Аннотация результатов, полученных в 2019 году
1. Сделан аналитический обзор литературы по тематике работ Проекта в 2019 году с особым акцентом на анализ публикаций по влиянию легирования бором на распад аустенита современных сталей и другие процессы их структурообразования. На основе анализа публикаций по легированию бором сделаны следующие выводы: – Наряду с положительными эффектами, которые могут обеспечить добавки бора, существует ряд моментов, значительно затрудняющих его широкое использование в практике металлургического производства. Прежде всего, к ним относится плохая воспроизводимость результатов, обусловленная наличием плохо контролируемых факторов, снижающих эффективность легирования этим элементом. – В раскисленных сталях с низким содержанием углерода бор повышает прокаливаемость, подавляя формирование феррита и способствуя образованию бейнита и мартенсита. Пик прокаливаемости обычно достигается, когда количество бора составляет ~ 20÷25 ppm. При более высоких содержаниях бора (> 30 ppm) по границам зерен аустенита формируются борсодержащие фазы, что не только снижает прокаливаемость стали, но может приводить к ее охрупчиванию. – Бор эффективно повышает прокаливаемость только в том случае, если находится в несвязанном состоянии и к моменту начала распада аустенита сегрегирует по его границам, не образуя выделений борсодержащих фаз. – Сегрегация бора по границам зерен аустенита в условиях промышленного производства сталей является в значительной степени неравновесной и существенно зависит от режима их термомеханический обработки. Данные, представленные в обзоре, использованы при постановке экспериментов по распаду аустенита в зависимости от легирования бором, а также при анализе полученных результатов и подготовке публикаций. Дополнительно сделан обзор работ по исследованию и моделированию роста зерна аустенита, результаты которого использованы при разработке модели для описания кинетики роста зерна аустенита и подготовке соответствующей публикации. 2. С использованием модуля Pocket Jaw экспериментального комплекса Gleeble 3800 проведено исследование кинетики распада недеформированного аустенита изучаемых сталей при непрерывном охлаждении и полученных структур. Дополнительно определен размер исходного зерна аустенита. Данное исследование выполнено для 9 промышленных высокопрочных сталей (45Х, 65Г, 12Х1МФ, 13ХФА, АБ2, 18ХГНМФР, 14ХГ2САФД, S690, АБ3) с широким диапазоном химического состава (С(0.04÷0.66), Mn(0.35÷1.55), Si(0.20÷0.56), Cr(0.10÷1.08), Ni(0.06÷3.50), Cu(0.11÷1.10), Mo(0.01÷0.52), Nb(0.002÷0.041), V(0.002÷0.152), Ti(0.002÷0.063), B(0.0003÷0.0031) (масс.%)) при 5 скоростях охлаждения из интервала от 0.2 до 100 °С/с. Полученные экспериментальные данные по кинетике распада аустенита и размерам его зерна использованы при верификации количественной модели этого процесса, разрабатываемой в рамках Проекта. 3. С использованием модуля Pocket Jaw экспериментального комплекса Gleeble 3800 исследована зависимость структур низкоуглеродистой стали, полученных для скоростей охлаждения в интервале от 0.3 до 100 °С/с, от предварительной деформации аустенита (степень истинной деформации сжатием 0.4) и дополнительного легирования бором. В одной из исследованных сталей (S1) содержание бора мало (3 ppm), а в другой (S2) его содержание близко к оптимальному (25 ppm) при условии, что он находится в твердом растворе. Выполнение этого условия в стали S2 обеспечено повышенным содержанием титана (0.043 масс.%), связывающего весь примесный азот, что предотвращает образование нежелательного нитрида бора. По содержанию других легирующих элементов исследованные стали различаются незначительно. Основные результаты данного исследования: – Показано, что в стали S2 полигональный феррит в отсутствии деформации не образуется даже при минимальной скорости охлаждения (0.3 °С/с). Для всех рассматриваемых скоростей охлаждения структуры данной стали являются бейнитными. При этом для одинаковых скоростей доля бейнита реечной морфологии в стали S2 заметно выше, чем в S1. – После деформации распад аустенита стали S1 при наименьшей скорости охлаждения приводит к образованию ферритно-перлитной структуры с размером зерна полигонального феррита значительно меньшим, чем в случае без деформации. С повышением скорости охлаждения в структурах появляется ацикулярный феррит (деформационный бейнит), объемная доля которого при скоростях 10 и 30 °С/с является весьма высокой. – В стали S2, в отличии от S1, при наименьшей скорости охлаждения образуется преимущественно бейнитная структура