WWW.PDF.KNIGI-X.RU
БЕСПЛАТНАЯ  ИНТЕРНЕТ  БИБЛИОТЕКА - Разные материалы
 

«МОДЕЛИРОВАНИЕ ТЕРМОДИНАМИКИ И КИНЕТИКИ ВЫДЕЛЕНИЯ ИЗБЫТОЧНЫХ ФАЗ И ПРОГНОЗИРОВАНИЕ ИХ ВЛИЯНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ФЕРРИТНО ...»

На правах рукописи

КОЛДАЕВ АНТОН ВИКТОРОВИЧ

МОДЕЛИРОВАНИЕ ТЕРМОДИНАМИКИ И КИНЕТИКИ

ВЫДЕЛЕНИЯ ИЗБЫТОЧНЫХ ФАЗ И ПРОГНОЗИРОВАНИЕ

ИХ ВЛИЯНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА

НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

ФЕРРИТНОГО КЛАССА

01.04.07 – физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва – 2016

Работа выполнена в Центре физической химии, материаловедения, биметаллов и специальных видов коррозии Федерального государственного унитарного предприятия «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П.Бардина»

(ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина»)

Научный руководитель: Зайцев Александр Иванович, доктор физико-математических наук, профессор, директор Центра физической химии, материаловедения, биметаллов и специальных видов коррозии ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина»

Научный консультант: Шапошников Николай Георгиевич, кандидат химических наук, старший научный сотрудник, заведующий сектором ФМК-4 Центре физической химии, материаловедения, биметаллов и специальных видов коррозии ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина»



Официальные оппоненты: Винтайкин Борис Евгеньевич, доктор физико-математических наук, профессор кафедры физики МГТУ им. Н.Э. Баумана Хромов Константин Юрьевич, доктор физико-математических наук, начальник лаборатории теоретической физики НИЦ «Курчатовский институт»

Ведущая организация: Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения Российской академии наук

Защита диссертации состоится 30 ноября 2016 г. в 11:00 часов на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, г. Москва, ул. Радио, д. 23/9, стр. 2.

Отзывы на автореферат в двух экземплярах с указанием даты составления, заверенные печатью организации, просьба направлять на имя ученого секретаря диссертационного совета.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» и на сайте http://chermet.net. Текст автореферата размещен на сайте ВАК России http://vak.ed.gov.ru.

Автореферат разослан «17» октября 2016 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 217.035.01, доктор технических наук, старший научный сотрудник

–  –  –

Актуальность темы. Новые высокопрочные низкоуглеродистые микролегированные стали, благодаря достижению высокого комплекса трудно сочетаемых технологических и  служебных свойств, таких как высокая прочность, пластичность, вязкость, хладостойкость и  коррозионная стойкость при хорошей свариваемости, находят все более широкое применение в  транспорте, строительстве, машиностроении и других отраслях современной промышленности. В таких сталях возможна реализация «однофазной» ферритной матричной структуры, состоящей из феррита с различной степенью дефектности при отсутствии перлита, что, в частности, благоприятно для их использования в качестве основного слоя коррозионностойкого плакированного проката, широко используемого в энергетическом, химическом, нефтехимическом, коксохимическом, нефтеперерабатывающем машиностроении, средствах разведки, добычи и транспортировки углеводородного сырья. Эффективное повышение прочностных характеристик рассматриваемых сталей достигается в  результате совокупного действия различных механизмов упрочнения. Основные из них, измельчение зерна и  дисперсионное упрочнение, контролируются выделениями избыточных фаз разных типов и  дисперсности.

Поэтому понимание основных закономерностей и условий формирования выделений избыточных фаз в низкоуглеродистых микролегированных сталях и их влияния на комплекс служебных свойств является актуальным для разработки нового поколения таких сталей с принципиально улучшенным комплексом свойств.

Для решения указанной проблемы необходимо применение адекватных методов термодинамического и кинетического моделирования, способных прогнозировать возможность существования в стали избыточной фазы того или иного типа и кинетику соответствующего процесса выделения. Большинство разработанных к  настоящему времени моделей оценки кинетики формирования избыточных фаз основываются на классической теории зарождения и роста частицы новой фазы. При этом в них используется ряд упрощений, в том числе: пренебрегают влиянием легирующих элементов на стимул зарождения фазового выделения или возможностью образования нестехиометрического соединения, наконец, не учитывают присутствие деформации. Это не позволяет адекватно прогнозировать особенности выделения избыточных фаз в низкоуглеродистых микролегированных сталях, для которых рассматриваемые процессы имеют значение. Разработка адекватных кинетических моделей позволит установить закономерности выделения избыточных фаз различных типов, эволюции их количества, размера и морфологии в зависимости от химического состава и режима термодеформационной обработки, а также выявить особенности их влияния на структуру рассматриваемых сталей и  получаемые показатели свойств. В  результате, полученные фундаментальные научные знания расширят понимание процессов, происходящих при горячей деформации, и  станут основой для создания высокопрочных низкоуглеродистых микролегированных сталей нового поколения с  принципиально улучшенными характеристиками и технологии их производства.

Цель работы. Создание физико-химических методов прогнозирования и установление закономерностей выделения избыточных фаз, а также научных основ разработки низкоуглеродистых Ti–Mo и  Ti–Nb–V микролегированных сталей ферритного класса с высоким комплексом трудно сочетаемых прочностных (предел текучести более 700 МПа), пластических (относительное удлинения не менее 18–20%), других служебных свойств и технологии их производства.

В ходе работы решались следующие задачи:

• Разработка физико-химической компьютерной модели для адекватного прогнозирования кинетики выделения избыточных фаз в деформированном аустените.

• Выявление физико-химических принципов и  разработка компьютерных программ для прогнозирования термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита.

• Экспериментальные исследования характеристик микроструктуры и комплекса механических свойств низкоуглеродистых Ti–Mo и Ti–Nb–V микролегированных сталей, в зависимости от режима термодеформационной обработки металла.

• Термодинамический расчет и анализ условий существования карбидных, нитридных, карбонитридных и других избыточных фаз в исследуемых сталях.

• Установление, с  использованием разработанной физико-химической и компьютерных моделей, закономерностей связи между характеристиками выделений избыточных фаз, получаемыми при разных режимах обработки, и механическими свойствами металла.

• Определение оптимальных параметров химического состава, термодеформационной обработки, обеспечивающих получение высокого комплекса трудно сочетаемых показателей прочностных (предел текучести более 700 МПа), пластических (относительное удлинения не менее 18–20%) и других служебных свойств низкоуглеродистых микролегированных Ti–Mo и  Ti–Nb–V сталей ферритного класса.

Научная новизна.

В результате выполненных теоретических и экспериментальных исследований в рамках настоящей работы получены следующие новые результаты:

• Впервые разработана физико-химическая компьютерная модель зарождения и роста карбидных, нитридных, карбонитридных и других типов выделений избыточных фаз с учетом влияния деформации и состава стали. Она базируется на ряде представлений в рамках классической теории зарождения и роста зародыша новой фазы и широком использовании методов современной расчетной термодинамики. Свободные параметры установлены и откалиброваны по полученным экспериментальным данным для выделения карбонитрида ниобия.





