дж/см2, Тхр 0 °С. Проте, досвід виробництва продукції з НЛВЗС показав існування низки невирішених проблем: водневе окрихкування і утворення флокенів; неоднозначний характер впливу багатьох хімічних елементів (B, N, Al, Si та ін.) на комплекс властивостей; значний об'єм повторної термообробки прокату, обумовлений нестабільними рівнями показників якості в умовах суворого дотримання діючих технологій виробництва. Характерними особливостями СЛВЗС є: високий номінальний комплекс експлуатаційних властивостей: у02 900 МПа; ув 1000 МПа; д 12 %; KCV-40 0,4 МДж/м2; Тхр -20 °С; - обов'язкове легування Ni (1 - 4 %); Cu (1-2 %); Мо (0.2-0.6 %); V(0.05-0.2 %). Найширше застосовується в даний час листовий прокат h = 20-100 мм із сталей: 10Х(2)Н3(4)МДФ(Ш); 14ХГН2МДАФБ(Ш); 16ХГНМДАФЮБТ та ін.

Враховуючи важливу роль ПФО у формуванні високого рівня якості товстолистового прокату ВЗС і підвищенні ефективності його виробництва, а також емпіричний характер існуючих технологій, в роботі виконаний теоретичний аналіз впливу умов післядеформаційного охолоджування і ізотермічної витримки при субкритичних температурах на ступінь видалення водню з металу. Дослідження виконувалися на основі аналітичного рішення рівняння Фіка з використанням розробленої моделі водневого окрихкування. Визначені найбільш прийнятні значення параметрів дифузії водню у фериті: D0н =7,5?10-4 см2/с і Qн = 10,1 кДж/г-ат. В результаті комп'ютерних розрахунків вперше побудовані діаграми ізотермічного видалення водню з листового прокату (рис. 13), а також залежності вмісту водню в сталі від тривалості охолоджування в штабелях у виробничих умовах (рис. 14). Адекватність розробленої розрахункової методики перевірена шляхом зіставлення отриманих результатів з літературними і власними експериментальними даними (див. розділ 6). На одержаних діаграмах зображені лінії постійних рівнів ступеня видалення водню:, де - середня концентрація водню в металі у момент часу ф; - рівноважна концентрація. Розроблені діаграми дозволяють визначати умови ізотермічної витримки заготовок при відомій h для досягнення заданої величини з, а також одержувати інформацію про розвиток дегідрогенізації в умовах безперервного охолоджування. У загальному випадку, крива охолоджування, що відповідає постійній швидкості, перетинає лінію з = const у двох точках, що обумовлено зміною рівноважної розчинності водню з температурою. Показано, що вибір оптимального режиму видалення водню з прокату повинен включати визначення: (і) температури ізотермічної витримки або початку сповільненого охолоджування, (іі) швидкості охолоджування, (ііі) температури закінчення сповільненого охолоджування. З діаграм, зокрема, витікає, що видалення 95 % водню досягається: за 60 годин з листів h =50 мм; за 100 годин з прокату h = 100 мм, що добре узгоджується з діючими технологічними інструкціями. Безпосередні розрахунки СН у процесі сповільненого охолоджування проводили для штабелів однієї висоти, складених з листів h =55 і 100 мм. Встановлено, що в листах h = 55 і 100 мм, СН знижується до “безпечних” значень після витримки в штабелях протягом 0,5 і 3 -х діб відповідно, що підтверджено експериментальними даними (див. розділ 6).

З метою детального виявлення чинників, здатних викликати окрихкування ВЗС, був виконаний комплексний аналіз структури і властивостей прокату в окрихкованому стані із сталі типу 10Х2Н4МДФШ, як найбільш чутливої до виду крихкості, що вивчається. Встановлені характерні ознаки спостережуваного окрихкування і показано, що тільки аустенітизація при температурах вище 1100 °С повністю усуває вплив окрихкуючих чинників. При цьому значно збільшується розмір аустенітного зерна (від № 8-9 до № 2-3), що було пов'язано з повним розчиненням зернограничних виділень частинок карбідів (нітридів) на основі Мо і V. З урахуванням отриманих результатів, розв'язувалося завдання отримання початкових структур, що містять рівномірно розподілені, дисперсні виділення других фаз, здатні робити вплив на формування мікроструктури в процесі остаточної термічної обробки.