с небольшой долей перлита и мелких зерен полигонального феррита. Для всех других скоростей полигональный феррит в этой стали не наблюдается. Дополнительное существенное отличие структур стали S2 состоит в практически полном отсутствии ацикулярного феррита. – Распад деформированного аустенита стали S2 происходит при значительно более низких температурах по сравнению со сталью S1. Легирование бором приводит к тому, что при распаде деформированного аустенита в широком интервале скоростей охлаждения (от 5 до 30 °С/с) образуются однородные морфологически подобные структуры преимущественно гранулярного бейнита с плавно изменяющейся сравнительно высокой твердостью. Другими словами, легирование бором в сочетании с пластической деформацией аустенита может обеспечивать сквозную прокаливаемость стали в массивных сечениях. Эти результаты представляют практический интерес, а механические свойства отмеченных структур (особенно пластичность и вязкость разрушения), значительно отличающихся от структур с высокой долей ацикулярного феррита, заслуживают дополнительного исследования. – Подтвержден известный факт, что бор подавляет зарождение полигонального/аллотриаморфного феррита при распаде недеформированного аустенита, способствуя формированию продуктов сдвиговых мод превращения. В тоже время подавление бором образования феррита после предварительной деформации аустенита, значительно стимулирующей его зарождение в отсутствии бора, отмечается впервые. – Предложено качественное объяснение эффектов подавления бором полигонального и ацикулярного феррита при распаде деформированного аустенита, учитывающее его дополнительную сегрегацию по границам зерен аустенита, стимулированную деформацией, и сегрегацию по границам формирующихся субзерен. Полученные результаты будут использованы при разработке модели, запланированной в рамках Проекта, для описания эффекта легирования бором на формирование феррита и бейнита при распаде аустенита с учетом одновременного влияния предварительной деформации. 4. Разработана количественная модель кинетики роста зерна аустенита в зависимости от химического состава его твердого раствора. В модели полагается, что энергия активации роста зерна пропорциональна энергии активации объемной самодиффузии (ЭАСД), рассчитываемой в зависимости от химического состава с использованием полученной ранее эмпирической формулы. Калибровка модели проведена на основе сформированной базы надежных литературных данных по кинетике рассматриваемого роста в интервале температур от 1000 до 1200 °С для 2 промышленных (DQSK, A36) и 8 лабораторных сталей с широким диапазоном химического состава (С(0.04÷0.32), Mn(0.30÷1.88), Si(0.01÷0.29), Cr(0.01÷2.0), Ni(0.01÷4.0), Mo(0.01÷0.50), Nb(0.0÷0.048) (масс.%)). Модель позволяет получить хорошее согласие с экспериментом. Средняя относительная погрешность расчета размера зерна для всех рассмотренных сталей (31 кинетическая кривая роста) составляет около 11%, что сопоставимо с погрешностью его измерений. Важным достоинством модели является то, что она обеспечивает хорошее согласие с экспериментом в широком диапазоне химического состава, для которого эффективная энергия активации роста зерна изменяется в интервале от ~ 80 до ~ 244 кДж/моль. Следует также подчеркнуть, что учет влияния химического состава на ЭАСД и, соответственно, на энергию активации роста зерна, реализованный в настоящей модели, позволяет получить согласие с экспериментом без учета "solute drag"- эффекта, который требует введения большого числа дополнительных эмпирических параметров (по два экспоненциальных параметра на каждый легирующий элемент). Хотя при столь значительном упрощении предсказания хорошо согласуются с экспериментом, данный результат требует дополнительной верификации. Для этого следует получить и проанализировать экспериментальные данные для сталей, легированных разными количествами Mo и Nb, для которых "solute drag"- эффект считается особенно сильным. 