• Определены условия достижения высокой степени упрочнения, связанного с  формированием в  процессе g-превращения межфазных выделений на основе карбида титана в микролегированных титаном и молибденом сталях.

• Показано, что в  микролегированных титаном, ниобием и  ванадием сталях, подвергнутых ускоренному охлаждению после окончания горячей прокатки в  аустенитной области, доминируют наноразмерные выделения (карбидов) карбонитридов, сформировавшиеся или зародившиеся в  аустените. При этом твердый раствор остается пересыщенным относительно карбонитридных фаз и дополнительное образование наноразмерных выделений в феррите происходит при отжиге.

• Установлено существенное отличие кинетики выделения карбонитрида ниобия из феррита при заданной температуре в зависимости от пути ее достижения. В  том числе, при непосредственном охлаждении стали от температур полного растворения Nb(C,N) до 700 °C и выдержке при этой температуре в течение 30 мин приводит к формированию единичных выделений, в то время, как после предварительного охлаждения до  комнатной температуры, происходит образование на порядки большего числа выделений.

Научная и практическая значимость.

Полученные фундаментальные знания и данные могут быть использованы в учебном процессе при чтении специальных курсов лекций аспирантам, соискателям, студентам – дипломникам по  материаловедению, физическойхимии и термодинамике материалов в ведущих университетах и научных организациях страны, в том числе, МГУ им. М.В. Ломоносова, МГТУ им. Н.Э. Баумана, НИТУ «МИСиС», ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина». Разработанные модельные представления и  установленные закономерности выделения избыточных фаз и их влияния на структуру и свойства могут быть использованы для разработки новых высокопрочных микролегированных сталей и  основ технологий их производства. Разработанные, на базе полученных результатов, промышленные технологии могут быть использованы на предприятиях отечественного металлургического комплекса, в  том числе, ПАО «Северсталь», ОАО «ММК» для производства высокорентабельной инновационной металлопродукции, сопоставимой, а по ряду показателей, существенно превосходящей характеристики существующих лучших мировых аналогов.

Основные положения, выносимые на защиту:

Модель кинетики выделения избыточных фаз, включающая параметры для прогнозирования размера и количества выделений карбидов ниобия и титана в низкоуглеродистых микролегированных сталях.

Закономерности кинетики выделения карбидных фаз в  низкоуглеродистых микролегированных сталях.

Результаты кинетического и  термодинамического моделирования условий выделения избыточных фаз для разработки оптимальных технологических режимов обработки низкоуглеродистых сталей двух систем микролегирования:

Ti–Mo и Ti–Nb–V.

Установленные на основе модели оптимальные параметры химического состава и термодеформационной обработки новых ферритных низкоуглеродистых микролегированных сталей с комплексом высоких трудно сочетаемых показателей прочности (предел текучести более 700 МПа), пластичности (относительное удлинения не менее 18–20%), свариваемости, коррозионной стойкости, совместимости с коррозионностойкими сталями аустенитного класса.

Достоверность и  обоснованность. Достоверность результатов и  адекватность модельных представлений подтверждаются совпадением в  пределах погрешностей рассчитанных значений с экспериментальными и с найденными в литературе.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены: на III Международной научно-технической конференции «Перспективы развития металлургических технологий», Москва, 2011 г. IV Международной конференции «Современные требования и  металлургические аспекты повышения коррозионной стойкости и других служебных свойств углеродистых и низколегированных сталей», Москва, 2015 г. III Международном симпозиуме «Наноматериалы и окружающая среда», Москва, 2016. Работа отмечена серебряной медалью на  конкурсе «Молодые учёные 2015» в  рамках ХXI Международной промышленной выставки «Металл-Экспо 2015».

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 12 печатных работ, из них 8 в журналах Перечня ВАК.

Личный вклад автора. Автором самостоятельно выполнены сбор и систематический анализ литературных данных по теме, разработана модель кинетики выделения избыточных фаз, создано программное обеспечение для ее реализации и для модели прогнозирования термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита. Автор лично проводил лабораторные эксперименты, изложенные в  диссертации, обрабатывал, анализировал и  систематизировал полученные результаты.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитируемой литературы, включающего 178 работ. Диссертация изложена на 150 страницах, содержит 90 рисунков и 22 таблицы.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулирована цель и задачи исследования, научная новизна и практическая значимость работы, приведены основные результаты, выносимые на защиту.

В главе 1 дан обзор литературы, затрагивающей проблемы разработки высокопрочных низкоуглеродистых микролегированных сталей, механизмов их упрочнения, физико-химических принципов легирования и влияния выделений избыточных фаз на прочностные характеристики. Проанализирована существующая информация по исследованию закономерностей выделения избыточных фаз в  рассматриваемых сталях. Установлены области нерешенных проблем, в  частности, вопросы, связанные с  количественной оценкой кинетики их зарождения и роста при термодеформационной обработке на основе моделирования этих процессов. Определены перспективные направления разработки новых материалов.

В главе 2 представлены материалы и методики исследования. Исследования проводили на модельных сталях систем микролегирования: Ti–Mo (глава 4) и Nb–Ti–V (глава 5). Их выплавку осуществляли в вакуумных индукционных печах с разливкой в слитки массой 1 кг. Горячую прокатку проводили на лабораторном стане ДУО 300 после нагрева при 1200–1250 °C. Температура конца прокатки составляла 740–910 °C. Смотку имитировали выдержкой охлажденных с заданной скоростью (9–27 °C/c) раскатов в нагретой до 490–650 °C печи c последующим охлаждением. В ряде экспериментов для проведения термомеханической обработки использовали возможности дилатометров Formastor-F и BAHR типа 805.

Механические характеристики определяли при испытаниях на растяжение на испытательной машине INSTRON-1185. Металлографические исследования проводили на оптическом горизонтальном микроскопе Axiovert 40MAT Carl Zeiss. Для анализа изображений применяли программу ImageExpert Pro 3. Величину зерна феррита определяли методом подсчета пересечений границ зерен отрезками прямых согласно ГОСТ 5639–82. Природу и морфологию фаз изучали на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) LEO EVO 50 XVP (Carl Zeiss) с энергодисперсинным детектором INCA-energy 350 (Oxford Instruments) и электронном микроскопе (ПЭМ) JEM-200CX (JEOL, Япония). Термодинамические расчеты осуществляли с помощью программ, разработанных в ЦНИИчермете.

В главе 3 описана разработанная модель кинетики выделения избыточной фазы AxBy из деформированного твердого раствора, рассматривающая одновременное протекание процессов зарождения, роста и коалесценции. Она основывается на классической теории зарождения и роста частиц при допущении, что местами их зарождения являются дислокации, генерирующиеся пластической деформацией.

Для скорости зарождения принят вариант формулы:

G* t * exp kT exp, J = ( N 0 N )Z (1) где N0 – число мест зарождения, N – число существующих частиц, * – скорость конденсации, Z  – фактор Зельдовича, G * – энергетический барьер зарождения, – инкубационный период, t – текущее время, k – константа Больцмана, T – температура.

Общее число мест зарождения определяется плотностью дислокаций :

N0 = 0,51,5. (2) Для описания изменения радиуса частицы принято приближение Зинера, (3) где r – радиус выделения, D – коэффициент диффузии наименее подвижного компонента, выбор которых сделан на основании анализа опубликованных экспериментальных данных (В.В. Попов), X – его мольная доля в твердом растворе, Xi(r) – равновесная мольная доля на границе между частицей и твердым раствором в соответствии с эффектом Гиббса-Томсона, XP – мольная доля в частице и

– отношение мольного объема матрицы к мольному объему выделения.