Вплив початкового структурного стану на мікроструктуру, характер руйнування і механічні властивості прокату сталей типу 10Х2Н4МДФШ вивчали в напівпромислових умовах шляхом формування перед остаточним поліпшенням: верхнього бейніту (ВБ), нижнього бейніту (НБ) і мартенситу (М) при безперервному охолоджуванні від 1100 °С, відповідно, в печі, на повітрі, у воді, а також відпуску сорбіту з мартенситним орієнтуванням (СОмо) після попереднього термічного поліпшення. Відповідні вказаним структурам варіанти термообробки позначені нижче як: 1, 2, 3, 4. Встановлено, що формування НБ забезпечує отримання в покращеному стані (варіант 2): найбільш дисперсної і однорідної структури типу СОмо, високих значень у02 і ударної в'язкості, при повністю внутрізеренному характері в'язкого руйнування. ЕМ дослідження тонких фольг (рис. 15) показали, що тільки після термообробки по варіанту 2, на висококутових межах пластин -фази відсутні виділення зміцнюючих фаз. У режимі МД встановлено присутність частинок Мо(V)2С і Cu, при виконанні орієнтаційного співвідношення: {004}Мо(V)2С {112}б, аналогічного співвідношенню Багаряцького, яке спостерігається тільки в умовах, коли карбідні виділення розташовуються в об'ємі пластин б-фериту, а не на їх межах. Проведені промислові дослідження показали повну відсутність флокенів в листах h 85 мм при охолоджуванні після прокатування на повітрі і їхню появу через ~15 годин після завершення охолоджування у воді. Первинні результати проведених експериментів не дозволяють безпосередньо виконати науково обґрунтоване кількісне порівняння розглянутих варіантів термообробки з погляду їхнього впливу на комплекс експлуатаційних властивостей прокату. Багатоцільова оптимізація за розробленою методикою показала (табл. 1), що найбільш високі і статистично стабільні рівні контрольованих властивостей досягаються після варіантів зміцнення 2 і 4. Враховуючи відсутність флокенів у товстолистовому прокаті СЛВЗС тільки за умови формування структури з переважанням НБ після прокатування, був запропонований новий спосіб гарантованого формування бездефектної макроструктури і високого комплексу експлуатаційних властивостей товстолистового прокату СЛВЗС мартенситно-бейнітного класу, який включає в себе (i) охолоджування після завершення прокатування в умовах, що забезпечують формування структури з переважанням нижнього бейніту; (ii) термічне поліпшення по режиму, що дозволяє одержати необхідне поєднання механічних характеристик; (iii) методики кількісної оцінки показників Qq і F. Запропонований спосіб захищений а.с. СРСР № 800365 і був використаний для розробки ряду промислових технологій термічної обробки товстолистового прокату відповідального призначення (див. розділ 6).

Встановлене у роботі збереження стабільної дислокаційної субструктури багатьох СЛВЗС аж до ТА1 і результати теоретичних досліджень перерозподілу легуючих елементів за рахунок їхньої взаємодії з дислокаціями і субмежами (див. розділ 3) стали передумовами для вивчення впливу цих чинників на структуру і властивості СЛВЗС в термічно покращеному стані. В результаті дилатометричних, металографічних і рентгеноструктурних досліджень сталей типу 10Х2Н4МДФШ встановлено, що за оптимальних температурно-часових умов витримки при ТА1, досягається надзвичайно однорідний розподіл наддисперсних ділянок залишкового аустеніту з об'ємною часткою: 6 - 20 %. Дослідження експлуатаційних властивостей СЛВЗС після термічної обробки, що включає ізотермічну витримку при ТА1 (табл. 2), проводилися для прокату сталей типу 10X2H4МДФШ і 14ХГНМДАФБРТ в початковому гарячекатаному стані. Аналіз дендрограм, одержаних з використанням комп'ютерної технології “Data Mining” показав (табл. 2), що визначальний вплив на механічні властивості прокату в покращеному стані справляють: (i) основна витримка при субкритичних температурах ТОВ і умови аустенітизації при гартуванні (для сталей типу 10Х2Н4МДФШ), а також (ii) ізотермічна витримка при ТПВ (для сталей типу 14ХГНМДАФБРТ). Кількісні рекомендації, що стосуються режимів термічного зміцнення різних сталей, були розроблені (розділ 6) за результатами багатоцільової оптимізації технологічних параметрів. Розроблений спосіб термообробки визнаний винаходом позитивним рішенням за заявкою № 47689152702.