5. Разработана количественная модель распада аустенита изучаемых сталей в условиях без его предварительной деформации. Данная модель создана путем модернизации ранее разработанной модели. При этом модели ферритного и перлитного превращений сохранены без существенных изменений. Модернизация модели сводится к следующему: – Выполнена корректировка модели бейнитного превращения, при которой оптимизированы значения эмпирических параметров, определяющих соотношение предсказываемых долей гранулярной и реечной составляющих в бейнитных структурах. Оптимизация проведена на основании созданной базы данных визуальной оценки долей отмеченных составляющих в 27 бейнитных структурах 7 марок сталей (Х80, Х90, Х100, 09ГСФ, АБ2, АБК, АБ3) (для сталей Х80, Х90, Х100, 09ГСФ и АБК эти структуры получены ранее, а для сталей АБ2 и АБ3 – в рамках Проекта). Дополнительно определены размеры исходного зерна аустенита, значения которых необходимы для выполнения моделирующих расчетов. Проведенная корректировка модели позволила заметно улучшить согласие результатов предсказаний долей бейнита различной морфологии с данными оценок этих долей. Средняя относительная погрешность предсказания рассматриваемых долей не превышает 7%. – Разработана новая модель для описания кинетики мартенситного превращения в зависимости от химического состава стали и размера исходного зерна аустенита. Набор значений эмпирических параметров модели определен с использованием базы данных по кинетике мартенситного превращения, созданной для 14 марок сталей (07С, 65Г, 45Х, 40С2, J55, 30Г2, К60, 12Х1МФ, 14ХГ2САФД, 18ХГНМФБР, АБ2, АБК, S690, АБ3) (для сталей 07С, 40С2, J55, 30Г2 и К60 использованы результаты ранее проведенных исследований, а для остальных – результаты, полученные в рамках Проекта). На основе созданного набора кинетических кривых превращения получены новые формулы для расчета эмпирических параметров модели (в частности, температуры старта мартенсита, Ms) в зависимости от химического состава и размера зерна аустенита, обеспечивающие наилучшее согласие с экспериментом. Средняя относительная погрешность расчета температуры Ms в рассматриваемых сталях с использованием полученных формул не превышает 4%, а для предсказания долей образовавшегося мартенсита – 13%. 6. Проведена верификация разработанной модернизированной модели распада аустенита при непрерывном охлаждении на базе полученных экспериментальных данных. Полученные при этом результаты позволяют заключить, что модель является вполне работоспособной применительно к исследованному набору сложнолегированных сталей. Модель позволяет получить хорошее согласие с экспериментальными данными в части описания кинетики распада аустенита этих сталей с широким диапазоном химического состава. Результаты моделирования находятся в согласии с экспериментом и в части предсказания типа полученных сложных микроструктур, включающих в себя все практически важные составляющие. 7. По результатам проведенных экспериментальных исследований и разработки моделей подготовлены и опубликованы 3 публикации (2 – Scopus, Web of Science; 1 – РИНЦ). Информация о Проекте размещена на сайте: https://www.researchgate.net/project/Investigation-of-the-structure-formation-processes-in-industrial-production-of-high-strength-heat-treated-steels-and-development-of-mathematical-models-for-their-quantitative-description-RSF-project-N

Аннотация результатов, полученных в 2020 году
1. Сделан аналитический обзор литературы по тематике работ Проекта в 2020 году. Основное внимание уделено работам по следующим темам: − экспериментальное исследование и моделирование статической рекристаллизации аустенита, а также разработка новых подходов к количественному описанию процессов выделения карбонитридов микролегирующих элементов; − экспериментальное исследование и моделирование влияния предварительной деформации аустенита на кинетику его распада при непрерывном охлаждении. Результаты обзора использованы при разработке новой модели статической рекристаллизации аустенита сложнолегированных сталей с учетом выделения на дислокациях карбонитридов микролегирующих элементов, а также моделей ферритного и бейнитного превращений при непрерывном охлаждении деформированного аустенита. 2. Исследовано изменение механических свойств (предела текучести, предела прочности и относительного удлинения), твердости и ударной вязкости в процессе отпуска 10 закаленных промышленных высокопрочных сталей (20Х, 13ХФА, CPC390, АБ2-1, 10ХСНД, 18ХГНМФР, 10Г2ФБЮ, S690, 12Х1МФ, АБ3) c широким диапазоном химического состава (С(0.04÷0.27), Mn(0.33÷1.57), Si(0.22÷1.09), Cr(0.02÷1.14), Ni(0.06÷3.74), Cu(0.02÷1.03), Mo(0.001÷0.43), Nb(0.002÷0.044), V(0.003÷0.142), Ti(0.002÷0.045), B(0.0003÷0.0032)). Длительность отпуска при 400, 500, 600, 650 °С составляла 0.5, 1, 1.5, 2, 3, 4, 5, 6 ч для каждой из указанных температур. Показано, что при отпуске имеют место сложные изменения свойств, обусловленные развитием взаимодействующих между собой процессов выделения/растворения и коалесценции частиц цементита, карбидов хрома, ванадия и молибдена, а также выделением частиц меди. Полученные данные будут использованы при разработке модели для предсказания изменений микроструктуры и механических свойств закаленных сталей во время их отпуска, запланированной в рамках данного Проекта. 