Оценка химической движущей силы выделения g выполнена методами современной расчетной термодинамики. Для аппроксимации термодинамических свойств фаз использована модель подрешеток (M. Hillert, B. Sundman), согласно которой феррит, аустенит и ГЦК карбонитрид состоят из подрешеткок атомов замещения (М) и внедрения (I). Ряд мест на последней свободны (va).

Составляющими фазы являются гипотетические соединения MiaIjc и металлы Miavac, где а и с – стехиометрические коэффициенты. Состав фаз определяется через мольные доли компонентов на подрешетках (Syi). Энергия Гиббса фазы рассматривается как сумма вкладов, связанных с состоянием сравнения, идеальной энтропией смешения, с избыточным «химическим» взаимодействием компонентов и магнитным упорядочением Gm = Gm + Gm + Gm + Gm. (4) ref ideal Ex magn

–  –  –

где iz обозначают различные варианты распределения элементов по  подрешеткам, Piz(y) – произведение соответствующих концентраций элементов на подрешетках, а Liz обозначают зависящие от температуры и состава параметры “взаимодействия” различного порядка. Вклад от магнитного упорядочения определяется как, (8) где = T/Tc, а b и Tc – соответствующие данному составу средний магнитный момент и температура Кюри.

Для определения Xi(r) применен упрощающий прием. Сначала для полученной равновесной коноды определяется ее произведение растворимости

–  –  –

На каждом текущем шаге рассчитываются Xi(r).

Плотность дислокаций рассчитывается из соотношения (B.Dutta). (11) где 0,2 – предел текучести, M – фактор Тейлора, – эмпирический параметр,

– модуль сдвига и b – вектор Бюргерса. Эквивалентное напряжение пластического течения = e – (12) определяется как сумма упрочнения с учетом динамического возврата е и вклада динамической рекристаллизации (S.F.Medina, С.Ф.Соколов).

Интегрирование реализовано на основе метода мульти-классов. На каждом текущем шаге зарождается новый класс частиц. Далее для каждого класса рассчитывается изменение размеров частиц. Если для какого-либо класса XXi(r), то частицы в нем растут. Если XXi(r), то растворяются. Затем осуществляется коррекция доли выделившейся избыточной фазы и состава обедняющегося раствора. Оценка величины поверхностной энергии для карбонитридов микролегирующих элементов осуществлена по экспериментальному исследованию кинетики выделения Nb(C,N) в деформированной сжатием на 50% со скоростью 5 c–1 стали, содержащей (мас. %) Mn 1,72; Si 0,34;

Nb 0,05; C 0,11 при 900 °C по представленной выше методике. Полученное значение 0,4 Дж/м2 близко к приведенным в литературе величинам для ГЦК карбонитридов. Кроме того, она приводит к удовлетворительному согласию между рассчитываемыми С-образными диаграммами и независимыми экспериментальными данными.

На основе опубликованной V.Li модели создана программа для расчета и построения термокинетических диаграмм распада аустенита при непрерывном охлаждении. Температура начала бейнитного превращения рассчитывалась по формуле Y. K. Lee.

В главе 4 представлено исследование высокопрочных низкоуглеродистых микролегированных титаном и молибденом, сталей. Исследовали две модельные стали (таблица  1). При их термодеформационной обработке варьировали температуры окончания прокатки (Tкп) и смотки (Tсм), а также скорость охлаждения до Tсм (таблица 2). Охлаждение со скоростями 23–28 °C/с определяется как ускоренное.

При прокате стали 1 с  ускоренным охлаждением наиболее высокие показатели прочностных характеристик получены при повышенных Tкп и  Tсм (режим 1). При понижении Tкп и  Tсм прочностные характеристики стали существенно снижаются (режимы 2 и  3) и  уменьшается относительное удлинение.

Снижение vохл приводит к изменению закономерностей влияния температурных параметров прокатки. При повышенных Tкп и Tсм получены наименьшие показатели 0,2 и в (режим 4), значения которых увеличиваются при снижении Tкп и Tсм (режимы 5 и 6). Следует отметить, что медленное охлаждение приводит к  большей пластичности ( = 18–19%). У  стали 2 высокие значения 0,2,  в и  достигнуты независимо от температурных параметров прокатки и условий охлаждения. Из таблицы 2 можно видеть, что наибольшим значениям соответствуют и максимальные значения произведения в·, характеризующего уровень технологических и эксплуатационных свойств получаемых изделий.

Таблица 1. Химический состав исследуемых сталей, мас.

%

–  –  –

На рисунке 1 представлены результаты термодинамического расчета температурных зависимостей равновесного фазового состава исследуемых сталей. Видно, что при температурах нагрева под прокатку стабильными фазами в аустените являются TiN и Ti4C2S2. Содержание Ti в исследуемых сталях значительно превышает его количество, необходимое для полного связывания азота, поэтому выделение AlN становится термодинамически невозможным.

В  аустените и  феррите выделяется ГЦК-карбид. В  -области он представляет собой практически индивидуальный TiC. При понижении температуры доля Mo в нем возрастает, и для области температур g-превращения состав ГЦК-карбида близок к Ti0,43Mo0,08С0,49. Ниже 650–640 °C появляется термодинамическая возможность образования ГПУ-карбида Mo2C. Рост его равновесной доли при понижении температуры происходит за счет уменьшения доли цементита. Это обусловливает существенные кинетические ограничения для реального выделения Mo2C. Таким образом, можно полагать, что Mo в рассматриваемой системе легирования необходим, главным образом, для торможения перлитного превращения, приводящего к формированию только ферритной структуры.

Поскольку в -области содержанием Mo в ГЦК-карбиде можно пренебречь, кинетическое моделирование процесса его выделения из аустенита проводили для TiC. Рисунок  2 иллюстрирует результаты моделирования кинетики выделения TiC при 850 °C. Видно, что более интенсивное его выделение характерно для стали 2. Это следствие, главным образом, увеличения скорости зарождения, из-за более высокой величины g, обусловленной, более высокой концентрацией Ti, оставшегося в аустените после образования TiN и Ti4C2S2. Последнее вытекает из термодинамического расчета. Поэтому для стали 2, вероятно, следует 1 2 100% 90% 900 80% 70%

–  –  –

ожидать большую степень реализации механизма измельчения зерна за счет торможения рекристаллизации аустенита. Из кинетических кривых (см. рис. 2) следует, что реакция выделения TiC, особенно при высоких Tкп, будет далека от завершения. Поэтому в исследуемых сталях будет сохраняться достаточно высокая концентрация Ti для дальнейшего выделения ГЦК-карбида в феррите и/ или для реализации механизма межфазных выделений, который также приводит к получению мелкозернистого феррита.

