автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Расчетно-экспериментальное моделирование диффузионного распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных конструкционных сталей

На правах рукописи

АНУФРИЕВ Николай Петрович

РАСЧЕТНО-ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ДИФФУЗИОННОГО РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА ДОЭВТЕКТОИДНЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

- 8 ДЕК 2011

Екатеринбург 2011

005005254

Работа выполнена на кафедре «Термообработка и физика металлов» ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

Научный руководитель

доктор технических наук, профессор Юдин Юрий Вячеславович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Гервасьев Михаил Антонович

кандидат физико-математических наук, доцент

Окишев Константин Юрьевич

Ведущее предприятие:

Институт Машиноведения УрО РАН

Защита диссертации состоится «23» декабря 2011 г. в 15.00 на заседании диссертационного совета Д212.285.04 при ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, д. 28, 3-й учебный корпус, ауд. Мт-329. Телефон (343)375-45-74; факс (343)374-38-84, e-mail: nickanuf@mail.ru.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

Автореферат разослан «21» ноября 2011 г. Объявление о защите диссертации и автореферат диссертации «21» ноября 2011 г. размещены на официальном сайте ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»: www.ustu.ru и направлены для размещения в сети Интернет Министерством образования и науки Российской Федерации по адресу référât vak@man.gov.ru.

Ученый секретарь совета Д 212.285.04

проф., д.т.н.

Мальцева JI.A.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Микроструктура стали, сформировавшаяся в результате проведения термообработки в условиях непрерывного охлаждения, является ключевым фактором, определяющим уровень механических и эксплуатационных свойств готовых изделий. Совершенствование технологии термической обработки на предприятиях нередко связано с заменой традиционных режимов закалки на более перспективные с применением водокапельных или водовоздушных охлаждающих устройств. Такие охлаждающие устройства обеспечивают широкий спектр скоростей охлаждения, по сравнению с традиционными режимами закалки, что существенно изменяет характер формирования микроструктуры конкретной стали по сечению изделия. Помимо внедрения нового закалочного оборудования возникает необходимость использования новых марок сталей, для которых особенности протекания фазовых и структурных превращений подробно не изучены.

Современные методики построения термокинетических диаграмм обычно ограничиваются постоянными скоростями охлаждения, поэтому результаты проведенных исследований не всегда непосредственно можно применить для оценки структурного состояния по сечению конкретных изделий. Особенно это касается широко применяемых доэвтектоидных низко- и среднелегированных сталей, для которых термокинетические и, в особенности, изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита обладают определенной неполнотой информации.

Расчетно-экспериментальное изучение кинетики распада переохлажденного аустенита в доэвтектоидных промышленных сталях может служить основой для разработки алгоритма расчета количества структурных составляющих в любой точке сечения крупных изделий при их охлаждении с различной интенсивностью.

Одним из перспективных способов моделирования кинетики у—>а превращения в доэвтектоидных сталях при непрерывном охлаждении является использование экспериментальных термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита с известными термическими траекториями, с помощью которых можно рассчитать изотермическую диаграмму распада переохлажденного аустенита, применив правило аддитивности Шейла. При этом появляется возможность использовать расчетную изотермическую диаграмму распада переохлажденного аустенита для определения температурных и структурных полей при произвольном охлаждении деталей любого сечения.

Задача повышения комплекса прочностных свойств в настоящее время актуальна для валков горячей прокатки вследствие появления новых стандартов, ужесточивших требования к уровню механических свойств валков в активном слое. Нередко, в результате проведения промышленных режимов термообработки валков в упрочненном слое образуются продукты

диффузионного распада переохлажденного аустенита (избыточный феррит и феррито-карбидная смесь), что может привести к значительному понижению твердости рабочей поверхности изделий и, следовательно, их эксплуатационной стойкости.

Поэтому представляется актуальной разработка достоверной методики расчета объемной доли феррита и перлита в структуре доэвтектоидных конструкционных сталей, образовавшихся в результате термообработки стальных изделий по различным режимам. Это даст возможность расчетным путем выбрать режим охлаждения, при котором для конкретной марки стали будет максимально подавлен распад переохлажденного аустенита по I ступени в поверхностном слое, что позволит существенно повысить уровень прочностных свойств готовых изделий.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности кафедры «Термообработки и физики металлов» ФГАОУ ВПО «Уральский Федеральный Университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» в рамках аналитической ведомственной целевой программы «Развитие научного потенциала высшей школы» (тема № 2218), федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» (2009-2013 гг), госконтракт 02.740.1105037 (20102012 гг).

Цель работы: Исследовать кинетику распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных сталей для разработки методики расчета структурных полей стальных изделий при их охлаждении с различной интенсивностью.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Провести аналитическое описание изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных сталей в перлитной области на основании известных экспериментальных данных.

2. Исследовать микроструктуру доэвтектоидных сталей и определить количество структурных составляющих, образовавшихся при непрерывном охлаждении.

3. Изучить кинетику распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных сталей при термообработке в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении.

4. На основе экспериментальных исследований предложить алгоритм расчета объемной доли продуктов диффузионного распада аустенита доэвтектоидных конструкционных сталей при охлаждении с постоянной и переменной скоростью.

Научная новизна:

1. Разработана методика, позволяющая с абсолютной погрешностью до 5 % рассчитывать количество феррита и перлита в структуре доэвтектоидных сталей с различным уровнем легирования при непрерывном охлаждении.

2. Расчетно-экспериментальным методом установлена температурная зависимость параметров уравнения Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами пик при проведении изотермической обработки доэвтектоидных низколегированных сталей, на основании чего предложена модель аналитического расчета изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита в перлитной области.

3. Изучено структурообразование валковой стали 45Х5МФ при проведении термообработки в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении. Построена изотермическая и термокинетическая диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ.

4. Предложена экспериментальная методика, позволяющая методом простого термического анализа с применением компьютерных технологий определять кинетику фазовых превращений доэвтектоидных сталей при охлаждении с переменной скоростью.

Достоверность основных положений и выводов диссертации обеспечивается использованием апробированных и контролируемых методик исследования в лабораторных и производственных условиях, статистико-вероятностной обработкой экспериментальных данных, воспроизводимостью полученных результатов и непротиворечивостью их литературным данным.

Практическая значимость работы заключается в разработке методики прогнозирования кинетики распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных сталей при охлаждении с различной интенсивностью, что позволяет с абсолютной погрешность менее 5 % рассчитывать количество избыточного феррита и перлита в любой точке сечения изделий. Результаты проведенных исследований можно использовать для промышленного внедрения при разработке технологий термической обработки валков горячей прокатки с применением регулируемого водокапельного охлаждения, что позволит существенно повысить эксплуатационную стойкость валков горячей прокатки и приведет к повышению качества листового и горячекатаного проката на металлургических заводах.

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены на международных и всероссийских научно-технических конференциях и школах: IX Международной научно-технической уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2008);

Всероссийской молодежной школы-конференции «Современные проблемы металловедения» (Пицунда, 2009); Всероссийской конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2009); X Международной научно-технической уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2009); XX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Пермь, 2010); VIII Всероссийской щколы-конференции молодых ученых «КоМУ-2010» (Ижевск, 201б);-ХГ Международной научно-технической уральской школе-семинаре молодых ученых-металловедов (Екатеринбург, 2010); IX Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (Санкт-Петербург, 2011); VI Всероссийской молодежной научной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тольятти, 2011).

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 15 научных работ, из них: 3 статьи в рецензируемых журналах по перечню ВАК; 1 статья в зарубежном журнале; 5 статей в сборниках научных трудов; 6 работ, опубликованных в сборниках тезисов докладов международных и всероссийских конференций.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и списка использованных источников. Работа изложена на 149 страницах, содержит 119 рисунков, 1 таблицу и библиографический список из 135 источников.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы и определены цели исследования.

В первой главе проанализированы литературные данные о современных методиках моделирования фазовых превращений в сталях с различным уровнем легирования, расчете количества структурных составляющих и кинетики образования вторых фаз при термообработке сталей в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении. На основании проведенного анализа сформулированы задачи исследования.

Во второй главе описаны материалы и методы исследования.

Материалами исследования являлись доэвтектоидные стали марок 09Г2С, 18ХГТ, 40Х, 35Х2НМ, 40Х2ГНМ, 45Х5МФ. Выплавка промышленных сталей проводилась в ¡электродуговой печи. Химический состав исследуемых сталей был определен методом спектрального анализа, приведен в таблице 1.

Простой термический анализ проведен на прутках квадратного сечения 15x15 мм и длиной 60 мм. Стали нагревали до 860 °С, время выдержки при температуре аустенитизации составляло 15...20 минут. Последующее охлаждение образцов велось с различной интенсивностью: в воде, в масле,

вентиляторным обдувом, на спокойном воздухе, в закрытом теплоизолированном поддоне, с открытой печью, с печью. В центр прутков зачеканивали термопары типа ХА, сигнал с которых с помощью аналого-цифрового преобразователя 1-7017F и компьютера записывался на цифровой носитель.

Торцевая закалка образцов на прокаливаемость была проведена в специальном охлаждающем устройстве в соответствии с ГОСТ 5657-69. Образцы сталей 09Г2С, 18ХГТ, 40Х аустенизировали при 900, 870 и 850 °С соответственно в течение 1 часа.

