CC BY
33
DOI: 10.18721/ JEST.230121 УДК 620.172.2
М.А. Матвеев
ВЛИЯНИЕ у^а-ПРЕВРАЩЕНИЯ НА ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНУЮ ПЛАСТИЧНОСТЬ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ
Исследована пластичность микролегированных трубных сталей в температурном диапазоне у"а-превращения при физическом моделировании условий непрерывной разливки и горячей прокатки. Физическое моделирование было выполнено на термомеханическом комплексе Gleeble-3800. Установлено, что падение пластичности исследуемой стали в двухфазной области при имитации условий непрерывной разливки сталей обусловлено выделением феррита по границам зерен ау-стенита с образованием там тонкой прослойки. Это приводит к локализации деформации и преждевременному разрушению металла. Показано, что при моделировании горячей прокатки в двухфазной области образования трещин на межфазных границах «аустенит-феррит» не происходит и сталь имеет высокую пластичность. Однако исследование предельных напряжений (разрывная прочность), достижение которых должно вызвать разрушение металла, показало, что эти напряжения имеют сложную температурную зависимость, являются структурно зависимыми, а их величина определяется типом протекающего превращения (ферритное и бейнитное) в стали. При этом характер бейнитного превращения определяет рост и падение разрывной прочности.
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ПЛАСТИЧНОСТЬ; у«а ОБЛАСТЬ; ПРЕДЕЛЬНЫЕ ДЕФОРМАЦИИ; МИКРОЛЕГИРОВАННАЯ СТАЛЬ; ГОРЯЧАЯ ПРОКАТКА; НЕПРЕРЫВНАЯ РАЗЛИВКА СТАЛИ; ФИЗИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ.
Ссылка при цитировании:
М.А. Матвеев. Влияние у"а-превращения на высокотемпературную пластичность микролегированных трубных сталей // Научно-технические ведомости СПбГПУ. 2017. Т. 23. № 1. С. 209—218. DOI: 10.18721/ JEST.230121
M.A. Matveev
INFLUENCE OF THE Y^a TRANSFORMATION ON HIGH-TEMPERATURE DUCTILITY OF MICRO-ALLOYED PIPE STEELS
We have investigated the ductility of micro-alloyed pipe steels in the temperature range of y"a transformations for physical modeling of continuous casting and hot rolling conditions. Physical simulation was performed on the thermomechanical Gleeble-3800 complex. It was found that the decline in the ductility of steel studied in a two-phase region in the simulation of continuous casting of steel due to the conditions of allocation of ferrite grain boundaries of austenite to form a thin layer on the boundaries. This causes strain localization and premature failure of the metal. It is shown that the formation of cracks at the interfaces during a simulation of austenite-ferrite hot rolling in a two phase region does not occur and the steel has high ductility. However, the study of limiting stresses (tensile strength) that could cause the destruction of the metal has shown that these stresses have a complex temperature dependence, and are structurally dependent, their size determined by the type of the transformation (ferrite and bainite) in the steel. The nature of bainite transformation determines the rise and fall of tensile strength.
HOT DUCTILITY, y«a REGION, ULTIMATE STRAIN, MICRO-ALLOYED STEEL, HOT ROLLING, CONTINUOUS CASTING, PHYSICAL SIMULATION.
Citation:
M.A. Matveev, Influence of the y«a transformation on high-temperature ductility of micro-alloyed pipe steels, St. Petersburg polytechnic university journal of engineering sciences and technology, 23 (1) (2017) 209-218, DOI: 10.18721/ JEST.230121
Введение
Многочисленные исследования, выполненные на различных сталях, в том числе углеродистых и легированных, показывают, что, если не предпринимать специальных мер по целенаправленному легированию, для литых сталей провалы пластичности (ПП) наблюдаются в диапазоне температур 750—1050 °С [1—9]. Существование подобных провалов (температурные интервалы хрупкости) может приводить к преждевременному разрушению металла. Потери металла, в том числе специальных сталей, по причине его отбраковки из-за наличия трещин в литом состоянии или готовом прокате в ряде случаев составляют 15 % и более, что в масштабах металлургического производства приводит к огромным издержкам.