Исследование микроструктуры показало, что при всех режимах прокатки, охлаждения и  смотки стали имели ферритную структуру, сочетающую различные морфологические типы феррита при их разном объемном соотношении. Наиболее представительными являются полигональный (ПФ), квазиполигональный (КПФ) и  глобулярный (ГФ) феррит. Несмотря на  то, что размер зерна феррита в  исследуемых сталях во всех случаях близок к  номеру 13–14 по  ГОСТ 5639–82, при снижении Tкп и  Tсм можно заметить тенденцию сначала к уменьшению, а затем к увеличению дисперсности структуры. Это наводит на мысль о взаимном влиянии различных механизмов измельчения зерна. Данное предположение находит объяснение при электронно-микроскопическом исследовании выделений избыточных фаз.

Во всех образцах исследуемых сталей после термодеформационной обработки зафиксированы субмикронные частицы TiN и Ti4C2S2 и высокая плотность наноразмерных (1–5 нм) выделений на основе TiC. Указанный тип фазы идентифицирован по межплоскостному расстоянию (200). Выделения избыточных фаз нанометровых размеров в исследуемых образцах различаются как по объемной доле, так и по типу выделения: аустенитные – образовавшиеся при горячей деформации (рис. 3, I), общие ферритные – сформировавшиеся в результате беспорядочного зарождения и роста в ферритной матрице (рис. 3, II) и межфазные – характеризующиеся наличием слоев частиц с регулярными промежутками (рис.

3, III). Принадлежность карбидных выделений к ферритным подтверждается чётко выраженными дифракционными эффектами в виде протяженных радиальных размытий вдоль направлений (100) обратной решётки ОЦК (см. рис. 3, II, б). Для

–  –  –

а б Рисунок 3. Наноразмерные аустенитные (I), ферритные (II), межфазные (III) выделения в образце стали 1 после прокатки по режиму 1: а – темнопольное изображение (ТИ) в рефлексе карбонитридов; б – микродифракция межфазных выделений характерна слоистая морфология и тангенциальное размытие указанных рефлексов. Для них реализуется только одно из трех возможных ориентационных соотношений Бейкера-Наттинга, а именно (001)//(001)МС.

Отличительным свойством межфазных выделений является их способность тормозить движение межфазной / границы, приводящей к измельчению зерна.

Электронно-микроскопические исследования показали, что в  образцах проката стали 1, полученного по  режиму 1, то есть при наиболее высоких Tкп и  Tсм и  ускоренном охлаждении превалирует доля межфазные выделений (см. рис. 3, III). Они характеризуются размерами 2–5 нм и расстоянием между слоями 10–20 нм. При снижении Tкп и Tсм до режима 3 все наблюдаемые наноразмерные карбидные выделения являются общими ферритными. В большинстве случаев их размер составляет 1–3 нм.

В промежуточном случае (режим 2) карбидные выделения в полученном прокате можно отнести к межфазным, так как они располагаются слоями, однако имеются существенные отличия от представленного выше вида межфазных выделений после прокатки по  режиму 1:

на микродифракционных картинах чаще присутствуют рефлексы, характерные для случаев общих выделений. При замедленном охлаждении в  образцах стали 1 присутствует большое количество наноразмерных карбидных выделений размером до 8 нм, при этом межфазные выделения фиксируются только при режиме 4, для которого также характерны наибольшие Tкп и Tсм в этой группе.

В стали 2 межфазные выделения размером 1–3 нм и среднем расстоянии между слоями 5–10 нм наблюдались при обоих режимах.

Наблюдаемый факт присутствия межфазных выделений только при высоких Tкп и Tсм находит объяснение в модели их формирования (R.Lagneborg, S.Zajac), согласно которой расстояние между слоями определяется соотношением скорости движения / границы и потоком Ti к месту зарождения частицы межфазных выделений. Общий вывод этого подхода состоит в том, что для реализации механизма межфазных выделений более благоприятно повышение температуры превращения. Снижение температуры уменьшает расстояние между слоями. Однако снижение ниже некоторого порогового значения выводит механизм межфазных выделений из строя: скорость движения межфазной границы оказывается слишком высокой, и после прохождения фронта превращения феррит остается пересыщенным относительно избыточной фазы. Поэтому существует оптимальный температурный интервал, в  котором формирование межфазных выделений происходит с минимальным расстоянием между слоями.

Анализ представленных результатов свидетельствует о том, что при снижении Tкп и Tсм в описанных экспериментах происходит смена механизма измельчения зерна от обусловленного межфазными выделениями к  обусловленному образованием феррита из нерекристаллизованного аустенита. В  то же время наноразмерные межфазные выделения еще в большей степени упрочняют меТаблица 3. Технологические параметры горячей прокатки и механические свойства горячекатаных образцов стали 3

–  –  –

талл по  механизму дисперсионного твердения. Таким образом, наблюдаемое снижение прочностных характеристик при переходе от режима 1 к  режиму 3 при ускоренном охлаждении и от режима 4 к режиму 6 при медленном охлаждении, то есть при снижении Tкп и Tсм получает объяснение. Вышеизложенное приводит к  выводу, что для получения высоких прочностных характеристик в  рассматриваемой системе легирования предпочтительнее применять Tкп не ниже 880–890  °C, чтобы не создавать ограничения процессу формирования межфазных выделений. Кроме того, при данном уровне содержания углерода необходимо иметь концентрацию Ti, близкую к таковой в стали при неизменном или немного меньшем содержании молибдена.

Проверка сделанного вывода выполнена на стали 3 состава (мас. %): С 0,052;

Si 0,05; Mn 1,51; Al 0,053; N 0,003; Mo 0,17; Ti 0,12. Комплекс ее механических свойств (таблица 3) оказался даже выше, чем сталей 1 и 2 (см. таблицу 2). Наибольшие значения в и 0,2 при удовлетворительной пластичности обеспечиваются при Tкп = 880–890 °C, и Tсм = 650 °C.

В главе 5 представлены результаты исследования высокопрочных низкоуглеродистых сталей, микролегированных Nb, Ti и V. Их состав сталей, представлен в таблице 4.

Рассчитанные температурные зависимости равновесного фазового состава сталей 1 и 2 приведены на рисунке 4. Результаты термодинамических расчетов для сталей 3 и 4 качественно подобны таковым для стали 2. При температурах нагрева под прокатку сера практически полностью связана или в  MnS (стали 2–4), или, при более высоких содержаниях Ti, в Ti4C2S2 (сталь 1). Азот полностью выводится из твердого раствора «карбонитридом 1», состав которого стремится к Ti0,5C0,25N0,25, даже в случае формирования Ti4C2S2. Для области температур гоТаблица 4. Химический состав исследуемых сталей, мас. %

–  –  –

Рисунок 5.

Кинетика изотермического выделения NbC в сталях 2 и 3 при деформации 50%, скорость 5 с–1 (1 – сталь 2, 2 – сталь 3):

а – начало выделения (степень превращения 0,1%), б – степень превращения при 840 °C а б Рисунок 6. Рассчитанные термокинетические диаграммы распада аустенита для сталей 1 (а); 2 (б); Фн – начало ферритного превращения, Пн – предполагаемое начало перлитного превращения, Бн – начало бейнитного превращения, Бк – конец бейнитного превращения, Мн – начало мартенситного превращения В сталях 2–4, в области существования феррита возможно выделение «карбонитрида 3», основу которого составляет карбид ванадия. Для всех составов имеется термодинамическая возможность образования ГПУ-карбида Mo2C (см. рисунок 4). На кинетические ограничения его реального выделения указано выше.