На расстоянии 10, 20 и 40 мм от охлаждаемого торца в образец на прокаливаемость на глубину 12 мм были зачеканены термопары типа ХА, с помощью которых записывали изменение температуры образца с частотой 2 Гц. Полученные термические траектории охлаждения ряда сечений образца использовали для решения обратной задачи теплопроводности, в ходе которой определены граничные условия при проведении стандартной торцевой закалки. Химический состав исследованных сталей приведен в таблице 1.

Таблица 1 Химический состав исследованных сталей

Марка стали Массовая доля элементов, %

С Si Мп Сг Ni Mo Ti V Р S

09Г2С 0,09 0,90 1,80 1,15 - 0,01 - - 0,014 0,017

18ХГТ 0,18 0,38 0,43 1,62 - 0,02 0,02 - 0,020 0,014

35Х2НМ 0,35 0,14 0,40 1,93 0,75 0,26 - - 0,014 0,020

38Х2ГНМ 0,38 0,29 0,74 2,17 0,82 0,12 - - 0,016 0,008

40Х 0,40 0,21 0,42 0,20 - - - - 0,018 0,015

45Х5МФ 0,44 0,25 0,35 4,82 - 0,25 - 0,17 0,014 0,017

* остальное - Fe

Дилатометрические исследования кинетики фазовых превращений при термообработке доэвтектоидных сталей в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении проведены с помощью дилатометра марки Linseis L78 «R.I.T.A.». Для определения критических точек стали 45Х5МФ Ас, и Ас3 в интервале температур 700. ..910 "С скорость нагрева составила не более 5 °С/мин, время выдержки при температуре аустенитизации (т7) - 15 минут. Непрерывное охлаждение вели с постоянной скоростью в интервале 0,025... 5,000 °С/с. Изотермическая выдержка после аустенитизации проводилась в интервале температур 640.. .750 °С в течение 10 часов.

Микроструктурные исследования проводили на оптических микроскопах Reichert и Olympus - GX51 при увеличении 150... 1000 крат. Травление образцов проводилось 3 % раствором азотной кислоты в этиловом спирте. Расчет объемной доли структурных составляющих осуществляли с помощью программы «Промышленная система анализа изображений SIAMS - 700», предназначенной для обработки изображений в цифровом формате.

Электронно-микроскопические исследования проводились на растровом микроскопе PHILIPS SEM-535 с приставкой для микрорентгеноспектрального анализа EDAX Genesis 2000 (ускоряющее напряжение 25 кВ, ток катода 40 мА) при увеличении 500...3000 крат.

Измерения твердости проведены в соответствие с ГОСТ 2999-75 на приборе Роквелла и на приборе Виккерса ТК-7 при нагрузке 1500 и 300 Н соответственно.

Для описания изотермической кинетики ферритного и перлитного превращения использовалось уравнение Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами:

Р = 1 - ехр(-к-тп), (1)

где Р - объемная доля образованной фазы; т - время изотермической выдержки, с; k, п - температурно-зависимые параметры уравнения (1).

Расчет кинетики образования продуктов диффузионного распада переохлажденного аустенита исследуемых сталей при непрерывном охлаждении проведен по данным экспериментальных изотермических диаграмм по правилу аддитивности Шейла.

Оценены погрешности результатов экспериментов для перечисленных методик.

В третьей главе приведены результаты отработки методики расчета кинетики перлитного и ферритного превращения при непрерывном охлаждении на примере доэвтектоидных конструкционных сталей с уровнем легирования не более 3 %.

Для сталей 18ХГ, ЗОХМ, 45Х по данным известных изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита [1] на основании уравнения (1) установлена немонотонная зависимость температурно-зависимых параметров п и к от температуры изотермического превращения (рисунок 1).

а) б)

Рисунок 1 Зависимость параметров п (а) и -1п к (б) уравнения (1) от температуры изотермической выдержки

Отмечено влияние температуры аустенитизации на значение показателя степени п доэвтектоидных сталей 20ХМ и 12Х2Н2. При повышении температуры аустенитизации сталей от 870 °С до 1050 °С наблюдалось значительное уменьшение средних значений параметра п уравнения (1) от температуры изотермической выдержки.

Полученные зависимости показателя степени п( уравнения (1) от температуры изотермической выдержки для ряда доэвтектоидных конструкционных сталей были аппроксимированы уравнением вида:

где По, В, С - коэффициенты; t„ max - температура изотермической выдержки, при которой коэффициент nt достигает максимального значения.

На рисунке 2 приведены экспериментальные по данным [1] и расчетные зависимости показателя степени п от температуры изотермической выдержки для стали 18ХГ. Расчетные значения показателя степени п удовлетворительно коррелируют с экспериментальными данными, коэффициент детерминации составляет 0,98.

Рисунок 2 Изменение показателя степени п от температуры изотермической выдержки переохлажденного аустенита стали 18ХГ по экспериментальным данным (0)[1] и расчетное по уравнению (2) (-)

Обобщая полученные значения коэффициентов уравнения (2) для ряда сталей методом линейной множественной регрессии получены зависимости, связывающие значения коэффициентов п0, В, ^ тах, С уравнения (2) с химическим составом сталей.

Для определения температуры изотермической выдержки, при которой в доэвтектоидных низколегированных сталях будет наблюдаться максимальное значение параметра п, получено уравнение линейной множественной регрессии (3), связывающее гаах с легированием стали:

nt = n0 exp(B(t -t„ max)2) + С

(2)

2

550 570 590 610 630 650 670 690 710 температура,"С

tn max = -412 + 210 С + 2446 Si + 129 Mn + 376 Cr - 239 Ni - 284 Mo (3)

Для коэффициентов no, В, С определены зависимости:

п0 = 36,8 - 4,1С - 105,8 Si + 1,3 Mn - 11,0 Cr + 9,7 Ni + 13,8 Mo (4)

В = 0,01 (-2,8 + 0,6 С + 6,6 Si + 0,3 Mn + 0,9 Cr - 0,6 Ni - 0,5 Mo) (5)

С = 97,2 - 24,2 С - 207,2 Si - 14,9 Mn - 31,0 Cr + 18,4 Ni + 9,0 Mo (6)

Уравнения (3)...(6) получены для содержания химических элементов в стали: С - (0,13...0,44) %; Si - (0,22...0,31) %; Mn - (0,60...1,12) %; Cr-(0,90... 1,50) %; Ni-(0...1,55) %; Mo-(0...0,37) %.

Зависимость экспериментальных коэффициентов t„ maXj n0, С от рассчитанных по уравнениям (3)...(6) адекватно описывается линейной функцией у = х с коэффициентом детерминации в пределах 0,92.. .0,98.

Анализируя экспериментальные зависимости параметров уравнения (1), установлено, что численные значения Ink и п связаны линейно, коэффициент корреляции составляет 0,98...0,99. Установленная линейная зависимость Ink от показателя степени п позволяет рассчитать для любой температуры изотермической выдержки коэффициент к по значению п по уравнению:

к = ехр(-(ап + Р)) (7)

Получены уравнения линейной множественной регрессии, связывающие коэффициенты а и (3 с химическим составом сталей:

а = -26,6 + 2,4 С + 61,71 Si + 4,9 Mn + 12,0 Cr - 6,4 Ni + 3,9 Mo (8)

p = 127,9 - 33,8 С -254,4 Si - 15,0 Mn - 44,9 Cr + 27,8 Ni + 21,1 Mo (9)

Зависимость экспериментальных значений коэффициентов а и (3 от рассчитанных по уравнениям (8) и (9) описывается линейной функцией у = х. Коэффициенты детерминации составили 0,99 и 0,96 соответственно. Пределы изменения легирования сталей такие же, как для уравнений (3).. .(6).

Соответственно, зная коэффициенты кип, можно определить условное время начала To.oi и конца изотермического превращения т0,99> построить расчетные изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита ряда сталей. На рисунке 3 приведены расчетная и экспериментальная [1] изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 18ХГ.

760 1

АС1

740 -

Р 720 -

« 700 -

Й 680 -и

§" 660 -

[срХР

с

600 410

100

1000

10000

время, с

Рисунок 3 Экспериментальная (маркеры) [1] и расчетная (линии) изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 18ХГ

в перлитной области

Определение параметров уравнения (1) п и к в виде функции от температуры изотермической выдержки дало возможность, применив правило аддитивности Шейла, аналитически описать кинетику перлитного превращения доэвтектоидных низколегированных сталей в условиях непрерывного охлаждения.

Для сталей 15ХФ, 18ХГ, 35Х, ЗОХМ, 45Х проведен расчет количества перлита, образованного при охлаждении по термическим траекториям, для которых изначально была известна доля второй фазы из экспериментальных термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита [1]. Доля перлита, рассчитанная по правилу аддитивности Шейла, с точностью до 5 % совпала с долей перлита, приведенной на термокинетических диаграммах [1].

Для ряда доэвтектоидных сталей из изотермических диаграмм [1] расчетным путем определены температуры начала и конца перлитного превращения в интервале постоянных скоростей охлаждения 0,001...7,000 °С/с. На рисунке 4 приведены экспериментальная [1] и расчетная термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 35Х в перлитной области.

Зная реальные термические траектории охлаждения, реализованные при построении термокинетической диаграммы и экспериментально полученное количество избыточного феррита, методом итераций была решена обратная задача - определен вид изотермической диаграммы выделения избыточного феррита для конкретной марки стали. При решении задачи предполагалось, что расчетная линия 50 % ферритного превращения лежит в интервале между линиями начала ферритного и конца перлитного превращений.