3. Разработана физически обоснованная модель для описания кинетики статической рекристаллизации и предсказания размера рекристаллизованного зерна аустенита сложнолегированных сталей, включая стали, микролегированные Nb, V, Ti. Модель согласованно учитывает три взаимодействующих между собой процесса: возврат, рекристаллизация и выделение частиц, индуцированное деформацией. Эмпирические параметры модели определены в два этапа с использованием базы литературных и собственных экспериментальных данных по кинетике рекристаллизации аустенита для 23 сталей с широким диапазоном химического состава (С(0.04÷0.53), Mn(0.36÷1.90), Si(0.01÷0.27), Cr(0.11÷0.39), Ni(0.45÷1.91), Mo(0.18÷0.49), Nb(0.00÷0.093), V(0.00÷0.093), Ti(0.00÷0.075) (масс.%)). На первом этапе с использованием данных для 12 сталей найдены значения параметров модели рекристаллизации с учетом вклада возврата в условиях, когда атомы всех легирующих элементов, включая микролегирующие, находятся в твердом растворе и выделения соответствующих частиц не происходит. Созданная модель позволяет получить хорошее согласие с экспериментом для рассмотренного набора сталей, в которых минимальное (146.1 кДж/моль) и максимальное (308.1 кДж/моль) значения эффективной энергии активации рекристаллизации (миграции границ рекристаллизованных зерен), рассчитываемой в зависимости от состава твердого раствора аустенита, отличаются более чем в 2 раза. Средняя по всем сталям относительная погрешность предсказания доли рекристаллизованного объема составляет около 13%. В модели учтен новый механизм зависимости подвижности границ рекристаллизованных зерен аустенита от состава его твердого раствора, обусловленный соответствующей зависимостью энергии активации их миграции. На втором этапе с использованием экспериментальных данных для 11 микролегированных сталей определены значения параметров, определяющих кинетику выделения частиц карбонитридов Nb, V и карбида Ti на дислокациях деформированного аустенита и их взаимодействие с движущимися границами рекристаллизованных зерен. При моделировании использован новый подход позволяющий учитывать изменение химического состава частиц карбонитридов Me(C,N) по мере их зарождения и роста. Разработанная интегральная модель рекристаллизации обеспечивает хорошее согласие с экспериментом для рассмотренного большого набора сталей в широких диапазонах изменения температуры (825÷1200 ºС), размера исходного зерна аустенита (30÷285 мкм), степени (0.2÷0.35) и скорости деформации (0.5÷5 с-1). 4. Обработаны и проанализированы экспериментальные данные по влиянию предварительной деформации аустенита на кинетику его распада в зависимости от скорости охлаждения для 7 промышленных сталей с широким диапазоном химического состава (C(0.06÷0.23), Mn(0.17÷1.55), Si(0.01÷0.66), Cr(0.02÷0.21), Ni(0.03÷0.13), Cu(0.05÷0.12), Mo(0.003÷0.12), Nb(0.002÷0.022), V(0.002÷0.065), Ti(0.001÷0.004)). Показано, что при низких скоростях охлаждения (1, 3 °С/с) деформация аустенита (ε = 0.4) практически не влияет на температуру старта ферритного превращения. С ростом скорости охлаждения ускоряющий эффект деформации монотонно нарастает, что обусловлено снижением степени релаксации деформированной структуры в результате возврата. Аналогичным образом деформация влияет и на температуру окончания превращения, но в этом случае влияние скорости охлаждения выражено слабее. В целом, предварительная деформация аустенита приводит к сдвигу температурного интервала ферритного превращения в область более высоких температур. В большинстве случаев деформация приводит к некоторому измельчению зерна феррита. Измельчение зерна в результате деформации, усредненное по всем полученным ферритно-перлитным структурам (с малой долей перлита), несколько усиливается с увеличением скорости охлаждения, но остается умеренным (менее 10%). Максимальное относительное снижение размера зерна феррита в результате исследованной деформации, зафиксированное для некоторых сталей при скорости охлаждения 10 °С/с, находится на уровне ~ 20%. При низких скоростях охлаждения (1, 3 °С/с) в ряде конечных структур размер зерна феррита, полученного из деформированного аустенита, оказывается даже несколько большим, чем в случае без деформации. Вероятная причина такого эффекта состоит в том, что деформация не только увеличивает число формирующихся зародышей зерен феррита, но и ускоряет их рост из-за более высоких температур превращения. В результате количество доступных мест зарождения исчерпывается быстрее, что и приводит к увеличению размера зерна феррита в конечной структуре. 