Автор работы [2] условно выделяет три области падения пластичности сталей при повышенных температурах. Область 1 находится в интервале температур от 1200 °С до температуры солидуса. Здесь падение пластичности стали обусловлено появлением жидкой прослойки по границам зерен. Область 2 находится в интервале температур 900—1200 °С. Для нее чаще всего характерно образование мелких межзеренных выделений сульфидов, оксидов, сероокисей и карбонитридов по границам бывшего аустенитного зерна, что приводит к возникновению микрополостей вокруг выделений, их последующей коалесценции и хрупкому разрушению стали. Область 3 находится в низкотемпературном интервале существования аусте-нита, включая превращение аустенита в феррит: примерно 600—900 °С в зависимости от химического состава стали. Существование провала пластичности в 3-й зоне объясняется формированием тонкой ферритной прослойки по границам аустенитных зерен [2, 10—14]. Присутствие феррита вызывает неравномерность деформации, что, в свою очередь, приводит
к хрупкому разрушению. Однако до настоящего времени не известно, какое количество феррита должно выделиться, чтобы разрушение было хрупким. Ранее проведенные исследования по влиянию у«а-превращения на пластичность сталей выполнены применительно к процессу непрерывной разливки сталей [10—14], но снижение высокотемпературной пластичности и последующее хрупкое разрушение могут происходить и при горячей прокатке.
Целью данной работы было исследование пластичности микролегированных сталей в температурном диапазоне ферритного превращения (у«а-превращение) при физическом моделировании условий непрерывной разливки стали и горячей прокатки.
Методика и материалы исследования
Для имитации условий охлаждения непре-рывнолитой заготовки в зоне вторичного охлаждения установки непрерывной разливки стали (УНРС) и горячей прокатки и оценки высокотемпературной пластичности стали использовали модуль Pocket Jaw термомеханического симулятора Gleeble-3800. Пробы металла для исследований отбирали от непрерывнолито-го сляба в продольном направлении. Химические составы исследуемых сталей представлены в табл. 1. Образцы для обработки и испытаний на комплексе Gleeble изготавливали согласно чертежу, изображенному на рис. 1, а.
Исследование пластичности микролегированной стали в температурном интервале у«а-превращения при физическом моделировании условий непрерывной разливки
Чертеж образца и схема проведения экспериментов по определению горячей пластичности исследуемой стали в температурном диапазоне ферритного превращения (у«а-превращение) при физическом моделировании условий непре-
Таблица 1
Химический состав исследуемой стали
Условное Содержание элементов, масс. %
обозначение стали С Mn + Si Cr + Ni Cu Al Mo Nb + V + Ti N S
А 0,12 < 1,7 < 0,07 0,06 0,04 0,003 < 0,06 0,006 0,002
В 0,09 < 1,9 < 0,07 0,03 0,04 0,003 < 0,134 0,006 0,002
б)
Температура
а)
10
10
2,5x45°
т
ZZZZZZZS
У ///// ¿UL
10
40
105
в)
Доля превращения аустенита
0,80,6 0,40,2-
0,0
st.ferrite
= 838 °С
Время
600
650
700
750
800 Температура, °С
Рис. 1. Чертеж образцов для испытаний на Gleeble-3800 (а), схема проведения экспериментов по определению горячей пластичности в температурном диапазоне ферритного превращения при физическом моделировании условий непрерывной разливки (б) и кривая распада аустенита при скорости охлаждения 1 оС/с (в). Цифрами на графике обозначены температуры при которых проводили испытания
рывной разливки представлена на рис. 1, а, б. Образцы из литого металла с химическим составом А (см. табл. 1) нагревали со скоростью 5 °С/с до температуры 950 °С, выдерживали в течение 60 секунд, затем охлаждали до температуры испытания (рис. 1, в) со скоростью 1 °С/с. При достижении требуемой температуры образцы деформировали растяжением со скоростью деформации е = 10-3 с-1, после чего следовало естественное охлаждение образца.