На даний час однозначно встановлена визначальна роль термічної обробки у формуванні експлуатаційних властивостей мікролегованих, зокрема, борвмісних сталей, внаслідок її вирішального впливу на стан мікролегуючих елементів. Проте, ефективність такого впливу істотно залежить від характеру легування сталі, що часто приводить до отримання суперечливих експериментальних даних. Крім того, як встановлено в даній роботі (розділ 4), багатоцільова оптимізація хімскладу комплексно-легованих сталей типу 20ХГМФТР, в умовах стандартної термообробки, не дозволяє підвищити їх міцнісні властивості. У зв'язку з цим, із застосуванням розробленої комплексної комп'ютерної технології вивчали сумісну дію умов термічної обробки і концентрацій хімічних елементів на основні експлуатаційні властивості сталей типу 20ХГМФТР. Межі змін вмісту більшості елементів відповідали стандарту ASTM A514. Термічна обробка проводилася в напівпромислових умовах на заготовках листів h=25,4 мм, за декількома варіантами, що включають: (i) аустенітизацію при Та =880-960 °С, 2 хв./мм, з охолоджуванням у воді, на повітрі, а також в регламентованих умовах тривалістю tАуохл 1 і 3 години; (ii) нагрівання і ізотермічну витримку при Твыд = 580-640 °С, 4 хв./мм, з остаточним охолоджуванням на повітрі і у воді протягом tВыдохл > 10 хв. і tВыдохл < 5 хв., відповідно. В результаті ГРАД були побудовані дендрограми, а також розроблені відповідні математичні моделі, що характеризують сумісний вплив хімічного складу і умов термообробки на 02, і KV. Одержані моделі для 02 мають вигляд: - в умовах аустенітизації з охолоджуванням у воді, і - при охолоджуванні на повітрі і в регламентованих умовах. Перевірка адекватності моделей показала хорошу відповідність результатів реальних і комп'ютерних експериментів. Аналіз розрахункових діаграм розсіювання типу наведених на рис. 9-11, підтвердив, що вплив одного з технологічних параметрів в умовах одночасної зміни великої кількості незалежних змінних може не проявлятися у вигляді статистично значущих регресійних залежностей. Комп'ютерні дослідження роздільного впливу технологічних параметрів на 02, з подальшою експериментальною перевіркою показали, що найбільш високий 02 = 1000-1180 МПа сталь має при [В] = (2…6)10-3 % і [V] = (45…60)10-3 % після термообробки, що забезпечує формування дрібнозернистої структури нижнього бейніту і сегрегацій атомів бору на внутрі- і міжфазних межах розділу. Результати комп'ютерного моделювання на основі регресійних моделей для і KV, подальша термічна обробка зразків і їх металографічний аналіз дозволили встановити, що найбільш високі середні значення ш = 60-65 % і KV = 43-47 Дж, також досягаються за умови формування структури з переважанням нижнього бейніту. Вказані висновки, які витікають з розроблених регресійних моделей, повністю узгоджуються з основоположним фактом щодо найбільш високого комплексу механічних властивостей нижнього бейніту. На цій підставі можна зробити висновок, що запропонований в даній роботі підхід до аналізу впливу технологічних параметрів на механічні властивості комплексно-легованих сталей дозволяє розробляти регресійні моделі, які не тільки з високою точністю описують формальні зв'язки характеристик властивостей і технологічних параметрів, а й відображають більш глибокі закономірності впливу структури сталей на їхні властивості. Багатоцільова оптимізація технологічних параметрів була проведена для умов охолодження у воді і на повітрі після аустенітизації з урахуванням технічних вимог: у02st=690 МПа; шst = 50 %; KVst = 30 Дж. За допомогою статистичних залежностей F від приведених значень /Хi/ всіх досліджених незалежних змінних, встановлено, що рівень F = 32 досягається при /tохлАу/?0,63; /tохлотп/?0,40; /В/?0,70; /V/?0,75; /S/?0,85; /N/?0,90; /ТА/ ? /Тотп/ ? 0,95. Встановлено, що у вказаних умовах: 02 ? 1150 МПа;ш?53 % іKV?42 Дж. Проведена в напівпромислових умовах термічна обробка заготовок із сталі оптимального складу за оптимальним режимом показала: Qу02 = 1,5; Qув = 1,5; Qд = 1,3; Q = 1,1; QKV = 1,3; F = 3,9.

В останні десятиліття все більш широкого застосування, як мікролегуючий елемент, набуває азот, важливим достоїнством якого є низька вартість. Разом з тим, поки що немає єдиної думки з питань вибору раціональних систем легування і співвідношення концентрацій хімічних елементів в таких сталях. Суперечливі відомості приводяться, зокрема, відносно Al і Si. У роботі проведений порівняльний аналіз якості листового прокату виробництва МК “Азовсталь” завтовшки 20-35 мм з азотовмісних сталей трьох основних систем легування: (i)14…16Г2АФ; (ii)15…17ГФ, St52-3 по DIN17100; (iii)14…22Г, ASTM A516-70. Методами дисперсійного аналізу встановлена відсутність значущих відмінностей пластичних властивостей і роботи ударного руйнування всіх досліджених сталей, а також існування таких відмінностей по 02 тільки для сталей типу 14Г2АФ і A516-70, що свідчить, зокрема, про неефективний вплив V на міцність сталей типу 15ГФ. Оцінка якості прокату поточного виробництва з використанням розроблених критеріїв: Qу02, Qд, QKV і F, показала F<1 для всіх розглянутих сталей, що свідчить про невідповідність вимогам стандартів більше 5 % об'єму продукції, що випускається, і узгоджується з виробничими даними про об'єми повторної термообробки прокату. У зв'язку з цим, проводилася розробка оптимальних способів гарантованого досягнення заданого комплексу механічних характеристик листового прокату азотовмісних малоперлітних сталей.