5. Разработана модель ферритного превращения с учетом эффекта предварительной деформации аустенита. При этом за основу взята ранее созданная модель без учета деформации. Для расчета скорости зарождения феррита впервые использовано уравнение классической теории зарождения, модифицированное с учетом дисперсии соответствующих барьеров из-за гидростатических напряжений разного знака, возникающих по границам зерен аустенита в результате его деформации. Дисперсия барьеров приводит к экспоненциальному росту скорости зарождения, зависящему от уровня этих напряжений, количественная оценка которых в рассматриваемой модели проводится с учетом вклада возврата. Дополнительные параметры модели ферритного превращения, определяющие эффект ускорения зарождения феррита в деформированном аустените, найдены на основе собственных экспериментальных данных по кинетике превращения в 7 промышленных сталях с достаточно широким диапазоном химического состава (C(0.06÷0.23), Mn(0.17÷1.55), Si(0.01÷0.66), Cr(0.02÷0.21), Ni(0.03÷0.13), Cu(0.05÷0.12), Mo(0.003÷0.12), Nb(0.002÷0.022), V(0.002÷0.065), Ti(0.001÷0.004)), размерам зерна аустенита, изменяющимся в диапазоне 20÷131 мкм, а также размерам зерна феррита в конечных структурах. Оптимальные значения параметров определены таким образом, чтобы минимизировать разницу между предсказанной и фактической кинетикой превращения аустенита, а также между аналогичными данными по размеру зерна феррита. Данная задача решена с использованием 24 экспериментальных кинетических кривых распада аустенита и соответствующих размеров зерна феррита. Необходимые при этом расчеты проведены с помощью разработанной интегральной компьютерной модели/программы AusEvol Pro, в которую была включена модернизированная модель ферритного превращения. Полученные значения указанных параметров показывают, что в результате деформации, при прочих равных условиях, скорость второй моды зарождения зерен феррита (на ребрах аустенитных зерен) возрастает сильнее, чем скорость первой моды (в вершинах аустенитных зерен). Это соответствует появлению локальных гидростатических напряжений в деформированном аустените у ребер зерен, тогда как напряжения вокруг вершин зерен требуют дополнительного анализа. Результаты расчета кинетики ферритно-перлитного превращения с помощью созданной модели, хорошо согласуются с экспериментом. Сравнение предсказываемых и измеренных размеров зерна феррита в структурах, полученных при распаде как недеформированного, так и деформированного аустенита, также демонстрирует хорошую точность расчетов. При этом средние по всем сталям относительные погрешности предсказаний размеров зерна феррита для первого и второго случаев близки и составляют, соответственно, 10.8 и 13.2%. 6. Создана модель бейнитного превращения с учетом эффекта предварительной деформации аустенита. Данная модель разработана с использованием экспериментальных данных по исследованию этого эффекта в зависимости от скорости непрерывного охлаждения для 5 промышленных сталей с широким диапазоном химического состава (C(0.04÷0.4), Mn(0.68÷1.90), Si(0.20÷1.58), Cr(0.03÷0.10), Ni(0.07÷0.45), Cu(0.14÷0.20), Mo(0.02÷0.31), Nb(0.002÷0.050), V(0.01÷0.064), Ti(0.002÷0.02)). Полагали, что пластическая деформация аустенита приводит к дисперсии барьеров зарождения бейнитных элементов по границам его зерен в результате возникновения областей гидростатического растяжения и сжатия, локализованных вблизи границ. Для количественного описания ускоренного зарождения по границам зерен использовали такой же подход, как и в модели ферритного превращения в условиях с деформацией. При этом считали, что деформация влияет только на скорости первичного и вторичного зарождения бейнитных элементов по границам зерен аустенита. Дополнительно в модели учтено образование ацикулярного феррита (деформационного бейнита), который зарождается в объеме зерен на субграницах деформационного происхождения. Расчет средних внутренних напряжений в деформированном аустените, значение которых использовано при оценке дисперсии барьеров зарождения бейнитных элементов, проведен с учетом вклада возврата. Расчеты, необходимые для определения дополнительных эмпирических параметров модели, выполнены с помощью интегральной компьютерной модели/программы AusEvol Pro, в которую была включена рассматриваемая модернизированная модель бейнитного превращения. Показано, что разработанная модель достаточно хорошо воспроизводит эффект предварительной деформации на бейнитное превращение при разных скоростях охлаждения. 