Для определения температурного интервала протекания ферритного превращения были проведены дилатометрические исследования [15]. С целью более точного определения точек начала фазового превращения дилатометрические кривые перестраивали в кривые распада аустенита (рис.1, в). Эту операцию выполняли по стандартной методике с помощью соотношения С - Т
ГГП11ГГП
F =
aus
gauge
Т - Т
где Саще — показания дилатометра; Ь1 и Ь2 — линейные экстраполяции дилатометрической
кривой. За начало превращения на кривой распада принимали 1 % объемн. превращенного аустенита, а за окончание — 99 % объемн. распада. Видно, что ферритное превращение у исследуемой стали начинается при температуре 838 °С (см. рис. 1, в). В большинстве работ отмечается, что хрупкое разрушение наступает в самом начале ферритного превращения; в соответствии с этим были выбраны точки 1—8, с различным количество феррита (см. рис.1, в).
Пластичность металла оценивали путем измерения относительного сужения ^ в шейке образца.
Исследование пластичности микролегированной стали в температурном интервале а-превращения при физическом моделировании горячей прокатки. Образцы из литого металла с химическим составом В (см. табл. 1) для обработки и испытаний на комплексе 0!ееЬ!е изготавливали согласно чертежу, представленному на рис. 1,а. В работе [16] показано, что подобные образцы не теряют устойчивости (не образуют
Таблица 2
Моделируемый температурно-деформационный режим прокатки
№ прох. t с 'паузы' ^ T °г 1 пов' ^ £ °ист £ , 1/с
Исход. 0 1200 0 0
1 90 995 0,15 1,7
2 10 990 0,15 1,8
3 10 970 0,1 1,7
4 6 960 0,1 1,7
5 6 945 0,1 2,1
6 8 920 0,18 2,8
7 940 796 0,05 1,7
8 5 790 0,06 2,1
9 4 785 0,06 2,2
10 4 780 0,07 1,7
11 17 770 0,06 2,3
12 5 765 0,09 2,8
13 4 760 0,09 3,0
14 3 755 0,09 3,3
15 6 750 0,1 3,8
шейки или бочки) при многократном циклическом нагружении сжатием-растяжением с минимальной паузой на смену направления деформации. Заметим, что на модуле Pocket Jaw комплекса Gleeble время смены направления деформации составляет 0,01 с.
Образцы, изображенные на рис. 1, а, имеют достаточно равномерное температурное поле по
длине рабочей части. Сочетание двух факторов — равномерной температуры и устойчивости пластической деформации — обеспечивает условия воспроизведения многократной деформации, например многопроходной прокатки на реверсивном или непрерывном стане, если степень деформации в каждом проходе задавать суммой логарифмических деформаций растяжением £раст и сжатием £сж, причем £раст/ = есх/ = 0,5^-, где I — номер прохода, ^—логарифмическая деформация в рассматриваемом проходе. Поскольку степень деформации в каждом проходе бывает обычно больше 10 %, то негативных влияний эффекта Ба-ушингера на характер зависимости а(е) не наблюдается [17, 18]. При накоплении остаточной деформации влияние этого эффекта сводится к нулю.
Для определения температурного диапазона существования у^а-области проводили дилатометрические исследования. При построении дилатометрической кривой, представленной на рис. 2, а, образец проходил цикл деформационной обработки, представляющий собой имитацию прокатки толстого листа. Основные параметры обработки образцов приведены в табл. 2. Отметим, что первые шесть деформаций представляют собой имитацию черновой стадии прокатки, после которой следует пауза для подсту-живания раската до температур чистовой стадии прокатки, которая начинается с 7-го пропуска и от температуры 796 °С. Температурный режим имитации прокатки принят для температуры поверхности металла, фиксируемой пирометрами, установленными на стане.