Рассчитанные термокинетические диаграммы распада аустенита исследуемых сталей (рисунок 6) дают основание полагать, что при скоростях охлаждения, характерных для лабораторной прокатки, можно ожидать преимущественного образования игольчатого и квазиполигонального феррита.

Основные параметры термодеформационной обработки изучаемых сталей, рассчитанные значения A3 и Бн и полученные свойства представлены в таблице 5. Tсм соответствуют реально применяемым для ферритно-перлитных сталей. Для сталей 1–3 Tкп близко к A3. На стали 4 провели предварительное исследование для режимов, предусматривающих деформацию в межкритической области температур. На  всех сталях получены приблизительно одинаковые значения 0,2 = 548–582 МПа и  в = 623–669  МПа. Относительное удлинение составило 19–22%. Механические свойства стали 4 мало отличались от таковых для сталей 1–3.

Таблица 5. Параметры термодеформационной обработки исследуемых сталей и соответствующие механические свойства горячекатаного проката № A3, °C Бн, °C Tкп, °C Tсм, °C vохл, °C/с 0,2, МПа в, МПа 5, % 1 860 639,8 840 560 10 548–557 623 19 2 842 633,9 840 512 20 567 632 20 3 852 628,9 840 590–620 15 582 669 22 4 843 626,0 730 528 15 556 646 19 Из результатов исследований методами оптической металлографии и электронной микроскопии следует, что основными структурными составляющими исследуемых сталей являются игольчатый и квазиполигональный ферриты.

Размер зерна для сталей 1 и 3 может быть оценен как 4,5 мкм, а сталей 2 и 4 – как 4 мкм. Природа субмикронных частиц согласуется с результатами термодинамических расчетов.

Наноразмерные выделения, присутствующие во всех сталях, имеют морфологию, типичную для случая образования их в аустените. Они, как правило, имеют равноосную форму, а их размер составляет 2–5 нм. Параметр решетки наноразмерных выделений, определенный по микродифракционным картинам (рисунок 7, б), составляет 0,44–0,45 нм, что соответствует NbC, возможно, с небольшим количеством Ti. Микродифракционные картины также подтверждают сделанное заключение о его выделении из аустенита по соотношению ориентировок между ОЦК-матрицей и ГЦК-частицами.

Из вышеизложенного следует, что при примененных режимах термодеформационной обработки механизм дисперсионного упрочнения в  исследуемых сталях практически не задействован: расчет по  соотношению Эшби-Орована для сталей 2–4 приводит к величинам упрочнения 170–240 МПа, при условии полного выделения VC и среднем размере частиц 3 нм. Реальные возможности дисперсионного упрочнения исследуемых сталей показывает повышение их прочностных характеристик за счет нановыделений из феррита после часового отжига при 620 °C (таблица 6). Существенно, что микроструктуры исследуемых сталей, до и после отжига практически не отличались.

Влияние отжига проявилось в  формировании наноразмерных выделений (Nb,V)C (рисунок 8). Они формируются в виде узких областей, где частицы расположены близко друг к другу. Указанные области имеют вид коротких цепочек.

Отдельные выделения имеют форму дисков, которые в сечении на ТИ при пло

–  –  –

Рисунок 7. Наноразмерные выделения в образце стали 2 после прокатки:

а – ТИ в рефлексе карбонитридов; б – микродифракция Таблица 6. Механические свойства образцов сталей после термодеформациой обработки и дополнительного отжига при Т = 620 С, 1 ч № стали в (после отжига), МПа 0,2(после отжига), МПа 0,2*, МПа * 0,2 = 0,2(после отжига) – 0,2(до отжига).

–  –  –

Рисунок 8. Наноразмерные выделения в образце стали 2 после отжига:

а – ТИ в рефлексе карбонитридов; б – микродифракция скости типа (100) обратной решетки феррита имеют вытянутую форму, размером 2–3 нм в поперечном направлении и до 10 нм в продольном. Для выделений VC характерен плоский вид в направлении 001 феррита, для выделений NbC – равноосный вид с  расположением в  пластинах в  направлении 120 феррита.

Указанные морфологические особенности выделений соответствуют случаю, когда в состав частиц входят и V, и Nb. Вид микродифракционной картины (рисунок 8, б) характерен для выделения частиц из феррита (стрелками показаны рефлексы карбидов, имеющие радиальное размытие).

Более подробные исследования возможностей повышения прочностных характеристик сталей со структурой высокодислокационного феррита при проведении отжига при температурах 600–680 °C выполнены на образцах стали промышленной плавки состава 5 (мас. %): C 0,08; Si 0,16; Mn 1,86; Al 0,04; N 0,007;

Mo 0,14; V 0,044; Nb 0,055; Ti 0,057; B 0,0024. Фазовый состав этой стали подобен таковому для сталей 2–4.

Основные характеристики и технологические параметры обработки стали 5, а также свойства горячекатаного проката приведены в таблице 7. Видно, что Tкп для режимов 5–1 и 5–2 несколько превышают A3. Скорость охлаждения от Tкп до Tсм в условиях производства может быть оценена в 20 °C/с.

Таблица 7. Параметры прокатки опытных партий стали 5 и ее механические свойства

–  –  –

Прочностные характеристики стали 5 заметно выше, чем для лабораторных сталей 1–4 (см. таблицу 5). Скорее всего, это следствие получения более дисперсной структуры. Так, оценка размера зерна приводит к  величинам 2,1–2,7 мкм.

Исследования методами ПЭМ и СЭМ позволили идентифицировать в стали 5 следующие структурные составляющие: ИФ, КПФ, бейнит и МА-составляющую.

Природа, морфология и размерные характеристики наноразмерных выделений в горячем прокате из стали 5 аналогичны таковым в лабораторных сталях. Эти выделения наблюдаются в  виде отдельных цепочек. Размер отдельных частиц в  цепочках, в  основном, 3–6  нм в  поперечном направлении и  до 10–12  нм в продольном. Объёмная доля наноразмерных карбонитридов невелика. Морфологические особенности и  микродифракционные картины характерны для выделений карбонитридов из аустенита. По межплоскостному расстоянию для плоскостей (200) карбонитрида параметр решетки составляет 0,435 нм, то есть более близко к NbC (чистому карбиду соответствует значение в диапазоне 0,44– 0,45 нм), возможно с некоторым содержанием Ti и V, для карбидов которых этот параметр ниже.

Результаты механических испытаний стали 5 после одночасового отжига при различных температурах приведены на рисунке 9.

Видно, что результатом отжига явилось значительное повышение предела текучести – на 80–120 МПа. Временное сопротивление при этом изменилось не

Рисунок 9. Зависимости прочностных характеристик стали 5 от температуры отжига:

а – для режима 5–2; б – для режима 5–3 очень сильно. Для стали, прокатанной по режиму 5-2 при температурах отжига 630–680 °C, величина sв незначительно возрастает, а  при температуре отжига 600 °C – несколько уменьшается. Для стали, прокатанной по режиму 5-3 снижение sв наблюдается при всех температурах отжига.

Как и  для исследованных лабораторных сталей 1–4, влияние отжига на структуру и, соответственно, свойства стали 5 проявилось, главным образом, в формировании новых наноразмерных выделений типа (Nb,V)C (рисунок 10).