7. С использованием программного пакета Thermo-Calc получены аналитические формулы для расчета произведений растворимостей бора и азота по отношению к нитриду бора (BN), а также растворимости бора по отношению к бориду железа (Fe2B), в зависимости от температуры. Данные формулы использованы при оценках концентрации свободного бора, способного сегрегировать по границам зерен аустенита, необходимой при моделировании эффекта легирования бором на кинетику распада аустенита. При этом, учитывая высокую диффузионную подвижность атомов бора и азота, считали, что в условиях проведенных экспериментов по исследованию распада аустенита сталей с бором концентрации атомов этих элементов внедрения в твердом растворе аустенита мало отличаются от равновесных при всех температурах вплоть до начала его распада. Дополнительно полагали, что концентрация свободного бора, сегрегировавшего по границам зерен аустенита, пропорциональна его равновесной концентрации в твердом растворе, которую рассчитывали, используя полученные формулы для произведений растворимостей. 8. Разработаны модели ферритного и бейнитного превращений с учетом эффекта легирования бором. Основой для создания этих моделей послужили экспериментальные данные по кинетике распада недеформированного и деформированного аустенита при его непрерывном охлаждении с разными скоростями, размерам исходного зерна аустенита, а также конечным микроструктурам, полученным для 5 сталей, три из которых легированы бором. При этом для двух пар сталей химические составы значительно отличаются только по содержанию бора. В модернизированной модели ферритного превращения принимали во внимание, что его подавление в сталях с бором, в основном, связано с замедлением зарождения феррита на границах зерен аустенита, обусловленной сегрегацией бора по этим границам. При моделировании данного эффекта полагали, что сегрегация бора приводит к увеличению эффективной удельной энергии поверхности раздела зародышей феррита с матрицей, пропорциональному концентрации свободного бора в твердом растворе. Показано, что модель позволяет достичь хорошего согласия с экспериментом для сталей, легированных бором. Модернизированная модель бейнитного превращения позволяет удовлетворительно описать впервые отмеченный эффект легирования бором, который состоит в нейтрализации ускоряющего действия пластической деформации на данное превращение, а также подавлении образования ацикулярного феррита (деформационного бейнита). 9. Сформирована обширная база собственных экспериментальных данных по кинетике распада аустенита, размерам его исходного зерна и конечным микроструктурам для 26 сталей с весьма широким диапазоном химического состава: C(0.04÷0.74), Mn(0.35÷1.90), Si(0.02÷1.58), Cr(0.03÷1.08), Ni(0.01÷3.50), Cu(0.01÷1.10), Mo(0.001÷0.43), Nb(0.001÷0.056), V(0.002÷0.152), Ti(0.001÷0.063), B(0.0003÷0.0031). Данная база данных будет использована при верификации модели бейнитного превращения, которую планируется дополнительно усовершенствовать на заключительном этапе работ по данному Проекту. 10. Создана версия интегральной компьютерной модели/программы AusEvol Pro, предназначенная для предсказания структурообразования исследуемых сталей при горячей прокатке и последующей закалке, в которую включены созданные в рамках данного Проекта модели роста зерна аустенита, его статической рекристаллизации, а также распада при непрерывном охлаждении по произвольному режиму, включая закалку, с образованием всех практически важных составляющих микроструктуры (феррита, перлита, бейнита различной морфологии и мартенсита) с учетом эффектов комплексного легирования и остаточной пластической деформации аустенита. Данная компьютерная модель/программа находится на уровне мировых аналогов, превосходя из в части адекватности учета сложных эффектов легирования современных сталей, включая высокопрочные стали микролегированные Nb, V, Ti, B. 11. По результатам проведенных экспериментальных исследований и разработки моделей подготовлено и опубликовано 6 статей (5 – Scopus, Web of Science; 1 – РИНЦ). Информация о Проекте размещена на сайте: https://www.researchgate.net/project/Investigation-of-the-structure-formation-processes-in-industrial-production-of-high-strength-heat-treated-steels-and-development-of-mathematical-models-for-their-quantitative-description-and-predictio

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