После деформационной обработки образец охлаждали со скоростью 1 °С/с до комнатной
а)
Показания дилатометра, мм
б)
0 100 200 300 400 500 600 Температура, °С
Доля превращенного аустенита
1,0 -0,8 0,6 0,4 0,2
0,0
300
400
500
600
/
700 Температура, °С
Рис. 2. Дилатометрическая кривая (а) и кривая распада аустенита (б) при скорости охлаждения 1 оС/с после моделирования всего цикла прокатки (см. табл. 1)
Tend bainite = 450 C
температуры. Показания по изменению диаметра образца снимали с помощью датчика поперечной деформации Dilatometr. Далее, как и в предыдущем исследовании, для определения точек начала фазового превращения строили кривые распада аустенита (рис. 2, б).
При определении точек начала бейнитного превращения на кривой распада отмечали соответствующие доли превращенного объема, измеренные методом количественной металлографии с использованием анализатора изображений Thixomet. Полная диаграмма распада аустенита (ССТ-диаграмма) в зависимости от скорости охлаждения для исследуемой стали представлена на рис. 3. По ССТ-диаграмме и кривой распада аустенита (рис. 2) определяли температурный интервал протекания фазового у°а-превращения, который для стали состава В составил 730-450 °С; на основании полученных результатов назначены температуры испытания для определения относительного сужения ^ в шейке образца и предельных напряжений апред разрыва при различном соотношении фазовых составляющих, а именно:
Тисп, I Доля остаточного
°С аустенита, %
740............................100
670............................80
633............................60
604...........................40
574............................20
525............................5
450............................0
400............................0
300............................0
Для определения апред в двухфазной области с учетом температурно-деформационной истории прокатки на промышленном стане выполнена имитация режима, представленного в табл. 2. Например, апред металла при Тисп = = 740 °С определяли следующим образом: выполняли нагрев до температуры 1200 °С, выдерживали 1 мин. для аустенизации, деформировали образец растяжением-сжатием с заданными температурами, степенями, скоростями деформации и временами междеформационных пауз, после 15-го пропуска (см. табл. 2) образец охлаждали со скорость 1 °С/с до Тисп и растягивали до разрушения. Предельные значения напряжений в момент разрешения определяли по формуле
где — сила в момент разрушения образца, — площадь поперечного сечения образца в месте разрыва. Схема проведения экспериментов представлена на рис. 4. Для каждой температуры испытания было выполнено по три эксперемента. Таким образом, всего было проведено три серии экспериментов.
1 10 100 1000 Время
Рис. 3. Термокинетическая кривая распада аустенита
Рис. 4. Схема проведения экспериментов по определению в двухфазной области предельных значений напряжений, предшествующих разрушению образца
Металлографические исследования проводили на световых оптических микроскопах Carl Zeiss Axio Observer с анализатором изображений Thixomet и Leica DMT5000 в диапазоне увеличений х50-1000.
Результаты исследований и их обсуждение
Результаты исследования пластичности микролегированной стали состава А (см. табл. 1) в температурном диапазоне у^а-превращения при физическом моделировании условий непрерывной разливки представлены в табл. 3
Таблица 3
Результаты исследования пластичности в температурном диапазоне у^а-превращения при физическом моделировании условий непрерывной разливки
и в графическом виде — на рис. 5. Видно, что резкое снижение пластичности исследуемой стали начинается с 2,5 % (объемн.) выделившегося феррита, выход из провала пластичности начинается при доле феррита 6,5 % (объемн.), что соответствует температурному диапазону 805— 780 °С. Минимальные значения пластичности (^ = 54 %) наблюдаются при Т = 794 °С и соответствуют доле феррита в структуре стали, равной 3,8 % (объемн.).