Для оценки максимально возможного количества феррита атаХ) образующегося при непрерывном охлаждении в конструкционных доэвтектоидных сталях по известным экспериментальным данным [1] методом наименьших модулей получено уравнение линейной множественной регрессии, связывающее атах с химическим составом стали:

<Хгаах= 129,7 - 140,0 С - 25,0 Мп - 20,0 Сг + 6,0 № - 11,0 Мо + 1,5 (10)

Уравнение (10) получено для содержания химических элементов: С - (0,07...0,5) %; Мп - (0,43...1,98) %; Сг - (0,1...1,95) %; № - (0...3.03) %; Мо - (0.. .0,4) %; & -(0,2...1,37) %.

Коэффициент корреляции экспериментальных значений с рассчитанными по уравнению (10) составил 0,96 при отношении табличного критерия Фишера к расчетному 45,4.

время, с

Рисунок 4 Фрагмент термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 35Х в интервале температур перлитного превращения (А, н - эксперимент [1]; — - расчет)

Для сталей марок 15ХФ, 20ХМ, 50ХФ, 12Х2Н2 по ранее известным термокинетическим диаграммам распада переохлажденного аустенита [1] рассчитаны изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита в области образования феррито-перлитной структуры (рисунок 5).

Зависимость экспериментальной доли избыточного феррита [1], образовавшегося при непрерывном охлаждении стали 15ХФ, от расчетной приведена на рисунке 6.

ъ °с

время, с

Рисунок 5 Фрагмент экспериментальной (•, А, ш) [1] и расчетной (—) изотермической диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 15ХФ в феррито-перлитной области

Р

грасч

Рисунок 6 Зависимость экспериментальной [1] объемной доли избыточного феррита, образованного при непрерывном охлаждении, от расчетной ;

сталь 15ХФ

Четвертая глава посвящена изучению и анализу кинетики ферритного и перлитного превращения при непрерывном охлаждении доэвтектоидных сталей на основании проведенных опытов торцевой закалки, простого термического анализа и дилатометрических экспериментов.

Для получения большего объема исходной информации (термических траекторий и соответствующей им объемной доли феррита и перлита) проведена торцевая закалка образцов на прокаливаемость из сталей 09Г2С, 18ХГТ и 4 ОХ.

В процессе закалки проведено термометрирование образца Джомини в 3 точках на расстоянии 10, 20 и 40 мм от охлаждаемого торца. Полученные

термические траектории охлаждения ряда сечений образца использовали для решения обратной задачи теплопроводности, в ходе которой определены граничные условия, то есть зависимость коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности при струйном охлаждении (рисунок 7).

15000

.5

СО 13000

11000

О 9000

б) ь 7000

*

О) 5000

■а 3000

•ы-

8 1000

100 200 300 400 500 600 700 800 900 температура поверхности^

Рисунок 7 Зависимость коэффициента теплоотдачи от температуры охлаждаемого торца образца Джомини при стандартной торцевой закалке

Определение граничных условий позволило рассчитать термические траектории охлаждения в любой точке поперечных сечений образца на прокаливаемость.

На продольном шлифе образца Джомини из стали 18ХГТ металлографически определено изменение количества избыточного феррита, перлита, бейнита и мартенсита в структуре стали 18ХГТ в зависимости от расстояния от охлаждаемого торца (рисунок 8).

НВС 42 30 28 28 27 23 22

Рисунок 8 Соотношение структурных составляющих и твердости по высоте образца Джомини из стали 18ХГТ после торцевой закалки

Полученные экспериментальные результаты явились исходными данными для расчета изотермической диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 18ХГТ в феррито-перлитной области. Определено положение линии 50 % ферритного превращения и скорректированы линия начала образования феррита и линии начала и конца перлитного превращения, в результате чего расчетные значения доли структурных составляющих и экспериментальные совпали с абсолютной погрешностью не более 5 % (рисунок 9).

Время, с

Рисунок 9 Расчетная и экспериментальная изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 18ХГТ (сплошные и штриховая линии - расчет; маркеры - экспериментальные данные [1])

Предложена методика построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных сталей методом простого термического анализа. При определении температурно-временных интервалов начала и конца фазовых превращений проводилось численное дифференцирование изменения температуры образца по' времени охлаждения. В результате дифференцирования получали зависимости мгновенной скорости охлаждения образца от текущей температуры. Температуры начала и конца превращений фиксировали по резкому уменьшению значений скорости охлаждения вследствие проявления тепловых эффектов.

Методом простого термического анализа с применением компьютерных технологий получена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 35Х2НМ (рисунок 10).

время, с

Рисунок 10 Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 35Х2НМ 860 °С, ^=20 мин), построенная по результатам простого термического анализа

Показано, что методом простого термического анализа можно достаточно точно и быстро определить температурно-временные интервалы протекания фазовых превращений в условиях непрерывного нагрева и охлаждения. Использование современных аналого-цифровых преобразователей позволяет провести одновременно 6...8 экспериментов по определению критических точек сталей на 6...8 образцах, что существенно ускоряет получение информации. Применение данной методики дает возможность в производственных условиях в короткий промежуток времени и с минимальными затратами строить термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита конкретных плавок с целью выбора наиболее рациональной технологии термической обработки конкретных изделий.

В последнее время на машиностроительных заводах, производящих прокатные валки, достаточно широко применяется сталь 45Х5МФ, для которой практически нет информации по кинетике фазовых превращений.

Построена экспериментальная изотермическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ в перлитной области. Критические точки А^ и Ас3 стали 45Х5МФ, составили 775 ± 2 и 811 ± 2 °С соответственно. Условные линии начала и конца образования перлита соответствуют 1 и 99 % фазы.

Проведено исследование микроструктуры и построена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ после охлаждения из аустенитной области с постоянной скоростью в интервале скоростей 0,025...5 °С/с. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ приведена на рисунке 11.

1/0

Рисунок 11 Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ = 910 °С, ту = 15 мин)

Практически полное подавление перлитного превращения происходит при скорости охлаждения более 0,2 °С/с, бейнитного - более 1 °С/с. При скорости охлаждения 1...5 °С/с в структуре наблюдается более 95 % мартенсита. Максимальная твердость образцов стали 45Х5МФ наблюдается при охлаждении со скоростью 5 °С/с и составляет 690 ±10 НУ.

По данным дилатометрических исследований получена зависимость доли образующегося перлита от температуры для постоянных скоростей охлаждения в интервале от 0,1 до 0,025 °С/с (рисунок 12). Это позволило, корректируя положение линий начала и конца перлитного превращения на экспериментальной изотермической диаграмме распада переохлажденного аустенита получить удовлетворительное совпадение расчетной кинетики перлитного превращения с экспериментальной в диапазоне постоянных скоростей охлаждения 0,1 ...0,025 °С/с (рисунок 13).

Полученная расчетная изотермическая диаграмма образования перлита стали 45Х5МФ является основой для прогнозирования количества перлита, образующегося по сечению изделий из данной стали при их охлаждении в различных средах.

00,1 °С/с 00,075 °С/с □ 0,035 °С/с Д 0,025 °С/с

600 625

650 675 700 температура, °С

725 750

Рисунок 12 Экспериментальная (маркеры) и расчетная (непрерывные кривые) кинетика образования перлита при охлаждении стали 45Х5МФ с постоянной скоростью в интервале 0,1...0,025 "С/с (Ц = 910 °С, тт= 15 мин)

760

755 -

730 -

705

660

655

630

100

1000

10000

100000

время, с

Рисунок 13 Экспериментальная (•) и расчетная (—) изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ = 910 °С, тт= 15 мин)

В пятой главе представлены результаты расчетов температурных и структурных полей, образовавшихся при водокапельной закалке по сечению валков горячей прокатки диаметром бочки 300...900 мм из стали 45Х5МФ после объемного нагрева.

В настоящее время остро стоит вопрос качества рабочих валков горячей прокатки. Ряд машиностроительных заводов продолжают использовать традиционные режимы окончательной термической обработки рабочих валков горячей прокатки диаметром 300...900 мм: нормализацию и неполный отжиг (отпуск) при температуре 640...680 °С, или улучшение (закалка в масло и высокий отпуск). В первом случае имеет место низкая твердость поверхности бочки, что приводит к быстрому износу валков. Во втором случае происходит резкое увеличение уровня остаточных напряжений. Повышение температуры высокого отпуска только частично решает данную проблему, так как одновременно с остаточными напряжениями существенно падает поверхностная твердость бочки.

Достаточно новым направлением в развитии технологий термоупрочнения крупных прокатных валков является применение водокалельной закалки.

ОАО «Машиностроительный концерн ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск) ведет работы по внедрению подобных технологий для термообработки прокатных валков. Совместно с кафедрой термообработки и физики металлов УрФУ разработано техническое задание на рабочее проектирование специализированной установки водокапельной закалки рабочих валков горячей прокатки производительностью до 10 тыс. тонн валков в год.

При разработке задания на проектирование определены основные технические параметры установки водокапельной закалки: интегральный расход воды и значения коэффициента теплоотдачи. В промышленных условиях на МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ» спроектированы и изготовлены стенд для теплотехнических испытаний и термозонд массой 320 кг из стали 45Х5МФ, с помощью которых проведены натурные эксперименты с использованием водокапельного охлаждения. В тело термозонда были зачеканены термопары, горячие спаи.термопар находились на расстоянии 15... 16 мм от охлаждаемой поверхности.