Микродифракция подтверждает выделение этих частиц из феррита.

–  –  –

Рисунок 10.

Наноразмерные выделения в образце стали 5 после прокатки по режиму 5-2 с дополнительным отжигом при 600 °C в течение 1 ч:

а – ТИ в рефлексе карбонитридов; б микродифракция Из рисунка 9 следует, что для режима 5-2, характеризующегося более низкой Tсм, чем в режиме 5-3, повышение предела текучести при температурах отжига 630–680 °C на 20 МПа выше. Можно предположить, что более высокая Tсм режима 5-3 могла способствовать наличию большего количества наноразмерных карбонитридов в исходном состоянии и, следовательно, меньшему количеству «довыделений» при отжиге. Вид температурных зависимостей, приведенных на рисунке 9, свидетельствует о том, что при повышении температуры отжига большее развитие получают процессы, приводящие к разупрочнению. Таковым, естественно, может быть укрупнение наночастиц. Другим процессом представляется распад структурной составляющей МА.

Основной причиной того, что механизм дисперсионного упрочнения реализуется, главным образом, при отжиге, представляется различие скоростей реакций выделения избыточной фазы из твердого раствора при разных вариантах достижения температуры эксперимента. Первый – когда к требуемой температуре образец попадает после выдержки при высокой температуре, обеспечивающей полное растворение частиц, или же второй – после такой же высокотемпературной выдержки и охлаждения до комнатной температуры. Это предположение подтверждено экспериментом на модельной стали, содержащей 0,111% C и 0,05% Nb. Образцы отжигали при 700 °C в течение 30 мин сразу после гомогенизации при 1300 °C (вариант 1) и гомогенизации с последующим охлаждением до комнатной температуры (вариант 2).

–  –  –

Рисунок 11. Наноразмерные выделения в образце модельной стали после отжига при 700 °C в течение 30 мин без предварительного охлаждения до комнатной температуры после гомогенизации: а – ТИ в рефлексе карбонитридов; б – микродифракция

–  –  –

Рисунок 12. Наноразмерные выделения в образце модельной стали после отжига при 700 °C в течение 30 мин с предварительным охлаждением до комнатной температуры после гомогенизации: а – ТИ в рефлексе карбонитридов; б – микродифракция Электронно-микроскопическое исследование соответствующих образцов (рисунки 11 и 12) показало, что доля частиц при варианте 2 значительно выше.

Кроме того, микродифракционные картины для первого варианта указывают на выделение NbC из аустенита, а для второго – преимущественно из феррита.

Из вышеизложенного следует, что для режимов термодеформационной обработки, характерной для получения в стали высокодислокационных структурных составляющих при распаде нерекристаллизованного аустенита, реализовать Таблица 8. Основные параметры термодеформационной обработки и механические свойства горячекатаного проката стали 6.

–  –  –

значительное упрочнение за счет выделения мелкодисперсных частиц из феррита при охлаждении смотанного рулона не представляется возможным. С целью поиска условий, оптимизирующих формирование наноразмерных выделений из аустенита, были рассмотрены возможности снижения Tкп, ниже A3. Исследование проводили на промышленной плавке стали 6 состава (мас. %): C 0,07; Si 0,24;

Mn 1,93; Cr 0,24; Ni 0,16; Cu 0,19; Al 0,036; N 0,01; Mo 0,104; V 0,104; Nb 0,066;

Ti 0,038; B 0,0003. Рассчитанные A3 и Бн составили 830 и 613 °C соответственно.

При понижении Tкп от 820 до 780 °C временное сопротивление и предел текучести проката из стали 6 повышается, а при Tкп = 740 °C они значительно уменьшаются (таблица 8). Структурные исследования, проведенные для режимов 6-3 и  6-4, показали общее подобие структуры: преимущественно игольчатый феррит при наличии квазиполигонального феррита и  МА-фазы. Принципиальное различие между режимами 6-3 и  6-4 заключается в  том, что в  первом наблюдалась значительная доля наноразмерных частиц, выделившихся из аустенита, тогда как в образцах второго такие частицы практически отсутствовали.

Так как наименьший размер должны иметь наиболее поздно зародившиеся частицы, в работе проведен численный эксперимент кинетики выделения карбонитрида из аустенита стали 6 на стадии его распада. В нем (рисунок 13) сравнили рассчитанные по разработанной компьютерной модели кинетические кривые выделения NbC из аустенита, содержащего 0,03 мас. % Nb (предполагая, что 0,00040

–  –  –

0,00030 0,00025 0,00020 0,00015 0,00010 0,00005

–  –  –

Рисунок 13. Сравнение скорости реакции выделения NbC при 750 °C из деформированного аустенита и феррита стали 6 это количество Nb сохранилось в твердом растворе к началу фазового превращения) и 0,15, 0,1 и 0,065 мас. % углерода (эти концентрации соответствуют содержанию С в аустените, оставшемся после выделения NbC при горячей деформации и промежуточным значениям между этой величиной и концентрацией C на /+ границе фазовой диаграммы, равной 0,2%) после 50%-ной деформации (кривые 1, 2, 3 соответственно) и из феррита, содержащего такое же количество Nb и 0,004 мас. % углерода (эта концентрация соответствует /+ границе), для, соответствующих ПФ и ИФ: 1012 м–1 (кривая 5) и 1013 м–1 (кривая 4).

Оказалось, что скорость выделения NbC из аустенита в условиях -превращения на порядки превышает скорость его выделения из феррита. При этом выделение из аустенита ускоряется при повышении концентрации углерода перед фронтом превращения. Таким образом, получает теоретическое обоснование экспериментальный факт, что при фазовом превращении зарождение новых частиц возможно только в  аустените.

Кроме того, представленные результаты приводят к выводу, что количество наноразмерных частиц должно зависеть и от скорости движения фазовой границы при -превращении. При ее увеличении выше некоторого предела время существования зон с повышенным содержанием углерода окажется меньше, чем время, необходимое для начала выделения. Поэтому при значительном увеличении скорости формирования феррита при прокатке в  межкритической области (V.M.Khlestov) наноразмерные выделения не обнаруживаются. Таким образом, оптимальные режимы прокатки сталей с высокодислокационным ферритом должны обеспечить компромисс между скоростью фазового превращения и скоростью зарождения частиц.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

• Разработана физико-химическая компьютерная модель, позволяющая адекватно прогнозировать зарождение и рост выделений карбидов титана и ниобия и других избыточных фаз с учетом наличия деформации и влияния состава стали. В  отличие от традиционно производимой оценки химической движущей силы образования зародыша на  основе аппарата произведений растворимости, который не учитывает влияние химического состава стали использовали методы современной расчетной термодинамики, основанные на современной теории подрешеток. Такой подход позволил учитывать не только влияние химического состава стали, но и отклонение состава выделяющейся фазы от стехиометрического.

• На основе результатов анализа существующих данных и  выполненных расчетов обоснованы значения коэффициентов примесной диффузии ниобия и  титана в  аустените, позволяющие с  высокой точностью трактовать их диффузионный перенос при температурах, характерных для термодеформационной обработки исследуемых сталей, равные для ниобия D = 8,2·10–7 exp(210000/RT) м2/с и для титана D = 1,2·10–3 exp(303600/RT) м2/с.