На рис. 6 показана микрофотография структуры стали с трещиной вблизи поверхности разрушения образца испытанного при Т = 796 °С и доле феррита 3,5 % (объемн.) (точка 4 на рис. 5). Видно, что по границам бывших аусте-нитных зерен выделился феррит, где и происходит разрушение. Таким образом, падение пластичности исследуемой стали в двухфазной области обусловлено выделением феррита по границам зерен аустенита с образованием там тонкой прослойки этой фазы, что приводит к локализации деформации и преждевременному разрушению металла. Результаты выполненных исследований подтверждают выводы, сделанные в [8—12].
Результаты исследования пластичности микролегированных сталей в температурном диапазоне у^а-превращения при физическом моделировании горячей прокатки представлены на рис. 7. Видно, что при моделировании горячей прокатки во всем интервале фазового пре-
Номер точки Т, °С Доля феррита, % (объема)
1 838 0 81
2 820 1 80
3 805 2,5 72
4 796 3,5 56
5 787 5 62
6 780 6,5 68
7 772 10 70
8 764 15 73
О 2 4 6 8 Ю 12 14 Феррит, % 770 780 790 800 810 820 830 Т, 0С
Рис. 5. Графики зависимости горячей пластичности образцов для микролегированной
стали состава А от доли феррита (а) и температуры испытания (б); цифры на графике — номера точек с разными температурами испытания (см. табл. 3)
вращения у исследованной стали состава В (см. табл. 1) наблюдается высокая пластичность, относительное сужение ^ образца в шейке не снижается меньше 80 %. Высокие значения пластичности исследуемой стали в двухфазной области при моделировании горячей прокатки объясняются измельчением зеренной структуры металла.
На рис. 8 представлена температурная зависимость предельных напряжений для исследуемой стали состава В в двухфазной области; пунктирной линией обозначены средние значения апред для каждой температуры испытания.
По рис. 8 видно, что зависимость апред(7) можно условно разделить на 3 температурных участка. В диапазоне температур 650—580 °С, который согласно ССТ-диаграмме (рис. 3) соответствует двухфазной области, наблюдаются минимальные значения апред. Начиная с температуры 600 оС, при которой начинается бейнит-ное превращение, происходит значительный рост разрывной прочности металла, что можно объяснить именно сдвиговым механизмом превращения и формированием характерной структуры металла, содержащей большое количество вновь образованных границ бейнитного феррита [19, 20]. Начиная с температур 400—450 °С значения апред снижаются и при температуре 300 °С достигают значений 1700-2100 МПа.
Подобный характер зависимости на рис. 8 можно описать с позиций стадийности протекания бейнитных превращений [19]. Если полагать, что на первой стадии превращения происходит сдвиговая часть превращения, которая
сопровождается возрастанием тетрагонально-сти бейнитного феррита, то рост разрывной прочности объясним. В то же время, если считать, что второй механизм превращения — образование второй фазы в виде карбидов или смеси (мартенсит + аустенит), сопровождающееся снижением тетрагональности бейнитно-го феррита, происходит вслед за сдвиговой частью превращения, то это этим можно объяснить снижение разрывной прочности исследованной стали.