На основании зависимостей изменения температуры от времени путем численного решения обратной задачи теплопроводности получено изменение коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности при водокапельной охлаждении (рисунок 14).

Используя полученные граничные условия, проведен расчет температурных и структурных полей, формирующихся при водокапельной закалке прокатных валков диаметром бочки 300...900 мм из стали 45Х5МФ после объемного нагрева.

Установлено, что при водокапельном охлаждении прокатных валков диаметром бочки 300 мм происходит практически сквозная закалка на мартенсит. Увеличение диаметра бочки до 900 мм приводит к получению до 80 % мартенсита и 20 % бейнита на глубине ПО мм от поверхности бочки валка. Перлит в количестве 1...2 % появляется на расстоянии 135 мм от поверхности бочки, его количество в осевой зоне валка не превышает 28 %.

Рекомендованы рациональные режимы закалки прокатных валков диаметром бочки 300...900 мм с применением водокапельного охлаждения

(рисунок 15). После проведенной закалки оценочное значение твердости поверхности бочки рабочих валков составило 530...570 НВ, которое значительно превышает значения поверхностной твердости валков после проведения нормализации (310. ..380 НВ).

экспериментальная зависимость для минерального масла экспериментальная зависимость для водокалельной закалки

200 300 400 500 600 700 800 900 температура охлаждаемой поверхности валка, °С

Рисунок 14 Изменение коэффициента теплоотдачи от температуры охлаждаемой поверхности термозонда при водокапельном охлаждении и при закалке в масло типа И20

/ /

I- j

/11 i :i

Рисунок 15 Режимы закалки рабочих валков горячей прокатки диаметром бочки 300 мм (а) и 900 мм (б) с применением водокапельного охлаждения

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. На основании обобщения известных экспериментальных данных установлена взаимосвязь параметров уравнения Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами пик, предложена модель аналитического расчета изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита в температурном интервале перлитного превращения для ограниченной области изменения химического состава доэвтектоидных конструкционных сталей.

2. Изучена микроструктура и кинетика протекания фазовых превращений при термообработке доэвтектоидных сталей марок 09Г2С, 18ХГТ, 40Х, 35Х2НМ, 38Х2ГНМ, 45Х5МФ в условиях непрерывного охлаждения со скоростью 0,025...5 °С/с.

3. Разработан алгоритм расчета кинетики ферритного и перлитного превращения при непрерывном охлаждении доэвтектоидных конструкционных сталей по данным экспериментальных термокинетических и расчетных изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита. Расчетным методом определено положение линии 50 % ферритного превращения на изотермических диаграммах распада переохлажденного аустенита, что позволяет прогнозировать объемную долю феррита и перлита, образовавшихся при непрерывном охлаждении сталей с абсолютной погрешностью не более 5 %.

4. Методом простого термического анализа с использованием компьютерных технологий построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита сталей 35Х2НМ и 40Х2ГНМ при охлаждении с переменной скоростью в интервале 0,02... 1,5 "С/с. Дилатометрическим методом построены изотермическая и термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита промышленной стали 45Х5МФ.

5. Отработана расчетно-экспериментальная методика, позволяющая по данным опытов торцевой закалки моделировать кинетику образования феррита и перлита при непрерывном охлаждении. Решением обратной задачи теплопроводности определены граничные условия охлаждения при стандартной торцевой закалке.

6. Предложены рациональные режимы закалки рабочих валков горячей прокатки диаметром 300...900 мм из стали 45Х5МФ с использованием водокапельного охлаждения, позволяющие получить глубину упрочненного слоя до 135...150 мм.

По теме диссертации опубликованы следующие работы:

В рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК:

1. Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В., Юдин Ю.В. Численное моделирование структурных превращений в доэвтектоидных низколегированных сталях // Металловедение и термическая обработка металлов. 2011. №4. С. 40-45.

2. Ануфриев Н.П., Каманцев С.В., Майсурадзе М.В. Исследование фазовых и структурных превращений стали 45Х5МФ при непрерывном охлаждении // Известия Вузов. Черная Металлургия. 2011. №6. С. 54-55.

3. Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В., Юдин Ю.В. Особенности формирования микроструктуры стали 45Х5МФ для производства валков горячей прокатки // Сталь. 2011. №10. С. 61-64.

В прочих изданиях:

4. Anufriev N.P., Maisuradze M.V., Yudin Yu.V. Numerical simulation of structural transformations in hypoeutectoid low-alloy steels // Metal Science and Heat Treatment. 2011. V. 53. № 3-4. P. 189-194.

5. Ануфриев Н.П., Юдин Ю.В. Влияние интенсивности охлаждения валков диаметром от 400 до 1200 мм из стали 45Х5МФ на кинетику распада переохлажденного аустенита // Материалы докладов VI Всероссийской молодежной научной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений»: Тольятти: ТГУ, 2011. С. 8-12.

6. Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В. Изучение кинетики распада переохлажденного аустенита стали 25ХГМ при непрерывном охлаждении // Труды IX Международной школы-конференции металловедов молодых ученых. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2008. С. 67-69.

7. Ануфриев Н.П., Галушин В.А., Майсурадзе М.В. Определение критических точек конструкционных сталей при нагреве-охлаждении методом термического анализа // Труды X Международной научно-технической уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2009. С. 8-10.

8. Ануфриев Н.П., Горлова Е.В., Майсурадзе М.В. Численное моделирование диффузионного распада метастабильного аустенита доэвтектоидных конструкционных сталей при произвольном охлаждении // Труды XI Международной научно-технической Уральской школы-семинара молодых ученых-металловедов: сборник статей. Екатеринбург: УрФУ, 2010. С. 60-62.

9. Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В., Юдин Ю.В. Исследование гидравлических характеристик устройства для водокапельной закалки валков горячей прокатки // Труды XI Международной научно-технической Уральской школы-семинара молодых ученых-металловедов: сборник статей. Екатеринбург: УрФУ, 2010. С. 259-261.

Ю.Ануфриев Н.П. Исследование влияния скорости охлаждения на кинетику перлитного превращения // Труды Всероссийской школы-конференции «Современные проблемы металловедения». Пицунда: МИСиС, 2009. С. 95-96.

П.Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В., Юдин Ю.В. Моделирование кинетики ферритного превращения в стали 40Х на примере торцевой закалки образца на прокаливаемость II Труды VIII Всероссийской школы-конференции молодых ученых «КоМУ-2010»: сборник тезисов докладов. Ижевск: ФТИ УРО РАН, УдГУ, ИжГТУ, 2010. С. 19-20.

12.Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В., Хмелева Ю.А. Аналитическое описание изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита в температурно-временном интервале перлитного превращения // Труды международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии (СММТ-2011)». СПб: Издательство Политехнического Университета, 2011. С. 300-301.

13.Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В. Определение параметров уравнения Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами для ферритного и перлитного превращения стали 25ХГМ // Труды Всероссийской конференции «Физические свойства металлов и сплавов»: сборник тезисов докладов. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2009. С. 240.

Н.Ануфриев Н.П., Горлова Е.В., Майсурадзе М.В. Оценка доли структурных составляющих при произвольном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей // Труды XX Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»: сборник материалов. Пермь-Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2010. С. 76.

15. Ануфриев Н.П., Майсурадзе М.В., Юдин Ю.В. Расчетно-экспериментальное исследование закалочного охлаждения конструкционных сталей водокапельными форсунками // Труды XX Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов»: сборник материалов. Пермь-Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2010. С. 91.

Список цитируемой литературы: 1.Попова JI.E., Попов A.A. Диаграммы превращения аустенита в сталях и ß-раствора в сплавах титана: справочник термиста. // М.: Металлургия. 1991. 503 с.

екая печать

Формат 60 х 84 1 /16 Бумага писчая

Тираж 120 Заказ № 516

Ризография НИЧ УрФУ 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ

1.1 Обзор механизмов образования продуктов диффузионного распада переохлажденного аустенита

1.1.1 Аллотриоморфный феррит

1.1.2 Феррит в виде видманштетта

1.1.3 Механизм образования перлита

1.1.4 Строение перлита в конструкционной стали марки 45X

1.2 Современные методы изучения кинетики фазовых и структурных превращений

1.3 Подходы к моделированию кинетики изотермического превращения

1.3.1 Расчет инкубационного периода при изотермическом превращении

1.3.2 Классическая кинетика роста

1.3.3 Уравнение Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами

1.3.4 Другие применяемые уравнения для описания изотермического превращения

1.4 Подходы к моделированию кинетики фазовых превращений при непрерывном охлаждении

1.4.1 Правило аддитивности Шейла

1.4.2 Концепция «истинной» изотермической диаграммы превращения

1.4.3 Модель Камамото

1.4.4 Исследование превращения аустенита в феррит при непрерывном охлаждении методом клеточного автомата

1.4.5 Теория фазовых полей

1.5 Постановка задачи исследования

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материалы

2.2 Методика проведения простого термического анализа

2.3 Проведение дилатометрических исследований

2.4 Изучение микроструктуры сталей

2.5 Проведение дюрометрических исследований

2.6 Методика проведения испытаний на прокаливаемость

2.7 Методика расчета кинетики перлитного превращения в изотермических условиях

2.8 Методика расчетов кинетики у—»а превращения при непрерывном охлаждении

2.9 Определение погрешности проведенных экспериментов

3. РАЗРАБОТКА МЕТОДИКИ ПРОГНОЗИРОВАНИЯ КИНЕТИКИ ОБРАЗОВАНИЯ ПРОДУКТОВ ДИФФУЗИОННОГО РАСПАДА МЕТАСТАБИЛЬНОГО АУСТЕНИТА ДОЭВТЕКТОИДНЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ

3.1 Аналитическое описание изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных низколегированных сталей

3.2 Расчет объемной доли перлита, образовавшегося при непрерывном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей

3.3 Расчет кинетики образования избыточного феррита, образовавшегося при непрерывном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей

3.4 Выводы по главе

4. РАСЧЕТНО-ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ ИЗУЧЕНИЕ КИНЕТИКИ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА ДОЭВТЕКТОИДНЫХ СТАЛЕЙ В ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ УСЛОВИЯХ И ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ

4.1 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита сталей 09Г2С, 18ХГТ и 40Х методом торцевой закалки

4.2 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита сталей 35Х2НМ и 38Х2ГНМ методом простого термического анализа

4.2.1 Определение температурно-временных интервалов протекания фазовых превращений в стали 35Х2НМ при непрерывном охлаждении

4.2.2 Металлографические и дюрометрические исследования стали 35Х2НМ

4.2.3 Построение термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 38Х2ГНМ

4.3 Изучение кинетики у —> а превращения в стали 45Х5МФ методом дилатометрического анализа

4.3.1 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ в изотермических условиях

4.3.2 Определение температурных интервалов фазовых превращений при непрерывном охлаждении стали 45Х5МФ

4.3.3 Экспериментальное определение кинетики фазовых превращений стали 45Х5МФ при непрерывном охлаждении

4.3.4 Металлографические исследования образцов из стали 45Х5МФ после непрерывного охлаждения

4.3.5 Дюрометрические исследования дилатометрических образцов из стали 45Х5МФ

4.3.6 Расчет кинетики перлитного превращения при непрерывном охлаждении стали 45Х5МФ

4.4 Выводы по главе

5. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ВОДОКАПЕЛЬНОЙ ЗАКАЛКИ РАБОЧИХ БАЖОВ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКИ ИЗ СТАЛИ 45Х5МФ

5.1 Результаты промышленных экспериментов по определению теплофизических параметров водокапельной закалки

5.2 Расчетная оценка структурных полей прокатных валков диаметром бочки 300.900 мм из стали 45Х5МФ после водокапельной закалки

5.3 Выводы по главе 137 ЗАКЛЮЧЕНИЕ 138 СПИСОК ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ

Микроструктура стали, сформировавшаяся в результате проведения термообработки в условиях непрерывного охлаждения, является ключевым фактором, определяющим уровень механических и эксплуатационных свойств готовых изделий. Совершенствование технологии термической обработки на предприятиях нередко связано с заменой традиционных режимов закалки на более перспективные с применением водокапельных или водовоздушных охлаждающих устройств. Такие устройства обеспечивают весьма различные интенсивности охлаждения по сравнению с традиционными режимами закалки, что существенно изменяет характер формирования микроструктуры конкретной стали по сечению изделия. Помимо внедрения нового закалочного оборудования возникает необходимость использования новых марок сталей, для которых особенности протекания фазовых и структурных превращений подробно не изучены.

Зачастую в металловедческой практике для прогнозирования структурообразования сталей при их охлаждении с различной интенсивностью используют экспериментальные термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, построенные с помощью дилатометрического, дифференциального и других методов термического анализа. Современные методики построения термокинетических диаграмм обычно обеспечивают постоянные скорости охлаждения, поэтому результаты данных исследований не всегда напрямую можно применить для оценки структурного состояния по сечению крупных изделий, полученного в результате проведения различных режимов закалки.

Расчетно-экспериментальное изучение кинетики распада переохлажденного аустенита в доэвтектоидных промышленных сталях может служить основой для разработки устойчивого алгоритма расчета количества структурных составляющих в каждой точке сечения крупных изделий при их охлаждении с различной интенсивностью.

Одним из перспективных способов моделирования кинетики у—»а превращения в доэвтектоидных сталях при непрерывном охлаждении является использование экспериментальных термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита с известными термическими траекториями, с помощью которых можно рассчитать «идеальную» изотермическую диаграмму распада переохлажденного аустенита. В результате появляется возможность использовать расчетную изотермическую диаграмму распада переохлажденного аустенита для определения температурных и структурных полей при произвольном охлаждении деталей любого сечения.

Задача повышения комплекса прочностных свойств в настоящее время актуальна для валков горячей прокатки вследствие появления новых стандартов, ужесточивших требования к уровню механических свойств стали в активном слое. Нередко в результате проведения промышленных режимов термообработки валков в их упрочненном слое образуются продукты к диффузионного распада переохлажденного аустенита (избыточный феррит и феррито-карбидная смесь), что может привести к значительному понижению твердости рабочей поверхности изделий и, следовательно, их стойкости. Поэтому представляется актуальной разработка методики расчета объемной доли феррита и перлита в структуре доэвтектоидных сталей, образованных в результате термообработки стальных изделий по различным режимам. Это даст возможность расчетным путем определить необходимую интенсивность охлаждения, при которой для конкретной марки стали будет получено требуемое соотношение структурных составляющих, что позволит существенно повысить уровень прочностных свойств и стойкость готовых изделий.

5.3 Выводы по главе

На основании промышленных испытаний определена конструкции установки водокапельной закалки валков горячей прокатки со следующими параметрами: давление воды 300 кПа, расстояние до охлаждаемой поверхности 300 мм, расстояние между форсунками 240 мм. Путем численного решения обратной задачи теплопроводности получена зависимость коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности валка при водокапельном охлаждении с применением выбранной конструкции охлаждающего устройства.

Проведен расчет температурных и структурных полей, формирующихся при водокапельной закалке прокатных валков диаметром бочки 300.900 мм из стали 45Х5МФ после объемного нагрева. Установлено, что при водокапельном охлаждении прокатных валков диаметром бочки 300 мм происходит практически сквозная закалка на мартенсит. Увеличение диаметра бочки до 900 мм приводит к получению до 80 % мартенсита и 20 % бейнита на глубине 78 мм от поверхности бочки. Перлит в количестве 1.2 % появляется на расстоянии 100 мм от поверхности бочки, его количество в осевой зоне валка не превышает 15 %.

Рекомендованы рациональные режимы закалки прокатных валков диаметром бочки 300.900 мм с применением водокапельного охлаждения. После проведенной закалки оценочное значение твердости поверхности бочки рабочих валков горячей прокатки диаметром 300.900 мм составило 530. 570 НВ, которое значительно превысило значения поверхностной твердости валков из широко применяемых отечественных марок сталей после проведения нормализации (350.450 НВ).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Изучена и проанализирована кинетика распада переохлажденного аустенита сталей 09Г2С, 18ХГТ, 35Х2НМ, 38Х2ГНМ, 40Х и 45Х5МФ при проведении термообработки в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении.

Предложена методика, позволяющая с абсолютной погрешностью до 5 % рассчитывать соотношение структурных составляющих, сформировавшихся по сечению изделий из дэвтектоидных марок сталей в результате охлаждения из аустенитной области с переменной во времени скоростью.

Установлена немонотонная зависимость параметров пик уравнения Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами от температуры изотермического превращения в температурно-временном интервале образования перлита. Отмечено, что параметр п принимает нецелочисленные значения в пределах от 1 до 10.

Предложено уравнение (3.1) для описания величины показателя степени п уравнения Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами от температуры изотермической выдержки переохлажденного аустенита ряда доэвтектоидных. низколегированных сталей.

Рассчитаны коэффициенты уравнений линейной множественной регрессии, связывающие параметры уравнения (3.1) с химическим составом доэвтектоидных низколегированных сталей, что позволяет рассчитывать значение показателя степени п от температуры изотермической выдержки в перлитной области.

Показано, что для ряда доэвтектоидных. низколегированных сталей параметры -In к от п уравнения Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами линейно связаны, коэффициент корреляции составляет более 0,85.

На основании обобщения известных экспериментальных данных предложена модель аналитического расчета изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита для ограниченной области изменения химического состава доэвтектоидных конструкционных сталей.

Разработан алгоритм расчета кинетики ферритного и перлитного превращения при непрерывном охлаждении доэтектоидных сталей. Методом итераций определено положение расчетной линии 50 % - го ферритного превращения на изотермических диаграммах распада переохлажденного аустенита, что позволяет прогнозировать объемную долю феррита и перлита, образовавшихся при непрерывном охлаждении с переменной скоростью с погрешностью не более 5 %.

Введено понятие «критерия температурной скорости превращения dp/dt», с помощью которого для ряда конструкционных сталей расчетным путем построены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита в феррито- перлитной области.

Предложена расчетно-экспериментальная методика, позволяющая по данным опытов торцевой закалки рассчитать кинетику диффузионного распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении.

Решением обратной задачи теплопроводности определены граничные условия и рассчитаны термические траектории охлаждения поперечных сечений при проведении торцевой закалки образца Джомини. На основании полученного изменения объемной доли продуктов диффузионного распада аустенита и рассчитанных термических траекторий охлаждения по высоте образца Джомини методом последовательных приближений определено положение расчетной линий 50 % - го ферритного превращения. Скорректированы линия начала образования избыточного феррита и линии начала и конца перлитного превращения на изотермических диаграммах распада переохлажденного аустенита сталей 09Г2С, 18ХГТ и 40Х

Построена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита сталей 35Х2НМ и 38Х2НМ методом простого термического анализа. Определена кинетика протекания перлитного и бейнитного превращений при охлаждении сталей из аустенитной области в интервале переменных скоростей 0,05.5 °С/с.