• По результатам исследования модельной микролегированной ниобием стали проведена экспериментальная калибровка модели, что позволило достоверно установить значение условной поверхностной энергии формирующегося выделения = 0,4 Дж/м2, которая является свободным параметром разработанной модели.

• По результатам исследования низкоуглеродистых Mo–Ti-микролегированных сталей лабораторной выплавки двух разных составов установлена возможность достижения высоких прочностных характеристик (предел текучести – более 700 МПа) в  результате реализации двух основных механизмов дисперсионного твердения и зернограничного упрочнения, которые контролируются выделениями избыточных фаз разной дисперсности на различных этапах термодеформационной обработки металла.

• На основе результатов термодинамического расчета фазовых равновесий и кинетического моделирования зарождения и роста избыточных фаз с использованием разработанной модели установлено, что в  низкоуглеродистых Mo– Ti-микролегированных высокопрочных сталях основным типом выделений, контролирующих механизмы зернограничного и  дисперсионного упрочнения, является ГЦК-карбид на основе TiC. При температурах ниже 800 °C доля молибдена в нем возрастает, и для температур протекания -превращения состав ГЦК-карбида близок к Ti0,43Mo0,08С0,49.

• Снижение температур термодеформационной обработки до  уровня 860–870 °C и ниже для температуры конца прокатки для сталей системы микролегирования Ti–Mo приводит к изменению механизма измельчения зерна от связанного с формированием межфазных выделений, закрепляющих границу, к сдерживанию рекристаллизации аустенита при горячей прокатке.

• Показано, что понижение температуры окончания прокатки увеличивает вклад ГЦК-карбидных выделений в измельчение зерна путем сдерживания рекристаллизации при термодеформационной обработке, однако уменьшается доля титана, оставшегося на формирование межфазных и ферритных наноразмерных выделений, контролирующих дисперсионное упрочнение.

• Для реализации механизма формирования межфазных выделений с  минимальным расстоянием между слоями, что дает максимальный вклад в  прочностные характеристики стали, существует оптимальный диапазон температур, зависящий от скорости движения межфазной границы и степени пересыщения твердого раствора относительно избыточной фазы. Для рассматриваемых составов он составил 880–890 °C для температуры окончания прокатки и смотки при 630–650 °C. Роль молибдена в системе микролегирования, в  основном, сводится к  замедлению фазового превращения, что расширяет диапазон условий формирования межфазных выделений на  основе карбида титана.

• Полученные результаты свидетельствуют о том, что для получения высоких прочностных характеристик в рассматриваемой системе легирования предпочтительнее использовать температуру конца прокатки не ниже 880–890 °C, чтобы не создавать ограничения процессу формирования межфазных выделений, а также о том, что увеличение концентрации титана приведет к уменьшению чувствительности этого процесса к режиму термодеформационной обработки.

• Проверка сформулированных выводов на стали лабораторной выплавки с более высоким содержанием титана подтвердила их адекватность и показала возможность повышения предела текучести до  значений выше 740–800 МПа при сохранении хорошей пластичности (относительное удлинение не хуже 19%).

• Результаты детального экспериментального исследования сталей лабораторной выплавки четырех разных составов с различным содержанием углерода, молибдена, сочетанием концентраций микролегирующих элементов Ti, Nb, V свидетельствуют о том, что при используемых в настоящее время режимах термодеформационной обработки металла образование наноразмерных карбонитридных выделений из феррита имеет значительные кинетические ограничения, что не позволяет им в полной степени формироваться в процессе горячей прокатки.

• Показано, что для таких сталей существует значительный потенциал дисперсионного упрочнения, реализуемого в процессе отжига, за счет значительного количества сохранившихся в твердом растворе микролегирующих элементов.

По результатам исследования стали лабораторной выплавки, одновременно микролегированной Ti, Nb, V, установлено, что при отжиге после термодеформационной обработки может происходить значительное увеличение предела текучести на 100–200 МПа вследствие выделения наноразмерных частиц из карбонитридов из феррита.

• Существуют значительные кинетические различия выделения карбонитридов в зависимости от вида термического цикла. При непосредственном охлаждении до заданной температуры испытания выделение карбонитридов происходит на порядки менее интенсивно, чем после предварительного охлаждения до комнатной температуры и последующего нагрева до температуры испытания, что показано путем проведения прямого эксперимента на модельной стали.

• На стали промышленной выплавки, микролегированной Ti, Nb, V, экспериментально установлено, что на  интенсивность выделения наноразмерных частиц карбонитридов из аустенита в  значительной степени влияет скорость фазового превращения. Уменьшение температуры деформации приводит к увеличению интенсивности выделения карбонитридных частиц, что вызывает повышение прочностных характеристик. При этом деформация в межкритической области значительно ускоряет ферритное превращение, что может привести к отсутствию интенсивного выделения наноразмерных частиц в аустените в связи с его быстрым распадом.

Основное содержание диссертации изложено в следующих публикациях:

1. Шапошников Н.Г., Колдаев А.В., Могутнов Б.М. Термодинамика системы Fe–S // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2014. № 1. С. 20–36.

2. Зайцев А.И., Стукалин С.В., Никонов С.В., Краснов А.В., Жиронкин М.В., Степанов А.Б., Колдаев А.В., Карамышева Н.А. Исследование закономерностей образования неметаллических включений при использовании особых технологических режимов обработки стали // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2015. № 4. С. 49–62.

3. Степанов А.Б., Зайцев А.И., Сарычев Б.А., Дзюба А.Ю., Колдаев А.В. Эволюция неметаллических включений в  процессе обработки рессорно-пружинных сталей // Металлург. 2015. № 10. С. 45–49.

4. Зайцев А.И., Карамышева Н.А., Никонов С.В., Колдаев А.В., Казанков А.Ю. Разработка технологических приемов достижения высокого уровня свойств и качества конструкционных сталей, закаливаемых при штамповке // Металлург. 2015. № 10. С. 57–64.

5. Зайцев А.И., Колдаев А.В., Карамышева Н.А., Родионова И.Г. Механизмы повышения химической и  структурной однородности горячекатаного проката для изделий, получаемых методами горячей штамповки // Металлург. 2015. №11. С. 83–92.

6. Зайцев А.И., Колдаев А.В., Гладченкова Ю.С., Шапошников Н.Г., Дунаев С.Ф. Эволюция структурного состояния и свойств проката в зависимости от режима обработки модельных сталей для горячей штамповки. 1. Горячекатаный прокат // Металлург. 2016.

№ 3. С. 54–59.

7. Зайцев А.И., Бакланова О.Н., Колдаев А.В., Гришин А.В., Родионова И.Г., Ящук С.В., Лясоцкий И.В. Формирование микроструктуры и свойств высокопрочных низкоуглеродистых сталей, микролегированных титаном и молибденом // Металлург. 2016. №5.

С. 33–39.

8. Колдаев А.В. Компьютерное моделирование кинетики изотермического выделения карбида ниобия в низкоуглеродистых сталях : Тез. докл. III Конференция молодых специалистов «Перспективы развития металлургических технологий» (Москва. 14–15 декабря 2011 г.). С. 53.