Таким образом, экспериментальным методом установлено, что пластичность исследованной стали в двухфазной области после имитации горячей прокатки находится на высоком уровне за счет измельчения зеренной структуры металла. Однако предельные напряжения (разрывная прочность), достижение которых должно вызвать разрушение металла, имеют
Рис. 6. Снимок трещины вблизи поверхности разрушения образца испытанного при Т = 796 °С и доле феррита 3,5%
■ я серия экспериментов —•— -я серия экспериментов —3-я серия экспериментов —Средние значения у
250 300 350 400 450 500 550 600 650 700 750 Тиа1, °с
3000 2800 2600 2400 2200 2000 1800 1600 1400 1200 1000 800 600 400
3...... -я серия экспериментов -я серия экспериментов —▼— 3-я серия экспериментов —Средние значения о к н пред
у
/ \
ГА
4 1
( г 7/
у
\ V ■
\л\
V ♦ ■
к/
* \
\
Рис. 7. Температурная зависимость пластичности исследуемой стали состава В в двухфазной области
Рис. 8. Температурная зависимость предельных напряжений для исследуемой стали состава В в двухфазной области
сложную температурную зависимость, а к тому же являются структурно зависимыми, и их величина определяется типом протекающего превращения (ферритное и бейнитное) в стали
Заключение
Полученные результаты позволяют заключить, что падение пластичности микролегированной трубной стали в двухфазной области при имитации условий непрерывной разливки обусловлено выделением феррита по границам зерен аустенита с образованием там тонкой прослойки. Это приводит к локализации деформации и преждевременному разрушению металла. Снижения пластичности у трубной стали с большим содержанием V, Т в двухфазной об-
ласти после моделирования горячей прокатки не происходит благодаря измельчению зеренной структуры металла. Однако исследование предельных напряжений (разрывная прочность), достижение которых должно вызвать разрушение металла, показало, что эти напряжения имеют сложную температурную зависимость, а также являются структурно зависимыми, и их величина определяется протеканием ферритно-го и бейнитного превращений в стали. При этом характер бейнитного превращения определяет рост и падение разрывной прочности.
Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 16-3360002 мол_а_дк
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Crowther D.N. The Effects of Microalloying Elements on Cracking During Continuous Casting // Proceedings of the International Symposium 2001 on Vanadium Application Technology. Beij ing, China, Vanitec, Westerham, Kent, England. 2001. Р. 99-131.
2. Lesley H. Chown. The influence of continuous casting parameters on hot tensile behavior in low carbon, niobium and boron steels: Ph.D.Thesis // Johannesburg, University of the Witwatersrand. 2008. 317p.
3. Mintz B. The Influence of Composition on the Hot Ductility ofSteels and to the Problem of Transverse Cracking // ISIJ International. 1999. Vol. 39. Р. 833-855.
4. Колбасников Н.Г., Матвеев М.А., Мишнев П.А. Влияние структурного фактора на высокотемпературную пластичность трубных сталей // Металлове-
дение и термическая обработка металлов. 2016. №1. С. 54-60.
5. Колбасников Н.Г., Матвеев М.А., Мишин В.В., Мишнев П.А., Никонов С.В. О причинах провалов горячей пластичности сталей // Металлы. 2014. № 5. С. 36-43.
6. Matveev M.A., Kolbasnikov N.G., Kononov A.A.
Causes of High Temperature Ductility Trough of Microal-loyed Steels // Transactions of the Indian Institute of Metals. 2017. P. 1-12. DOI: 10.1007/s12666-017-1042-9.
7. Матвеев М.А., Колбасников Н.Г. Исследование высокотемпературной пластичности микролегированных сталей // Сталь. 2016. № 4. С. 47-51.
8. Xiao Ping Li, Joong Kil Park, Joo Choi, Chang Hee Yim. The effects of ferritic transformation on hot ductility
of medium carbon steel // Metals and Materials. 1999. Vol. 5. P. 25-32.
9. Колбасников Н.Г., Кондратьев С.Ю. Структура. Энтропия. Фазовые превращения и свойства металлов / Федеральное агентство по образованию, Санкт-Петербургский гос. политехнический ун-т. СПб., 2006. 363 с.
10. Suzuki H. G., Nishimura S., Yamaguchi S. Characteristics of Hot Ductility in Steels Subjected to the Melting and Solidification // Transactions ISIJ. 1982. Vol. 22. P. 48-56.
11. Moon S.-C. The influence of Austenite grain size on hot ductility of steels: M. Eng. Thesis // Wollongong, University of Wollongong. 2003. 88 p.
12. Xiao Ping Li, Joong Kil Park, Joo Choi, Chang Hee Yim. The effects of ferritic transformation on hot ductility of medium carbon steel // Metals and Materials. 1999. Vol. 5. P. 25-32.
13. Hurtado-Delgado E., Morales R. D. Hot ductility and fracture mechanisms of a C-Mn-Nb-Al steel // Metallurgical and Materials Transactions B. 2001. Vol. 32. P. 919-927.