Вивчений вплив хімічних елементів на механічні властивості нормалізованого листового прокату завтовшки 22-32 мм із сталей типу 14...16Г2АФ. На основі побудованих дендрограм, одержані наступні регресійні моделі: (при [Al]>0.034 %); Встановлена висока точність прогнозування показників властивостей і основних закономірностей роздільного і сумісного впливу елементів на властивості сталі при R2 = 0,89...0,98. Показано, що в умовах [Al] >0.034 % практично не реалізуються потенційні можливості V, як зміцнюючого елементу, а Si однозначно викликає знеміцнення сталі, що узгоджується з результатами досліджень В.Л. Пілюшенка та ін. Встановлено, що найбільш високі KV-40?77-79 Дж можуть бути досягнуті при [P]0,0145 %, що складно в умовах сучасного виробництва. Альтернативним варіантом є підтримка концентрацій [P]>0.0145 %, [Mn]>1.41 %, [N] 0.015 %. Виходячи з результатів векторної оптимізації, встановлені три варіанти оптимального легування сталей типу 14...16Г2АФ, кожний з яких забезпечує досягнення найбільш високих значень одного з контрольних показників властивостей у поєднанні з гарантованими рівнями решти характеристик. Експериментальним підтвердженням одержаних даних є результати В.Л. Пілюшенко, В.А. Віхлевщука та ін. з розробки сталі типу 15Г2АФ покращеної якості (табл. 3). Знижена концентрація Si в сталі нової марки обумовлена необхідністю забезпечити високу холодостійкість зварних з'єднань. У зв'язку з цим виконувалася багатоцільова оптимізація хімскладу малокрем'янистої сталі типу 15Г2АФ з метою одночасного отримання гарантовано високого комплексу механічних властивостей і якості зварних з'єднань. Розраховані оптимальні концентрації елементів: 0,135-0,140 %С; 1,30-1,34 %Mn; 0,14-0,15 %Si; 0,036-0,038 %Al; 0,140-0,147 %V;0,017 %S; 0,016 %Р з високою точністю відповідають емпірично встановленим вимогам (табл. 3) і забезпечують: Qу02=1,2, Q=1,2, QKV=2,1. Таким чином, отримання гарантованого комплексу експлуатаційних властивостей малоперлітних, таких, що нормалізуються, Mn-V-N сталей, можливе за рахунок багатоцільової оптимізації їх хімскладу відповідно до розробленої методики.

Враховуючи знижений рівень роботи ударного руйнування прокату сталей типу 14...22Г, ASTM А516 -70 поточного виробництва, були проведені аналогічні дослідження з метою формування гарантованого комплексу їх експлуатаційних властивостей. Регресійні моделі, розроблені на основі відповідних дендрограм, забезпечили достатньо точну відповідність розрахункових і експериментальних кривих частотних розподілів механічних характеристик. Комп'ютерне моделювання показало (рис. 16) практично однозначний, на відміну від Mn, вплив Al, N, Si і S на у02: позитивний - для Al і N, але негативний - для Si і S. Встановлено також, що при певних поєднаннях концентрацій елементів можливе різке зниження д5 від 38-40 % до 8-22 %. Вказані поєднання виникають при вмісті в сталі: 0,030-0,038 % Al; 0,25-0,33 % Si; 1,10-1,20 % Mn;0,003 % N и >0,015 %S. Ці дані підтверджуються результатами металографічного аналізу, які показали підвищений вміст частинок MnS, а також укрупнене феритне зерно (№ 6-7) в прокаті з д521 %. Практично повна втрата опору ударному руйнуванню (KV-46 0 Дж) наступає при: [Al]0,06 %; [N]0,002 %; [Si]0,30-0,35 %; [Mn] 0,95 %. Найбільш високого рівня KV-46 150-200 Дж, сталь набуває в присутності: [Al] 0,05-0,06 %, [N] 0,007-0,009 %; [Si]0,15-0,20 %; [S]0,005-0,010 %. Одержані дані свідчать про значний окрихкуючий вплив Si і Al в низьколегованих малоперлітних сталях, навіть в умовах низького вмісту S і N. Наведені результати узгоджуються з даними, одержаними на сталях типу 14Г2АФ як в даній роботі, так і іншими авторами. На основі результатів багатоцільової оптимізації рекомендований оптимальний хімічний склад сталі типу 20Г: 0,18-0,23 %С; 0,85-1,20 %Mn; 0,17-0,26 %Si; 0,007-0,012 %S; 0,007-0,024 %P; 0,039-0,058 %Al; 0,009-0,011 %N, що дозволило у виробничих умовах отримати: у02=378 МПа;В=545 МПа; 5=25 %; KV-46 =142 Дж; Qу02=6; Q=8; QKV=4; F=192. Враховуючи високі значення критеріїв якості Qqi для сталі оптимального складу, було рекомендовано підвищити вимоги діючих стандартів до рівнів всіх характеристик властивостей сталей типу 20Г при дотриманні розроблених рекомендацій.