9. Зайцев А.И., Колдаев А.В., Степанов А.Б. Комплексные неметаллические включения в  современных металлургических технологиях, свойства и  надежность сталей:

Тез. докл. II Науч.-практич. сем. «Повышение надежности магистральных газопроводов, подверженных коррозионному растрескиванию под напряжением» (Москва. 24–26 мая 2016). С. 20.

10. Zaitsev A., Koldaev A., Arutyunyan N., Stepanov A. Complex nonmetallic inclusions in modern structural steels: Proc. 3rd Int. Symp. ”Nanomaterials and the environment” (Moscow.

8–10 June, 2016). P. 41.

11. Zaitsev A., Koldaev A., Rodionova I. Development of the original principles for producing high-strength corrosion-resistant clad steels for welded structures and equipment for chemical and petrochemical industries: Proc. 3rd Int. Symp. “Nanomaterials and the environment” (Moscow. 8–10 June, 2016). P. 71.

12. Шапошников Н.Г., Колдаев А.В., Зайцев А.И., Родионова И.Г., Дьяконов Д.Л., Арутюнян Н.А. Закономерности выделения карбида титана в низкоуглеродистых микролегированных титаном и  молибденом высокопрочных сталях // Металлург. 2016. № 8.

C. 49–54.

Подписано в печать 30.09.2016. Формат 6084 1/16 Бумага офсетная. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 100 экз. Заказ № 42 Отпечатано в ООО «Металлургиздат»

105005, Москва, ул. Радио, д. 23/9, стр. 2





Похожие работы:

«ОГЛАВЛЕНИЕ Предисловие Глава 1. Предмет в задачи исследования операции.9 § 1. Что такое исследование операций и чем оно за нимается § 2. Основные понятия и принципы исследования опе раций § 3. Математические модели операций Глава 2. Разновидности задач исследования операции и подходов к их решению § 4. Прямые и обратные задачи исследования операций. Дете...»

«Копенгагенская операция советской разведки Полтора года назад ВИЕТ опубликовал подборку материалов о советском атомном проекте [ 1 ]. Это были документы, рассекреченные службой внешней разведки и рассказывавшие о ее вкладе в создание советской ат...»

«СИНТЕЗ НОВЫХ СТРУКТУРНЫХ АНАЛОГОВ НИЛОТИНИБА Фарина А.В., Авдошко О.В., Калиниченко Е.Н. ГНУ «Институт биоорганической химии НАН Беларуси» 220141, ул. Академика В.Ф.Купревича, 5/2, г. Минск, Республика Беларусь Нилотиниб является новым высокоселективным ингибитором тир...»

«Гиперкомплексные числа в геометрии и физике, 2 (12), том 6, 2009 ЗАКОН ГРАВИТАЦИИ И МОДЕЛЬ ИСТОЧНИКА В АНИЗОТРОПНОЙ ГЕОМЕТРОДИНАМИКЕ С. В. Сипаров Государственный Университет гражданской авиации, Санкт-Петербург, НИИ гиперкомплексных систем в геометрии и...»

«Рабочая программа по предмету «Математика» 3 А класс УМК «Начальная школа 21 века» 2015-2016 учебный год г. Нижневартовск ПОЯСНИТЕЛЬНАЯ ЗАПИСКА математика 3 класс Рабочая программа курса «Математика» для учащихся 3 класса разработана н...»

«ТЕОРИЯ И ПРАКТИКА ОБЩЕСТВЕННОГО РАЗВИТИЯ (2015, № 18) УДК 165.1 Мавринский Илья Игоревич Mavrinsky Ilya Igorevich кандидат философских наук, PhD in Philosophy, старший преподаватель кафедры онтологии Senior Lecturer, Ontology and Theory of и теории позн...»

«ОТ РЕДАКТОРА АПОЛОГИЯ АРГУМЕНТА AD HOMINEM «. а ксиома, что ничего не бывает без основания, должна считаться одной из самых важных и плодотворных аксиом во всем человеческом познании; на ней основывается большая часть метафизики, физики и нравственного учения, и без нее нельзя ни доказать существ...»

«УДК 37.036.5:54 АКТИВИЗАЦИЯ ТВОРЧЕСКОГО ПОТЕНЦИАЛА УЧАЩИХСЯ В СИСТЕМЕ ПРОФЕССИОНАЛЬНО НАПРАВЛЕННОЙ ХИМИЧЕСКОЙ ПОДГОТОВКИ В УСЛОВИЯХ ПРОФИЛЬНОЙ ШКОЛЫ Д.Ф. Хайбрахманова (г.Нижнекамск, Российская Федерация) Рассмотрена роль активизации творческого потенциала учащихся в системе химической подготовки. Раскрыта определяющ...»

«УДК 541.183 Влияние газа-носителя на хроматографическое разделение изотопозамещенных молекул метана А.М. Долгоносов Институт геохимии и аналитической химии им. В.И.Вернадского РАН Поступила в редакцию Проанализированы эксперименты по хроматографическому разделению изотопов метана. Показано, что рост удерживания с ростом масс...»

«ГОУ ВПО РОССИЙСКО-АРМЯНСКИЙ (СЛАВЯНСКИЙ) УНИВЕРСИТЕТ Составлен в соответствии с УТВЕРЖДАЮ: государственными требованиями к минимуму содержания и уровню Ректор А.Р. Дарбинян подготовки выпускников по указанным направлениям и “_”_ 2012г. Положением «Об УМКД РАУ». Институт гуманитарных наук Кафедра: ма...»

«ХИМИЯ РАСТИТЕЛЬНОГО СЫРЬЯ. 2007. №2. С. 89–93. УДК 631.4 ТЕРМИЧЕСКАЯ ДЕСТРУКЦИЯ, ЭЛЕМЕНТНЫЙ СОСТАВ И СПЕКТРЫ ПОГЛОЩЕНИЯ ГУМИНОВЫХ КИСЛОТ ТОРФОВ ХАНТЫ-МАНСИЙСКОГО РАЙОНА © М.П. Сартаков Югорский государственный университет, ул. Чехова, 16, Ханты-Ма...»

« ХОМЕНКО Андрей Юрьевич РЕГУЛИРОВАНИЕ МОРФОЛОГИИ И СВОЙСТВ НЕТКАНЫХ И ВЫСОКОДИСПЕРСНЫХ БИОСОВМЕСТИМЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ХИТОЗАНА И ПОЛИМЕРОВ МОЛОЧНОЙ КИСЛОТЫ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ ЭЛЕКТРОФОРМОВАНИЯ 01.04.17 – Химическая физика, горение и взрыв, физика экстремальных состояний вещества АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соиска...»

«СИБИРСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ РОССИЙСКОЙ АКАДЕМИИ НАУК НАУЧНЫЙ ЖУРНАЛ ГЕОЛОГИЯ И ГЕОФИЗИКА Геология и геофизика, 2013, т. 54, № 12, с. 1871—1888 ПЕТРОЛОГИЯ, ГЕОХИМИЯ И МИНЕРАЛОГИЯ УДК 549.211 ТИПОМОРФНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ АЛМАЗОВ УРАЛА ПО ДАННЫМ ИНФРАКРАСНОЙ СПЕК...»

«Министерство образования и науки Российской Федерации Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования ИВАНОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ХИМИКО-ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ Российская академия наук Федеральное государств...»








 
2017 www.pdf.knigi-x.ru - «Бесплатная электронная библиотека - разные матриалы»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.