14. Mintz B., Crowther D.N. Hot ductility of steels and its relationship to the problem of transverse cracking in continuous casting // International Materials Reviews. 2010. Vol. 55. P. 168-196.
15. Анастасиади Г.П., Кондратьев С.Ю., Малы-шевский В.А., Сильников М.В. Значение термокине-
тических диаграмм превращения переохлажденного аустенита для разработки режимов термической обработки ответственных стальных деталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 2016. № 11 (737). С. 16-22.
16. Матвеев М.А., Колбасников Н.Г., Мишин
B.В., Зотов О.Г., Мишнев П.А., Никонов С.В. Физическое моделирование горячей пластичности микролегированной трубной стали при непрерывной разливке и горячей прокатке // Сталь. 2014. № 2.
C. 59-65.
17. Колбасников Н.Г., Зотов О.Г., Мартяшов И.С., Сулягин Р.В. Исследование эффекта Баушингера. Физическое моделирование формирования свойств микролегированной стали в процессе изготовления труб // Сталь. 2012. №8. С. 56-61.
18. Кондратьев С.Ю. Механические свойства металлов: учебное пособие / М-во образования и науки Российской Федерации, Санкт-Петербургский гос. политехнический ун-т. СПб., 2011. 128 с.
19. Bhadeshia H.K.D.H. Bainite In Steels. Transformations, Microstructure and Properties. Second edition. London. 2001. 454 p.
20. Quantitative Structure-Property Relationships for Complex Bainitic Microstructures // Commission of European Communities ECSC Sponsored Research Project / Swedish Institute for Metals Research // SIMR Report: IM-2004-247.07. 157 p.
СВЕДЕНИЯ ОБ АВТОРАХ
МАТВЕЕВ Михаил Александрович — кандидат технических наук старший научный сотрудник Санкт-Петербургского политехнического университета Петра Великого. 195251, Россия, г. Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29. E-mail: matveev_ma@inbox.ru
REFERENCES
1. Crowther D.N. The Effects of Microalloying Elements on Cracking During Continuous Casting. Proceedings of the International Symposium 2001 on Vanadium Application Technology. Beijing, China, Vanitec. Westerham, Kent, England. P. 99—131.
2. Lesley H. Chown. The influence of continuous casting parameters on hot tensile behavior in low carbon, niobium and boron steels: Ph.D.Thesis / Johannesburg, University of the Witwatersrand. 2008. 317 p.
3. Mintz B. The Influence of Composition on the Hot Ductility of Steels and to the Problem of Transverse Cracking. ISIJ International. 1999. Vol. 39. P. 833-855.
4. Kolbasnikov N.G., Matveyev M.A., Mishnev P.A. Vliyaniye strukturnogo faktora na vysokotemperatur-nuyu plastichnost trubnykh staley [Effect of Structure Factor on High-Temperature Ductility of Pipe Steels]. Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov. 2016. №1. S. 54-60. (rus.)
5. Kolbasnikov N.G., Matveyev M.A., Mishin V.V., Mishnev P.A., Nikonov S.V. O prichinakh provalov gory-achey plastichnosti staley [Causes of the hot ductility drops of steels]. Metally. 2014. №5. S. 36-43. (rus.)
6. Matveev M.A., Kolbasnikov N.G., Kononov A.A. Causes of High Temperature Ductility Trough of Microal-loyed Steels. Transactions of the Indian Institute of Metals. 2017. P. 1-12. DOI: 10.1007/s12666-017-1042-9.
7. Matveyev M.A., Kolbasnikov N.G. Issledovaniye vysokotemperaturnoy plastichnosti mikrolegirovannykh staley [High-Temperature Plasticity of Microalloyed Steel]. Stal. 2016. №4. S. 47-51. (rus.)
8. Xiao Ping Li, Joong Kil Park, Joo Choi, Chang Hee Yim. The effects of ferritic transformation on hot ductility of medium carbon steel. Metals and Materials. 1999. Vol. 5. P. 25-32.