Аналіз дендрограм, побудованих для прокату валового виробництва завтовшки 10-25 мм із сталі типу 15ГФ, показав, що зміна концентрацій хімічних елементів в межах, встановлених стандартами, не дозволяє одержати гарантований комплекс властивостей, внаслідок вкрай нестабільного опору ударному руйнуванню. Враховуючи досягнуте усунення окрихкування товстих листів і плит із СЛВЗС при використанні нових режимів попередньої термічної обробки, вивчали вплив початкового структурного стану на структуру і властивості прокату сталі типу 15ГФ. З цією метою в напівпромислових умовах проводили термічне зміцнення заготовок листів (h =18 мм), одержаних з низки конверторних плавок сталі St52-3 по DIN17100, яке включало (i) попередню аустенітизацію при 1000 °С з подальшим охолоджуванням: 1) в печі, 2) на повітрі, 3) у маслі і 4) у воді, а також (ii) нормалізацію від 930 °С з підстужуванням у воді протягом 16 секунд. В результаті попередньої термообробки за вказаними варіантами були одержані мікроструктури: 1) феритно-перлітна; 2) феритно-бейнітно-мартенситна; 3) бейнітно-мартенситно-феритна і 4) мартенситна. ЕМ дослідження реплік показали наявність виділень зміцнюючих фаз на межах (варіант 1) і в об'ємі колишніх аустенітних зерен (варіанти 2 і 3), а також повну відсутність вказаних виділень (варіант 4). Встановлено, що найбільш дисперсні і однорідні кінцеві мікроструктури формуються після попередньої термообробки за варіантами 2 і 3. Аналіз дендрограм, одержаних після остаточного зміцнення, показав, що зміна варіанту попередньої обробки прокату в послідовності: 2), 1), 3), 4) призводить до зниження у02 від ~495 МПа до ~429 МПа. Встановлено, що найбільш високі ш ?77 % і KV-60?176 Дж досягаються після зміцнення за варіантом 3, а максимальні значення KV+20? 255 Дж - при використанні варіантів 2 і 3. Показано також, що в досліджуваних умовах, тільки азот робить статистично значущий вплив на характеристики механічних властивостей, викликаючи їх зниження при [N]>0,011 %. Досліджений вплив вказаних варіантів термозміцнення на критичні температури крихкості сталі. Встановлено, що найбільш низьку Ткрх ? -40 °С, при - 20 °С, сталь має після термообробки за варіантом 2, а найбільш високу Ткрх ? 0 °С, при 5 °С и -5 °С - після зміцнення за варіантом 4. На основі одержаних даних визначали значення критерію QTxp, величина якого (див. розділ 2) знаходиться у зворотній залежності від схильності сталі до окрихкування. Багатоцільова оптимізація досліджених варіантів зміцнення проводилася з урахуванням окремих критеріїв якості Qqi і QTxp, виходячи з технічних вимог: 345 МПа; 65 %; 90 Дж; 40 Дж, при Текс = -15 °С. Встановлено, що задовільна якість прокату (Qqi ? 0) досягається після термообробки за варіантами 1, 2 і 3, тоді як гарантований комплекс експлуатаційних властивостей (Qqi ?1) забезпечується тільки після застосування варіанту 3, що включає охолоджування в маслі в процесі попередньої термообробки. Повністю в'язке руйнування сталей типу 15ГФ при Текс -15 °С (QTxp >1), у поєднанні з гарантовано високими і (Q>1 і Q >1), забезпечує також термічне зміцнення за варіантом 2, що включає охолоджування на повітрі в процесі попередньої термообробки.

Розділ 6. Впровадження у виробництво нових технологій термічної обробки металопродукції відповідального призначення

На основі більшості запропонованих в дисертації способів формування гарантованого комплексу експлуатаційних властивостей складно-легованих конструкційних сталей, були розроблені нові промислові оптимізовані технології термообробки великогабаритної металопродукції відповідального призначення. Відповідно до вимог розширеної концепції розробки конструкційних сталей, вказані технології в загальному випадку забезпечують вирішення двох типів завдань: запобігання основним видам окрихкування; формування високих значень всіх здавальних характеристик властивостей. У зв'язку з цим, більшість нових технологій мають комплексний характер, оскільки включають взаємно узгоджені режими попередньої і остаточної термообробки. Важливою перевагою розроблених технологій є також істотне підвищення продуктивності виробництва за рахунок скорочення або повного усунення традиційної ПФО.

До теперішнього часу впроваджені у виробництво: технології попередньої термічної обробки (i) великотоннажних листових зливків ЕШП, (ii) товстих листів і плит з вуглецевих і низьколегованих сталей, а також комплексні технології термічного зміцнення товстолистового прокату (iii) сталей мартенситно-бейнітного класу; (iv) дисперсно-зміцнюваних сталей різних структурних класів; (v) малоперлітних сталей, що нормалізуються, з підвищеним вмістом азоту; (vi) комплексно-легованих борвмісних термічно покращених сталей.