1. Получены формулы для расчета термодинамических движущих сил выделения частиц карбидов разного типа (Fe3C, V4C3, Mo2C, Cr7C3) и Cu в зависимости от температуры, концентраций атомов соответствующих элементов в твердом растворе и равновесных величин этих концентраций. В случае специальных карбидов расчет равновесных концентраций атомов металла и углерода проводится с использованием эмпирических выражений для температурных зависимостей произведений растворимостей данных атомов, полученных с помощью Thermo-Calc. Показано, что для 8 бейнитно-мартенситных сталей с широким диапазоном химического состава предсказываемые зависимости равновесных объемных долей отмеченных карбидов от температуры хорошо согласуются с данными Thermo-Calc. Дополнительно с использованием Thermo-Calc получена эмпирическая формула для вычисления равновесной концентрации Cu в твердом растворе α-железа в зависимости от температуры, необходимой при расчете термодинамической движущей силы выделения частиц Cu. 2. Разработана количественная модель эволюции микроструктуры бейнитно-мартенситных Сr-Mo-V-Cu сталей при охлаждении после горячей прокатки и последующем отпуске в результате возврата и выделения частиц различных карбидов (Fe3C, V4C3, Mo2C, Cr7C3) и Cu. Модель базируется на известных уравнениях зарождения и роста частиц фазовых выделений. Непрерывная эволюция системы частиц во времени моделируется как последовательность изменений, происходящих за малые интервалы времени (шаги). На каждом временном шаге функция распределения частиц по размерам меняется с учетом процессов зарождения новых и роста/растворения существующих частиц. Для обеспечения удовлетворительной точности и устойчивости расчетной схемы временной шаг выбирается достаточно малым с учетом набора соответствующих ограничений. Проведена верификация частных моделей структурообразования при отпуске с использованием экспериментальных данных из литературы по кинетике выделения в α-фазе частиц специальных карбидов V4C3, Mo2С, Cr7C3 и Cu. Показано, что результаты моделирования хорошо согласуются с данными по кинетике изменения объемных долей и средних размеров частиц указанных карбидов и Cu при отпуске сталей и сплавов α-Fe-Cu. 3. Создана компьютерная программа, реализующая разработанную математическую модель структурообразования при отпуске, которая включена в качестве подпрограммы в интегральную компьютерную модель/программу AusEvol Pro. Полученная в результате версия программы AusEvol Pro успешно использована при выполнении работ Проекта. 4. Разработаны модели для предсказания изменений механических свойств (предела текучести, предела прочности, относительного удлинения) и твердости в процессе отпуска бейнитно-мартенситных структур закалки. Модели основаны на правиле смеси, в соответствии с которым вклады разных составляющих структуры пропорциональны их объемным долям. Учтены следующие структурные составляющие: полигональный феррит, бейнит разной морфологии и мартенсит. При расчете механических свойств отдельных составляющих структуры учитываются все физически важные механизмы упрочнения, среди которых упрочнение твердым раствором, дислокациями, границами зерен и частицами фазовых выделений, образующимися как в аустените на стадии прокатки (Nb(C,N), V(C,N), TiC), так и при отпуске после закалки (Fe3C, V4C3, Mo2C, Cr7C3 и Cu). При построении модели для относительного удлинения полагали, что с каждым вкладом в упрочнение связан соответствующий вклад, снижающий пластичность стали. Набор эмпирических параметров моделей механических свойств определен на основе полученных в рамках Проекта экспериментальных данных по этим свойствам после закалки, а также отпуска при разных температурах, для 10 промышленных сталей с широким диапазоном химического состава. Дополнительно использована база расчетных данных по параметрам микроструктуры: объемным долям составляющих, размерам зерна феррита, плотностям дислокаций в бейните и мартенсите, объемным долям и средним размерам частиц фазовых выделений, концентрациям атомов легирующих элементов в твердом растворе. Расчеты параметров микроструктуры выполнены с помощью компьютерной программы AusEvol Pro в соответствии с промышленными режимами горячей прокатки, последующего охлаждения и закалки полос сталей в ролико-закалочной машине. Показано, что результаты моделирования хорошо согласуются с экспериментом. При этом средние относительные погрешности предсказания пределов текучести и прочности составляют, соответственно 5.9 и 5.3%, а средняя абсолютная погрешность предсказания относительного удлинения – 2.5%. Дополнительно, с использованием полученных экспериментальных данных по пределу прочности и твердости (HV10) для 10 отмеченных сталей, найдена эмпирическая формула, позволяющая с хорошей точностью рассчитывать твердость на основе предсказываемого предела прочности. 