Дилатометрическим методом для стали 45Х5МФ определены критические точки Acj = 775 ± 2 °С и Асз = 811 ±2 °С. При переохладении стали 45Х5МФ от 910 С исследована кинетика фазовых превращений при изотермической выдержке в температурной области 640.750 °С и при непрерывном охлаждении от 910 °С с постоянной скоростью 0,025.5 °С/с.

Построены изотермическая и термокинетическая диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ.

На основании металлографического анализа и кинетики образования перлита, определенной по экспериментально полученным дилатограммам, скорректировано положение условных линий начала и конца перлитного превращения на изотермической диаграмме распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ. Доля перлита, экспериментально определенная в результате проведения дилатометрических опытов при охлаждении образцов со скоростью 0,025.0,2 °С/с, с абсолютной погрешностью до 5 % совпала с долей перлита, рассчитанной по данным скорректированной (расчетной) изотермической диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ.

В результате опытно-промышленных исследований выбран тип конструкция установки водокапельной закалки валков горячей прокатки и технологоические параметры процесса: давление воды 300 кПа, расстояние от форсунок до охлаждаемой поверхности 300 мм, расстояние между форсунками 240 мм. Решением обратной задачи теплопроводности получена зависимость коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности валка при водокапельном охлаждении.

Проведен расчет температурных и структурных полей, формирующихся при водокапельной закалке прокатных валков диаметром бочки 300.900 мм из стали 45Х5МФ после объемного нагрева.

Установлено, что при водокапельном охлаждении прокатных валков диаметром бочки 300 мм происходит практически сквозная закалка на мартенсит. Увеличение диаметра бочки до 900 мм приводит к получению до 80 % мартенсита и 20 % бейнита на глубине 78 мм от поверхности бочки. Перлит в количестве 1.2 % появляется на расстоянии 100 мм от поверхности бочки, его количество в осевой зоне валка не превышает 15%. Рекомендованы рациональные режимы закалки прокатных валков диаметром бочки 300.900 мм с применением водокапельного охлаждения. После проведенной закалки оценочное значение твердости поверхности бочки рабочих валков горячей прокатки диаметром 300.900 мм составляет 530.570 НВ, что значительно превышает значения поверхностной твердости валков после проведения нормализации (350.420 НВ).

1. Zener С. Kinetics of Decomposition of Austenite // Trans. AIMME. Vol. 167. 1946. PP. 550-95.

2. Hultgren A. Isothermal transformation of austenite // Trans. ASM. Vol. 39. 1947. PP. 915-1005.

3. Aaronson H.I. Decomposition of Austenite by Diffusional Processes / New York: Interscience, 1962.165 p.

4. Dube C.A. Ph.D. Thesis, Carnegie Institute of Technology, Pittsburgh, PA, 1948. 150 p.

5. Dube C.A., Aaronson H.I., Mehl R.F. La formation de la ferrite proeutectoide dans les aciers au carbonne // Rev. de Met. Vol. 55. 1958. PP. 201-210.

6. Reynolds W.T., Enomoto M., Aaronson H.I. The Proeutectoid Ferrite Reaction // The Proceedings of an International Conference on Phase Transformations in Ferrous Alloys. Warrendale, PA: TMS-AIME, 1984. PP. 155-200.

7. Honeycombe R.W.K., Bhadeshia H.K.D.H. Steels, Microstructure and Properties. London, 1995. 184 p.

8. Totten G.E. Steel Heat Treatment. Metallurgy and technologies / Portland State University, USA: Tailor & Francis Group, 2007. 833 p.

9. Aaronson H.I. Atomic mechanisms of difïusional nucleation and growth and comparisons with their counterparts in shear transformations // Metall. Trans. A. Vol. 24. №2.1993. PP. 241-276.

10. Spanos G., Reynolds W.T., Vandermeer R.A. The role of ledges in the proeutectoid ferrite and proeutectoid cementite reactions in steel // Metall. Trans. A. Vol. 22, №6.1991. PP. 1367-1380.

11. Bhadeshia H.K.D.H. A rationalisation of shear transformations in steels // Acta Metall. Vol. 29. №6.1981. PP. 1117-1130.

12. Jolivet H. Transformation of Austenite on Cooling, Morphology and Genesis of the Aggregates Formed // J. Iron Steel Inst. 1939. PP. 391^119.

13. Jolivet H., Portevin A. Contribution a l'Étude de la Décomposition Isotherme de l'Austénite au Refroidissement // Le Genie Civil. Vol. 114 (24). 1939. PP. 509-511.

14. Liu Y.C. Abnormal austenite-ferrite transformation behaviour in substitutional Fe-based alloys / Y.C. Liu, F. Sommer, E.J.Mittemeijer. Acta Materialia№ 51,2003. P. 507.519.

15. Kempen A.T.W., Sommer F, Mittemeijer EJ. Thermochimica Acta 2002; 383:21.

16. K.C. Russell. Grain boundary nucleation kinetics. Acta Metall. Vol. 17, №8, 1969, PP. 1123-1131.

17. Aaronson H.I. Lectures on the theory of phase transformation / H.I. Aaronson, J.K. Lee. TMS-AIME, New York, 1975, PP. 83-163.

18. Bradley J.R. Growth kinetics of grain boundary ferrite allotriomorphs in Fe-C-X alloys / J.R. Bradley, H.I. Aaronson. Metall. Trans., Vol. 12A, №10, 1981, PP. 1729-1741.

19. Lange W.F. Precipitate nucleation kinetics at grain boundaries / W.F. Lange, M. Enomoto, H.I. Aaronson. Intern. Mater. Review, Vol. 34, 1989, PP. 125-152.

20. Enomoto M. Prediction of TTT-diagram of Proeutectoid Ferrite Reaction in Iron Alloys from Diffusion Growth Theory / M. Enomoto. ISIJ Intern., Vol. 32, №3,1992, PP. 297-306.

21. Bhadeshia H.K.D.H. Thermodynamic analysis of isothermal transformation diagrams / H.K.D.H. Bhadeshia. Metal Sci., Vol. 16, №3, 1982, PP. 159-164.

22. Zener C. Kinetics of the decomposition of austenite / C. Zener. Trans. AIME, Vol. 167, 1946, PP. 550-583.

23. Kirkaldy J.S. Prediction of alloy hardenability from thermodynamic and kinetic data. / J.S. Kirkaldy. Metall. Trans, Vol. 4, №10, 1973, PP. 2327-2333.

24. Pham T.T. Predicting the onset of transformation under noncontinuous cooling conditions: Part I. Theory / T.T. Pham, E.B. Hawbolt, J.K. Brimacombe. Metall. Mater. Trans., Vol. 26A, №8,1995, PP. 1987-1992.

25. Hillert M. The Regular Solution Model for Stoichiometric Phases and Ionic Melts / M. Hillert, L. Staffansson. Acta Chem. Scand., Vol. 24, 1970, PP. 3618-3626

26. Bhadeshia H.K.D.H. The mechanism of bainite formation in steels / H.K.D.H. Bhadeshia. Acta Metall., Vol. 28, №9, 1980, PP. 1265-1273.

27. Foo E.-H. The "Central Atoms" model of multicomponent interstitial solutions and its applications to carbon and nitrogen in iron alloys / E.-H. Foo, C.H.P. Lupis. Acta Metall., Vol. 21, №10,1973, PP. 1409-1430.

28. Renold W.T. Phase Transformations in Ferrous Alloys / W.T. Renold, Jr., M. Enomoto, H.I. Aaronson. TMS-AIME, Philidelphia, PA, 1983, PP. 155-200.

29. Колмогоров A.H. К статистической теории кристаллизации металлов / A.H. Колмогоров. Известия АН СССР, 1937. № 3. С. 355-359.

30. Johnson W.A. Reaction kinetics in processes of nucleation and growth / W.A. Johnson, R.F. Mehl. Trans. AIME, Vol. 135, 1939, PP. 416-468.

31. Avrami M. Kinetics of phase change I. General theory / M. Avrami. J. Chem. Phys., 1939, Vol. 7, PP. 1103-1112.

32. Avrami M. Kinetics of phase change II. Transformation-time relations for random distribution of nuclei / M. Avrami. J. Chem. Phys., 1940, Vol. 8, PP. 212-224.

33. Avrami M. Kinetics of phase change III. Granulation, phase change and microstructure / M. Avrami. J. Chem. Phys., 1941, Vol. 9, PP. 177-184.

34. Cahn J.W. Theory of the Pearlite Reaction / J.W. Cahn, W.C. Hagel // Decomposition of austenite by diffusional processes, Eds. V.F. Zackay and H.I. Aaronson, John Wiley & Sons (Interscience), NY, 1962, PP. 131-196.

35. Umemoto M. Prediction of hardenability from isothermal transformation diagrams / M. Umemoto, N. Nishioka, I. Tamura. J. Heat Treating, Vol. 2, №2,1981, PP. 130-138.

36. Hawbolt E.B. Kinetics of austenite-pearlite transformation in eutectoid carbon steel / E.B. Hawbolt, B. Chau, J.K. Brimacombe. Metall. Trans., Vol. 14A, №9, 1983, PP. 1803-1815.