Найбільш істотними недоліками традиційних технологій попередньої термообробки є: низька продуктивність і зниження якості продукції внаслідок коагуляції карбідних фаз, утворення зернограничних сегрегацій легуючих, домішкових елементів та ін. Так, загальна тривалість загальноприйнятої термічної обробки великотоннажних листових зливків ЕШП складає ~120 годин. При цьому, не досягається формування однорідної аустенітної структури більшості дисперсно-зміцнених ВЗС, не забезпечується необхідне зниження концентрації водню в об'ємі зливків з мінімальним розміром перерізу 580 мм. З метою повнішої перекристалізації сталей, підвищення ступеня видалення водню була розроблена (А.с. СРСР № 301987) і впроваджена у виробництво в умовах ЕСПЦ-1 ВАТ "МК "Азовсталь" технологія термообробки зливків ЕШП, яка включає: прискорене нагрівання до температур 820-960 °С, залежно від марки сталі, витримку протягом 10 годин з подальшим сповільненим охолоджуванням. Загальна тривалість термообробки: ~85 годин. З метою інтенсифікації процесу видалення водню з виробів відповідального призначення, особливо крупних перерізів, була розроблена (А.с. СРСР № 301988) і пройшла промислове випробування технологія термообробки зливків ЕШП, яка включає: прискорене нагрівання до температур 830-880 °С з витримкою 3-4 години і подальшим сповільненим охолоджуванням до температур 150 °С. При цьому досягається формування неоднорідної мікроструктури по перерізу зливків, що створює додатковий стимул для прискорення дифузії водню від центру до поверхні виробів. Загальний час термічної обробки: ~80 годин. Контроль якості показав повну відсутність будь-яких дефектів зливків. Встановлено також, що термообробка зливків ЕШП відповідно до технології за а.с. СРСР № 301988, забезпечує статистично значуще підвищення пластичних властивостей листового прокату в порівнянні з валовою термообробкою зливків і технологією за а.с. СРСР № 301987, що свідчить про повніше видалення водню з металу ЕШП. Показано, що застосування технології термообробки за а.с. СРСР № 301987 є найбільш вигідною при виробництві виробів із сталей типу 15ХН2МАФчШ, 14ХГН2МДАФБШ з підвищеною чутливістю до тріщин.

Виходячи з розробленої “усадкової” моделі водневого окрихкування сталей (розділ 5), проведена оптимізація технології сповільненого охолоджування товстолистового прокату в штабелях після завершення прокатування. Промислові експерименти показали, зокрема, що властивості при розтягуванні в Z- напрямі для плит (h =100 мм), зростають протягом перших 4-ох діб витримки, наближаючись до рівнів відповідних характеристик в Y- напрямі. Одержані дані з високою точністю узгоджуються з результатами теоретичних розрахунків, представлених в розділі 5. Ґрунтуючись на одержаних даних, у виробництво впроваджена оптимізована технологія ПФО прокату завтовшки до 100 мм з вуглецевих і низьколегованих сталей, яка забезпечує підвищення продуктивності ПФО на ~50 % для листів завтовшки до 60 мм і на ~25 % для прокату завтовшки 61-100 мм, у порівнянні з раніше застосовуваними режимами сповільненого охолоджування в штабелях.

Виходячи з результатів, одержаних при розробці (розділ 5) способу формування гарантованого комплексу властивостей товстолистового прокату сталей мартенситно-бейнітного класу, в умовах ТЛЦ-3600 ВАТ "МК "Азовсталь" у виробництво була впроваджена комплексна технологія термічного зміцнення, що виключає ПФО за традиційним режимом (А.с. СРСР № 285093). Повномасштабний контроль якості термічно зміцненого прокату показав гарантоване перевищення всіх вимог стандартів. Впроваджена технологія використовується в умовах ВАТ “МК “Азовсталь” при виробництві прокату h 50 мм із сталей 14ХГНМД1АФБРТ, 14ХГН2МДАФБШ, 15ХГН2МАФчШ, 15Г2МФЮТРчА, 22ХГ2СРНМА.

У зв'язку із зниженням ефективності термічного зміцнення згідно а.с. СРСР № 285093 при збільшенні розмірів перерізу виробів і/або зниженні ступеня легування СЛВЗС, в умовах ТЛЦ-3600 ВАТ “МК “Азовсталь” була впроваджена комплексна технологія термообробки, що включає ізотермічну витримку при температурах навколо точки А1 (розділ 5). Відповідно до нової технології після завершення прокатування при температурах 1050-950 °С прокат охолоджують на повітрі роздільно до температур 80...90 °С. Термообробку листів проводять залежно від марки сталі при оптимальних значеннях технологічних параметрів (табл. 2). Оцінка якості одержаного прокату шляхом розрахунку значень розроблених критеріїв Qqi і F, показала його високий і гарантовано стабільний рівень.

На підставі результатів розробки способу формування гарантованого комплексу експлуатаційних властивостей сталей типу 15ГФ (розділ 5), в умовах ТЛЦ-3600 ВАТ “МК “Азовсталь” були впроваджені комплексні технології термічного зміцнення прокату сталей загального призначення типу St52-3(N) за стандартами DIN17100; BS4360-1986 та ін. Відповідно до розроблених технологій, охолоджування прокату до температур початку укладання в штабелі здійснюється за різними режимами залежно від товщини: прокат h 50 мм охолоджують на повітрі, роздільно на шлеперах; прокат h>50 мм - водою до температур в інтервалі 560-540 °С, а потім - роздільно на стелажах. Після завершення сповільненого охолоджування в штабелях, прокат h 50 мм піддають нормалізації від 910-930 °С з підстужуванням водою до 570-530 °С. Листи h >50 мм проходять нормалізацію від тих же температур в камерних печах з висувним подом. Встановлене формування мікроструктури з переважанням нижнього бейніту в гарячекатаному стані, а також отримання в процесі остаточної нормалізації дисперсних структур, що успадковують початковий структурний стан. Аналіз якості прокату після термічного зміцнення за розробленими технологіями показав гарантоване підвищення всіх контрольних показників властивостей у порівнянні з валовою термообробкою.