9. Kolbasnikov N.G., Kondratyev S.Yu. Struktura. En-tropiya. Fazovyye prevrashcheniya i svoystva metallov
[Structure. Entropy. Phase transformations and properties of metal] / Federalnoye agentstvo po obrazovaniyu, Sankt-Peterburgskiy gos. politekhnicheskiy un-t. SPb. 2006. 363 s. (rus.)
10. Suzuki H. G., Nishimura S. and Yamaguchi
S. Characteristics of Hot Ductility in Steels Subjected to the Melting and Solidification. Transactions ISIJ. 1982. Vol. 22. P. 48-56.
11. Moon S.-C. The influence of Austenite grain size on hot ductility of steels: M. Eng. Thesis / Wollongong, University of Wollongong. 2003. 88 p.
12. Xiao Ping Li, Joong Kil Park, Joo Choi, Chang Hee Yim. The effects of ferritic transformation on hot ductility of medium carbon steel. Metals and Materials. 1999. Vol. 5. P. 25-32.
13. Hurtado-Delgado E., Morales R. D. Hot ductility and fracture mechanisms of a C-Mn-Nb-Al steel. Metallurgical and Materials Transactions B. 2001. Vol. 32. P. 919-927.
14. Mintz B., Crowther D.N. Hot ductility of steels and its relationship to the problem of transverse cracking in continuous casting. International Materials Reviews. 2010. Vol. 55. P. 168-196.
15. Anastasiadi G.P., Kondratyev S.Yu., Malyshevs-kiy V.A., Silnikov M.V. Znacheniye termokineticheskikh diagramm prevrashcheniya pereokhlazhdennogo austenita dlya razrabotki rezhimov termicheskoy obrabotki ot-vetstvennykh stalnykh detaley [The value of thermo-ki-netic diagrams of transformation of supercooled austenite
for the development of heat treatment of steel parts responsible]. Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov. 2016. № 11 (737). S. 16-22. (rus.)
16. Matveyev M.A., Kolbasnikov N.G., Mishin V.V., Zotov O.G., Mishnev PA., Nikonov S.V. Fizicheskoye mod-elirovaniye goryachey plastichnosti mikrolegirovannoy trubnoy stali pri nepreryvnoy razlivke i goryachey prokatke [Hot plasticity of microalloyed pipe steel in continuous casting and hot rolling]. Stal. 2014. №2. S. 59-65. (rus.)
17. Kolbasnikov N.G., Zotov O.G., Martyashov I.S., Sulyagin R.V. Issledovaniye effekta Baushingera. Fiziches-koye modelirovaniye formirovaniya svoystv mikrolegi-rovannoy stali v protsesse izgotovleniya trub [Research Baushinger effect. Physical modeling of formation properties of micro-alloyed steel in the manufacture of pipes]. Stal. 2012. №8. S.56-61. (rus.)
18. Kondratyev S.Yu. Mekhanicheskiye svoystva metallov: uchebnoye posobiye. [Mechanical properties of metals: a tutorial.] / M-vo obrazovaniya i nauki Rossiyskoy Federatsii, Sankt-Peterburgskiy gos. politekhnicheskiy un-t. SPb. 2011. 128 s. (rus.)
19. Bhadeshia H.K.D.H. Bainite In Steels. Transformations, Microstructure and Properties. Second edition. London. 2001. 454 p.
20. Quantitative Structure-Property Relationships for Complex Bainitic Microstructures // Commission of European Communities ECSC Sponsored Research Project / Swedish Institute for Metals Research // SIMR Report: IM-2004-247.07. 157 p.
AUTHORS
MATVEEV Mikhail A. — Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University. 29 Politechnicheskaya St., St. Petersburg, 195251, Russia. E-mail: matveev_ma@inbox.ru
Дата поступления статьи в редакцию: 07.02.2017.
© Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого, 20i7