37. Cahn J. W. The kinetics of grain boundary nucleated reactions / J.W. Cahn. Acta Metall., Vol. 4, №5,1956, PP. 449-549.

38. Austin J.B. Kinetics of decomposition of austenite at constant temperature / J.B. Austin, R.L. Rickett. Trans. AIME, Vol. 135, 1939, PP. 396-415.

39. Erukhimovitch V. Crystallization kinetics / V. Erukhimovitch, J. Baram. Phys. Rev., 1994, Vol. 50, PP. 5854-5856.

40. Erukhimovitch V. Nucleation and growth transformation kinetics / V. Erukhimovitch, J. Baram. Phys. Rev., 1995, Vol. 51, PP. 6221-6230.

41. Gauthier E. Plasticite de transformation durant la transformation perlitique d'un acier eutectoide / E. Gauthier, A. Simon, G. Beck. Acta Metall., Vol. 35, №6, 1987, PP. 1367-1375.

42. Offerman S.E., In-situ study of pearlite nucleation and growth during isothermal austenite decomposition in nearly eutectoid steel / S.E. Offerman, L.J.G.W. van Wilderen, N.H. van Dijk. Acta Mater., 2003. Vol. 51, PP. 3927-3938.

43. Rekveldt M.Th. Study of ferromagnetic bulk domains by neutron depolarization in three dimensions / M.Th. Rekveldt. Zeitschrift fiir Physik A Hadrons and Nuclei. Vol. 259, №5, 1973, PP. 391-410.

44. Rosman R. Neutron depolarization in particulate media: A review of theoiy and experimental results / R. Rosman, M.Th. Rekveldt. J. Magn. Magn. Mater., Vol. 95, №3,1991, PP. 319-340.

45. Те Velthuis S.G.E. Field-dependent neutron depolarization study of the ferrite formation in medium-carbon steels / S.G.E. Те Velthuis, N.H. Van Dijk, M.Th. Rekveldt, J. Sietsma, S. Van der Zwaag. Acta Mater., Vol. 48, №5, 2000, PP. 1105-1114.

46. Wakita J. Влияние Si на бейнитное превращение / J. Wakita. J. Iron and Stell Inst., 1987, Vol. 73, № 13, PP. 1230-1240.

47. Hougardy H.P. An improved calculation of the transformation of steel / H.P. Hougardy, K. Yamazah. Steel research, 1986, Vol. 57, №9, PP. 466-471.

48. Hougardy H.P. A model for calculation of the isothermal transformation of steel / H.P. Hougardy. Zesz nauk AGH. Metal odlew., 1987, Vol. 13, PP. 389-405.

49. Юдин Ю.В. Влияние хрома и никеля на устойчивость хромникельмолибденовых сталей / Ю.В. Юдин, М.А Гервасьев, Т.А. Кансафарова. ФММ, 1999, т. 87, вып. 4, с 99-102.

50. Винокур Б.Б. Структура конструкционной легированной стали / Б.Б. Винокур, В.Л.Пилюшенко, О.Г. Касаткин М.: Металлургия. 1983. 216 с.

51. Мирзаев Д.А. Превращение аустенита в феррит в «классическом» сплаве Fe 9 % Cr. II Собственные исследования / Д.А. Мирзаев, К.Ю. Окишев, В.М. Счастливцев. Известия Челябинского научного центра. № 2, 1998. С. 51. .60.

52. Окишев К.Ю. Моделирование кинетики превращений аустенита в безуглеродистых сплавах железа / К.Ю. Окишев. Автореферат дисс. Челябинск: ЮУрГУ. 2000. С. 22.

53. Magnani R. Stability of the JMA equation // R. Magnani, A.T. Adorno. Journal of material science, №30,1995, PP. 4101-4102.

54. Ratkowski D. A non-linear regression modeling / D. Ratkowski. Marcel Dekker New York, 1983,276 p.

55. Burke J. The kinetics of phase transformations in metals / J. Burke. Pergamon, London, 1965,192 p.

56. Mittemeijer E.J. Analysis of the kinetics of phase transformations / E.J. Mittemeijer. J. Mater. Sci., Vol. 27, №15,1992, PP. 3977-3987.

57. Kooi B.J. Extension of the JMAK theory incorporating anisotropic growth studied by Monte Carlo simulation / B.J. Kooi. Physical Review B, Vol. 73,2006, PP. 210-223.

58. Crespo D. Evaluation of time-dependent grain-size populations for nucleation and growth kinetics / D. Crespo, Т. Pradell. Phys. Rev. B, Vol. 54, №5, 1996, PP. 3101—31Q9.

59. Pusztai T. Monte Carlo simulation of first-order phase transformations with mutual blocking of anisotropically growing particles up to all relevant orders / T. Pusztai, L. Granasy. Phys. Rev. B, Vol. 57, №22,1998, PP. 14110-14118.

60. Kooi B.J. Extension of the Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov theory Monte Carlo simulations of phase transformations caused by nucleation and subsequent anisotropic growth / B.J. Kooi. Phys. Rev. B, Vol. 70, №22, 2004, P. 224108.

61. Ye J.S. Kinetic model of the isothermal ferrite and pearlite transformation under applied stress / J.S. Ye, H.B. Chang. ISIJ International, Vol. 44,2004, №6, PP. 1079-1085.

62. Denis S. Coupled temperature, stress, phase transformation calculation / S. Denis, S. Sjostrom, A. Simon. Metall. Trans., Vol. 18A, №7, 1987, PP. 1203.

63. Inoue T. Coupling between stress, temperature, and metallic structures during processes involving phase transformations / T. Inoue, Z. Wang. Mater. Sci. Technol., Vol. 1, №10, 1985, PP. 845-850.

64. Denis S. Stress-phase-transformation interactions basic principles, modelling, and calculation of internal stresses / S. Denis, E. Gautier, A. Simon, G. Beck. Mater. Sci. Technol., Vol. 1, №10, 1985, PP. 805-814.

65. Denis S. Influence of stresses on the kinetics of pearlitic transformation during continuous cooling / S. Denis, E. Gautier, A. Simon and G. Beck Acta Metall., Vol. 35, №7,1987, PP. 1621-1632.

66. M. Militzer. R. Pandi, E.B. Hawbolt, and T.R. Meadowcroft: Proc. Materials Solutions ' 97 on Accelerated cooling / direct Quenching Steels, 15-18 Sep. 1997, Indianapolis, Indiana, PP. 151-157.

67. Scheil E. Initiatory Period of the Austenite Transformation / E. Scheil. Arch. Eisenhuttenwes, 1935, Vol. 8. PP. 565-567.

68. Steinberg S. Relationship Between Rate of Cooling, Rate of Transformation, Undercooling of Austenite and Critical Rate of Quenching / S. Steinberg. Metallurgy, 1938, Vol. 13, PP. 7-12.

69. Reti T. A new phenomenological model and computational method / T. Reti, I. Felde. Computational Mater. Sci., 1999. Vol. 15. PP. 466-482.

70. Christian J.W. The Theory of Transformations in Metals and Alloys / Christian J.W. Pergamon Press, Oxford, United Kingdom, 1975, 1042 p.

71. Ye J.S. On the application of the additiviti Rule in Pearlitic Transformation in Low Alloy Steels / J.S. Ye, H.B. Chang h T.Y. Hsu (Xu Zuyao). Metall. Trans., 2003. Vol. 34A, PP. 1259-1280.

72. Kamat R.G. The principle ofadditivity and the proeutoctoid ferrite transformation / R.G. Kamat, E.B. Hawbolt, L.C. Brown, J.K. Brimacombe. Metall. Trans., 1992, Vol. 23A, PP. 2469-2480.

73. Pham T.T. Predicting the Onset of transformation ender noncontinuous cooling conditions. Part I. Theory / T.T. Pham, E.B. Hawbolt, J.K. Brimacombe. Metall. Trans., 1995, Vol. 54A, PP. 1987-1999.

74. Umemoto M. Grain size estimation from transformation kinetics / M. Umemoto, H. Ohtsuka, I. Tamura. Acta Metall., Vol. 34, №7,1986, PP. 13771385.

75. Lusk M. On the rule of additivity in phase transformation kinetics / M. Lusk, H. J. Jou. Metall. Mater. Trans., Vol. 28A, №2, 1997, PP. 287-291.

76. Hawbolt E.B. Kinetics of austenite-ferrite and austenite-pearlite transformations in a 1025 carbon steel / E.B. Hawbolt, B. Chau, J.K. Brimacombe Metall. Trans., Vol. 16A, №4,1985, PP. 565-578.

77. Liu Z. Modeling of phase transformation behavior in hot-deformed and continuously cooled C-Mn steels / Z. Liu, G. Wang, W. Gao. Journal of Materials Engineering and Performance, 1996, Vol. 5 (4), № 8. PP. 521-525.

78. Suehiro M. Application of mathematical model for predicting microstructural evolution to high carbon steels / M. Suehiro, T. Senuma, H. Yada, K. Sata. ISIJ International, 1992, Vol. 32, № 3, PP. 433-439.

79. Левитан Л.М. Расчет напряженного состояния крупногабаритных роторов в процессе термообработки / Л.М. Левитан, И.А. Борисов. Труды ЦНИИТМАШ. № 170,1982. С. 69.74.

80. Лошкарев В.Е. Математическое моделирование закалки с учетом влияния напряжений на структурные превращения в стали / В.Е. Лошкарев. Металловедение и термическая обработка металлов. №1, 1986. С. 2.6.