Стосовно комплексно-легованих борвмісних сталей були встановлені (розділ 5) межі змін концентрацій основних легуючих елементів (B і V), а також параметрів термообробки, що дозволяють одержувати гарантований з вірогідністю 95 % комплекс експлуатаційних властивостей. Проте, було показано, що відхилення концентрацій B і V від оптимальних значень, а також зміни співвідношення концентрацій Фй, Н і P, можуть викликати істотні коливання показників механічних властивостей. У зв'язку з цим, реалізація рекомендацій, розроблених на основі проведених досліджень, вимагає внесення змін в діючі стандарти, зокрема ASTM A514, відносно суворішої регламентації співвідношення концентрацій таких елементів як В, V, Ti, N, P. Враховуючи пов'язані з цим ускладнення, була розроблена і впроваджена в умовах ТЛЦ-3600 ВАТ “МК “Азовсталь” комплексна технологія термічного зміцнення товстолистового прокату комплексно-легованих борвмісних сталей (табл. 4), що забезпечує отримання гарантованого поєднання високих показників властивостей в умовах діючих стандартів (табл. 5). Встановлена повна відсутність дефектів макроструктури листів. Значення критеріїв якості Qqi і F для прокату валового виробництва і після термічного зміцнення за розробленою технологією (табл. 5) свідчать про істотне підвищення якості листів.

Основні висновки

У дисертації представлені наукові, методологічні і технологічні розробки, що забезпечують вирішення актуальної науково-технічної проблеми формування стабільно-високого комплексу експлуатаційних властивостей складно-легованих, термічно зміцнюваних конструкційних сталей, на основі запропонованого системного підходу, що включає: апріорне комп'ютерне прогнозування характеристик фазових перетворень, структури і властивостей сталей на базі розроблених аналітичних і/або регресійних моделей; кількісну оцінку схильності сталей до різних видів окрихкування і розробку адекватних технологічних заходів щодо його усунення; багатоцільову комп'ютерну оптимізацію умов виробництва і зміцнення з урахуванням статистичного розкиду технологічних параметрів; використання комплексних технологій термічного зміцнення, які забезпечують формування спрогнозованих фазово-структурних станів.

1. Запропонована розширена концепція розробки конструкційних сталей, яка, в якості необхідної і достатньої умов отримання стабільно високого комплексу їх експлуатаційних властивостей (стандартних механічних характеристик, критичних температур крихкості та ін.), передбачає: - використання науково обґрунтованих технологій виробництва і зміцнення металопродукції, які забезпечують формування наперед заданих мікроструктур і відповідних їм рівнів контрольних показників властивостей; - здійснення технологічних заходів, направлених на максимально повне зниження схильності сталей до різних видів окрихкування.

2. Розроблена методика кількісної оцінки комплексу експлуатаційних властивостей конструкційних сталей на основі окремих критеріїв якості, що дозволяють спільно характеризувати середні рівні і ступені статистичної стабільності контрольних показників властивостей. Запропоновані розрахункові формули для визначення приватних критеріїв і узагальненого показника комплексу експлуатаційних властивостей.

3. Розроблена комплексна комп'ютерна технологія, що дозволяє науково обґрунтовано: - прогнозувати закони статистичних розподілів контрольних характеристик експлуатаційних властивостей, а також ступінь відбраковування продукції по кожному показнику якості, виходячи з умов виробництва; - здійснювати кількісну порівняльну оцінку якості сталей і ефективності технологій їх термічного зміцнення; - визначати оптимальні значення технологічних параметрів, що забезпечують гарантоване, з вірогідністю не менше 95 %, отримання найбільш сприятливого комплексу їх експлуатаційних властивостей.

4. В результаті термодинамічного аналізу стану переохолодженого аустеніту: показана можливість його розшарування за вуглецем по механізму спінодального розпаду; встановлено домінуючий внесок спотворень кристалічної гратки у вільну енергію його утворення; обґрунтована можливість формування зневуглецьованих зон за рахунок пружної взаємодії атомів вуглецю з дислокаційними субмежами при швидкостях охолоджування < 105 град/с.

5. Запропонований єдиний підхід до аналізу процесів формування метастабільних структур мартенситного і бейнітного типів залежно від температури, концентрацій вуглецю і легуючих елементів: розроблена суміщена діаграма бейнітного і мартенситного перетворень, що визначає температурно-концентраційні умови їх сумісного і роздільного розвитку в ізотермічних умовах і при безперервному охолоджуванні; показано, що стабілізуючий вплив вуглецю і більшості легуючих елементів на переохолоджений аустеніт по відношенню до бездифузійного перетворення, пов'язаний з підвищенням опору гFe зсувної деформації; встановлено, що карбідоутворюючі елементи, на відміну від некарбідоутворюючих, знижуючи активність вуглецю в аустеніті, зменшують рушійну силу гб-перетворення і тим самим стабілізують аустеніт в області температур вищих за 400 °С.