5. Разработана модель для предсказания ударной вязкости исследуемых сталей после закалки и отпуска в зависимости от параметров их конечной микроструктуры и температуры испытаний. Основными параметрами модели являются температура вязко-хрупкого перехода, а также нижняя и верхняя границы ударной вязкости. Значения эмпирических параметров модели определены на основе данных по ударной вязкости для 10 промышленных бейнитно-мартенситных сталей после их закалки и отпуска при разных температурах. Дополнительно использована база расчетных данных по параметрам микроструктуры, полученных с помощью компьютерной программы AusEvol Pro. 6. Путем объединения разработанных компьютерных моделей отдельных звеньев технологической цепочки промышленного производства рассматриваемых сталей «горячая прокатка → закалка → отпуск» создана модернизированная интегральная компьютерная модель/программа AusEvol Pro и проведена ее верификация с использованием соответствующих экспериментальных данных. При верификации модели проведены расчеты конечных механических свойств двух ферритно-бейнитных (полосы толщиной 25 мм) и двух бейнитно-мартенситных сталей (полосы толщиной 35, 40 и 50 мм), значительно различающихся по химическому составу, после промышленной горячей прокатки и закалки с прокатного нагрева. Расчеты выполнены с использованием протоколов прокатки, включающих в себя, в частности, данные по среднемассовой температуре проката. Показано, что средняя по всем рассмотренным полосам относительная погрешность предсказания пределов текучести и прочности составляет 15.0 и 8.7%, соответственно, а средняя абсолютная погрешность предсказания относительного удлинения – 3.3%. Для полос минимальной толщины (25 мм) эти погрешности значительно ниже и не превышают 8.5, 6.1 и 1.6%, соответственно. Отмеченная разница в точности предсказаний может быть связана со значительными отклонениями среднемассовой температуры, используемой в расчетах, от температуры проката в разных областях по его толщине. Полученные результаты верификации разработанной модернизированной версии интегральной компьютерной модели/программы AusEvol Pro позволяют обоснованно рекомендовать ее применение на практике для предсказания структуры и механических свойств проката сталей рассматриваемого класса. 7. Предпринята попытка разработки химического состава высокопрочной износостойкой стали типа HARDOX с твердостью 480-520HB и относительным удлинением выше 8% для полос толщиной до 50 мм. При проведении этих исследований ориентировались на возможности соответствующего технологического оборудования ПАО «Северсталь». Рассматривали следующую технологическую цепочку производства стали данного класса: «горячая прокатка → охлаждение полос на воздухе → нагрев и выдержка при температуре полной аустенитизации → закалка». При этом предполагалось, что заключительные операции термообработки стали («нагрев, выдержка → закалка») выполняются с использованием ролико-закалочной машины (РЗМ) ПАО «Северсталь». При решении поставленной задачи рассмотрены полосы с толщинами 10, 30 и 50 мм. Полагали, что достижение целевых свойств для всех толщин возможно только при условии получения мартенситной или мартенситно-бейнитной микроструктуры (с минимальной долей бейнита реечной морфологии) по всей толщине полос. Поэтому моделирующие расчеты проводили для режимов максимально быстрого охлаждения, обеспечиваемого РЗМ для полос рассматриваемых толщин. Соответствующие кривые охлаждения использованы при расчетах микроструктуры с помощью компьютерной программы AusEvol Pro, а также при проведении экспериментов по физическому моделированию режимов охлаждения поверхности и середины полос, выполненных с помощью комплекса Gleeble 3800. В результате компьютерного и физического моделирования предложены два перспективных химических состава высокопрочной износостойкой стали с твердостью 480-520HB для полос толщиной до 50 мм. 8. По результатам проведенных экспериментальных исследований и разработки моделей подготовлено и опубликовано 7 статей (5 – Scopus, Web of Science; 2 – РИНЦ). Информация о Проекте размещена на сайте: https://www.researchgate.net/project/Investigation-of-the-structure-formation-processes-in-industrial-production-of-high-strength-heat-treated-steels-and-development-of-mathematical-models-for-their-quantitative-description-and-predictio