81. Wierszyllowski I.A. The effect of the thermal path to reach isothermal temperature on transformation kinetics / I.A. Wierszyllowski. Metall. Trans., Vol. 22A, №5,1991, pp. 993-999.

82. Pham T.T. Predicting the onset of transformation under noncontinuous cooling conditions: Part II. Application to the austenite pearlite transformation / T.T. Pham, E.B. Hawbolt, J. K. Brimacombe. Metall. Mater. Trans., Vol. 26A, №8,1995, PP. 1993-2000.

83. Kamamoto S. Analysis of residual stress and distortion resulting from quenching in large low-alloy steel shafts / S. Kamamoto, T. Nisimori, S. Kinoshita. Mater. Sci. Technol., Vol. 1, 1985, PP. 798-804.

84. Pan Y.-T. Measurement and modeling of diffusional transformation of austenite in C-Mn steels / Y.-T. Pan. Dissert. Deg. Ph. D. Taiwan, 2001, 221 p.

85. Cahn R.W. Physical Metallurgy. Vol. 2. / R.W. Cahn, P. Haasen. North-Holland, 1996. 937 p.

86. Vandyoussefi M. Application of cellular automaton finite element model to the grain refinement of directionally solidified. / M. Vandyoussefi, A.L. Greer. Acta Mater., 2002, Vol. 50, PP. 1693-1715.

87. Hesselbarth H.W. Simulation of Recrystallization by Cellular Automata / H.W. Hesselbarth. Acta Metall., 1991, Vol. 39, PP. 2135-2145.

88. Zhu M.F. Simulation of Dynamic Recrystallization by Cellular Automata / M.F. Zhu, C.P. Hong. ISIJ Int., 2001, Vol. 41, PP. 436-445.

89. Marx V. Stimulation of primary recrystallization using a modified three-dimensional cellular automaton. / Marx V., Reher F.R., Gottstein G. Acta Mater., 1999, Vol. 47, PP. 1219-1230.

90. Peczak P.A Monte Carlo study of influence of deformation temperature on dynamic recrystallization / P.A. Peczak. Acta Metall., 1995, Vol.43, PP. 1297-1315.

91. Tavernier P. Cellular Atomata Modeling of Physical Systems / P. Tavernier, J.A. Szpunar. Acta Metall., 1991, Vol. 39, PP. 557-571.

92. Zhang L.A cellular automaton investigation of the transformation from austenite to ferrite during continuous cooling / C.B. Zhang, Y.M. Wang, S.Q. Wang, H.Q. Ye. Acta Materialia, 2003, Vol. 51, PP. 5519-5540.

93. Jacot A.A Two-Dimensional Diffusion Model for the Prediction of Phase Transformations: Application to Re austenitisation and Homogenisation of Hypoeutectoid Fe С Steels / A. Jacot, M. Rappaz. Acta Mater., 1997, Vol. 45, PP. 5-15.

94. Militzer M. Ferrite nucleation and growth during continuous cooling / M. Militzer, R. Pandi, E.B. Hawbolt. Metall. Mater. Trans. 1996. Vol. 27A, PP. 1547-1557.

95. Huang C.-J. A phase-field simulation of austenite to ferrite transformation kinetics in low carbon steels / C.-J. Huang, D.J. Browne, S. McFadden. Acta Materialia, 2006, Vol. 54, PP. 11-21.

96. Lan Y.J. Modeling austenite decomposition into ferrite at different cooling rate in low-carbon steel with cellular automaton method / Y.J. Lan, D.Z. Li, Y.Y. Li. Acta Mater., 2004, Vol. 52, №6, PP. 1721-1740.

97. Kim S.G. Intercfacial composilions of solid and liquid in a phase-field model with finite interface thickness for isothermal solidification in binary alloys / S.G. Kim, W.T. Kim, T. Suzuki. Phys Rev B, 1998, Vol. 58, PP. 3316-3350.

98. ГОСТ 3044-84. Преобразователи термоэлектрические. Номинальные статистические характеристики преобразования. Введ. 1984.06.25. М.: Издательство стандартов, 1989. Группа П24. С. 79.

99. Bouchy С. Approche quantitative du phenomen d'austenisation en chauffage continu / C. Bouchy, A. Ducoin. Memoires scentifiques revue de metallurgie. 1977. V. 74. № 6. P. 347.355.

100. Тарасик В.П. Математическое моделирование технических систем / В.П. Тарасик // Минск: ДизайнПРО, 1997. 640 с.

101. Попова JI.E. Диаграммы превращения аустенита в сталях и Р-раствора в сплавах титана: справочник термиста. / JI.E. Попова, А.А. Попов // М.: Металлургия. 1991. 503 с.

102. Тюрин Ю.Н. Анализ данных на компьютере / Ю.Н. Тюрин, А.А. Макаров; под ред. В.Э. Фигурнова. М.: ИНФРА-М. Финансы и статистика, 1995.384 с.

103. Дюк В. Обработка данных на ПК в примерах. Санкт-Петербург: Питер, 1997. 240 с.

104. Боровков A.A. Пакет STATISTICA 5.0. / A.A. Боровков, B.A. Боровков. M.: Финансы и статистика, 1998. 334 с.

105. Ануфриев Н.П. Численное моделирование структурных превращений в доэвтектоидных низколегированных сталях / Н.П. Ануфриев, М.В. Майсурадзе, Ю.В. Юдин // Металловедение и Термическая обработка Металлов, 2011. № 4. С. 40.45.

106. Счастливцев В.М. Перлит в углеродистых сталях / В.М. Счастливцев, Д.А. Мирзаев, И.Л. Яковлева // Колл. Авторов. Екатеринбург: УрО РАН, 2006. 57 с.

107. Cahn J.W. Transformation Kinetics during Continuous Cooling / J.W. Cahn // Acta Metallurgies 1956. № 4. P. 572. .575.

108. Власова H.B. Напряженно-деформированное состояние стальных деталей при регулируемом охлаждении / Н.В. Власова, H.A. Адамова, В.Г. Сорокин // Металловедение и Термическая Обработка Металлов, 1986. №12. С. 38.41.

109. Юдин Ю.В., Фабер В.М. Особенности кинетики распада переохлажденного аустенита легированных сталей в перлитной области / Ю.В. Юдин, В.М Фабер // Металловедение и термическая обработка металлов, 2001. №2. С. 3.8.

110. Ануфриев Н.П., Каманцев C.B., Майсурадзе М.В. Исследование фазовых и структурных превращений стали 45Х5МФ при непрерывномохлаждении / Н.П. Ануфриев, С.В. Каманцев, М.В. Майсурадзе // Известия Вузов. Черная Металлургия, 2011. № 6 (13940). С. 54.55.

111. Ануфриев Н.П. Особенности формирования микроструктуры стали 45Х5МФ для производства валков горячей прокатки / Н.П. Ануфриев, С.В. Каманцев,М.В. Майсурадзе//Сталь, 2011.№ 10. С. 61.64.

112. Eibe W.W. History of the Development of Rolling Mills and their Rolls / Rolls for the Metalworking Industries, Iron and Steel Society, Pensylvania, 1990, PP. 1-22.

113. Roberts G., Krauss G., Kennedy R. Tool Steels. 5th Edition. ASM International, Ohio, 1998,364 p.

114. Ohkomori Y., Kitagawa I., Shinozuka K, Miyamoto R., Yazaki S., Inove M. Cause and Prevention of Spalling of Back Up Rolls for Hot Strip Mill, Symposium of 110th ISIJ Meeting, 1985.

115. Fusada T. Recent Developments in Wear-Resistant Back Up Rolls, ISS 39th Mechanical Working and Steel Processing Conference, 1997.

116. Easter H C. Inlands Application of Forged Steel Back Up Rolls for Hot and Cold Strip Mills. ISS 27th Mechanical and Steel Processing Conference, 1985.

117. Liddle A J., Shinozuka K. Hot Strip Mill Back Up Roll Performance Improvement Programme by Joint Work between ВНР and JCFC. SE AISI Taiwan, 1996.

118. Honeyman G.A., Lowe E.M., Marston L.W. Large Forged Steel Back Up Rolls The Evolving Technology. ISS 39th Mechanical Working and Steel Processing Conference, 1997.

119. Адамова H.A. Проблема оптимизации закалки прокатных валков и методы ее решения / Н.А. Адамова, Ю.Н. Андреев, Ю.В. Юдин и др. // Металловедение и термическая обработка, 1990, N 9. С.19.23.

120. Карасюк Ю.А. Совершенствование технологии термической обработки прокатных валков с использованием математического моделирования / Ю.А. Карасюк, В.Г.Сорокин, Ю.В.Юдин и др. // Тяжелое машиностроение, 1992, N 5. С.22. .26.

121. Майсурадзе М.В. Определение оптимальных конструктивных параметров водокапельных охлаждающих устройств / М.В. Майсурадзе, Ю.В. Юдин, Ю.Г. Эйсмондт // Металловедение и термическая обработка металлов, 2010. № 10. С. 54.59.

122. Пышминцев И.Ю. Закалка крупных поковок в водо-воздушной смеси / И.Ю. Пышминцев, Ю.Г. Эйсмондт, Ю.В. Юдин и др. // МиТОМ. 2003. №3. С. 24.28.

123. Захаров В.Б. Выбор водовоздушных сред для закалки крупных поковок / В.Б. Захаров, Д.В. Шабуров, Ю.В. Юдин и др. // Сталь, 2003. №3. С. 60.62.