6. В рамках квазіхімічної теорії вперше розраховані термодинамічні характеристики подвійних і потрійних твердих розчинів на основі Fe: енергії і теплоти змішування розчинів; коефіцієнти активності і параметри взаємодії їх компонентів. Встановлено, що Al, Cu і Mn проявляють схильність до утворення кластерів, тоді як Co, Cr, Si, Мо, Nb та ін. мають тенденцію до утворення сегрегацій. Показано, що зі зростаючою інтенсивністю вільна енергія утворення г-фази: підвищується при розчинені Cr, V, Мо, W, Ti, Nb і Si, але зменшується при легуванні Co, Ni, Cu, Al і Mn, що відповідає емпіричній класифікації легуючих елементів. Встановлені концентраційні залежності надмірної вільної енергії г-фази в системах: Fe-Cr-Mn; Fe-Cr-Mo; Fe-Mn-Si; Fe-Ni-Mn. Показана термодинамічна можливість утворення: роздільних сегрегацій Cr і Мо; сумісних сегрегацій Si і Mn; кластерів з атомів Fe, Mn і Cr, що дозволяє пояснити спостережувані особливості поведінки цих елементів у складно-легованих сталях.

7. В рамках кінетичної теорії фазових перетворень розроблена методика і проведене комп'ютерне прогнозування впливу вуглецю і легуючих елементів на кінетику розпаду переохолодженого аустеніту в межах діапазону температур А3…Мн: показаний "С-подібний" характер розрахункових температурних залежностей часу утворення зародків критичного розміру ф0(Т); досягнута кількісна відповідність комп'ютерних і експериментальних "С-подібних" діаграм для сталей, легованих Mn, Ni, Co, Мо, Si, Cr і V. Вперше розраховані такі діаграми для сталей, мікролегованих N, B: встановлено, зокрема, значне збільшення ф0min, а також зсув кривої ф0(Т) в область Т ? 540 °С при введенні 0,004% В. Отримані дані, які підтверджують конкуруючий характер взаємодії атомів В, С і N з субмежами в переохолодженому аустеніті і показано, що найбільш висока швидкість утворення сегрегацій бору в інтервалі температур 430-630 °С, перешкоджає формуванню поблизу субмеж зневуглецьованих зон, внаслідок чого уповільнюється зародження б-фази.

8. Розроблена кількісна модель водневого окрихкування і утворення флокенів в сталях, заснована на уявленнях про "усадку" зерен внаслідок виділення водню на їх межі. Виведене рівняння для визначення "небезпечної" концентрації водню СНкр, перевищення якої приводить до незворотного розриву зв'язків між зернами. Розрахований можливий тиск водню в мікронещільностях і встановлено, що його рівень у невакуумованих сталях при Т< 200 °С перевищує типове значення руйнуючого напруження. Теоретично показано, що температура флокеноутворення підвищується в межах 120-230 °С із зростанням вмісту водню в сталі від 2 до 10 см3/100г.Ме. Розрахунково-аналітичним шляхом побудовані діаграми, що характеризують ступінь видалення водню з металопродукції різного сортаменту в умовах ізотермічної витримки і безперервного охолоджування. Отримані результати підтверджені під час оптимізації промислових технологій ПФО великогабаритної металопродукції.

9. Методами термодинаміки визначені температурно-концентраційні умови формування різних типів карбідних і нітридних фаз у мікролегованих сталях. Одержані графічні залежності, що дозволяють оптимізувати вміст мікролегуючих елементів в сталях, а також умови термообробки металопродукції з метою формування необхідних видів частинок зміцнюючих виділень.

10. Із застосуванням розробленої комп'ютерної технології одержані нові кількісні дані про вплив хімскладу і параметрів термічної обробки на структуру і властивості товстолистового прокату комплексно-легованих борвмісних ВЗС типу 20ХГМФТР. Побудовані дендрограми і на їх основі розроблені регресійні моделі, за допомогою яких: визначені умови змін характеру впливу кожного технологічного параметра на властивості прокату; встановлена неможливість подальшого підвищення досягнутого рівня міцності сталі при використанні валової технології термічної обробки; показана необхідність формування структури нижнього бейніту в поєднанні з оптимальним охолоджуванням після високого відпуску для отримання високих значень всіх механічних характеристик.

11. З використанням запропонованої комплексної комп'ютерної технології розроблені математичні моделі, які адекватно відображають вплив хімічних елементів і умов термообробки на експлуатаційні властивості листового прокату азотовмісних сталей основних систем легування: 16Г2АФ, 16ГФ, 20Г. У відповідності з результатами термодинамічного аналізу виявлено, зокрема, окрихкуючу дію Si і Al, при пониженому вмісті N в малоперлітних сталях. Показано, що багатоцільова оптимізація хімічних складів сталей типу 16Г2АФ і 20Г валового виробництва дозволяє одержати стабільно високий комплекс їхніх механічних властивостей. Розроблена низка варіантів оптимального легування сталей типу 16Г2АФ, які з високою точністю узгоджуються з результатами раніше проведених промислових розробок. Встановлена неможливість формування гарантованого комплексу механічних властивостей сталей типу 15ГФ в умовах нерегламентованого вмісту азоту при використанні традиційної термічної обробки. Показана необхідність отримання початкової мікроструктури з переважанням нижнього бейніту для досягнення стабільно високого комплексу експлуатаційних властивостей сталей типу 15ГФ в нормалізованому стані.