Формування необхідних значень властивостей та експлуатаційних характеристик конструкційних сталей досягається легуванням та модифікуванням елементами, що забезпечують зменшення структурної неоднорідності сталі та формування дисперсної вторинної структури за оптимальної термічної обробки.

Досліджували вплив легувальних та модифікувальних елементів, режимів термічної обробки та параметрів фазових перетворень на закономірності формування вторинної структури низько- та середньолегованих конструкційних сталей.

Після утворення аустеніту в процесі нагрівання відбувається ріст зерен аустеніту. Аналіз результатів робіт [1–3], присвячених термодинаміці, кінетиці та структурі меж зерен, показує, що швидкість руху меж зерен пов'язана в основному з двома інтегральними факторами: зміною вільної енергії системи та ефективністю взаємодії меж зерен з атомами елементів, що знаходяться у твердому розчині, і частинками вторинної фази.

Виходячи з викладених передумов, визначили кількісну закономірність впливу таких факторів, як вміст елементів у твердому розчині (C, Si, Mn, Cr, V_a, N_a), перегрівання сталі над температурою закінчення утворення аустеніту (Dt) і вміст нітридванадієвої фази в аустеніті (q_VNa) на дисперсність 900 до 1050 ^оС після витримки протягом 2 годин. Кількісна закономірність такого впливу має наступний вигляд:

,

R = 0,942; d = 18 %; F_р= 54,9 > F_T = 1,8,                                   (1)

де R – множинний коефіцієнт кореляції;

d – середня відносна помилка апроксимації;

F_p, F_T – розрахункові та табличні значення критерію Фішера.

Встановлена закономірність (1) дає можливість диференціювати вплив хімічного складу сталі, пов'язаний з твердорозчинною дією та зміною кількості вторинної фази в аустеніті, при різному ступені його перегрівання.

Результати розрахунків за формулою (1) показують, що легування С, Mn, Cr, V сталі 20ХГСЛ призводить до диспергування, а азотом і кремнієм – до зростання зерна аустеніту конструкційних сталей у досліджених умовах (рис. 1).

Аномальна дія азоту та кремнію пов'язана зі зміною термодинамічної активності вуглецю. При спільному легуванні азотом та ванадієм ці елементи як у твердому розчині, так і у вигляді вторинної фази суттєво подрібнюють аустенітну структуру.

Порівнюючи твердорозчинну дію легувальних елементів із впливом нітридванадієвої фази, слід зазначити, що зі зростанням перегрівання ефективність впливу елементів, розчинених в аустеніті, зменшується, а дія нітридванадієвої фази характеризується іншою закономірністю. Із рис. 1 видно, що при вмісті нітридванадієвої фази в аустеніті до 30 % (від максимально можливої її кількості) при перегріванні над t_ac3 до 135 °С відбувається незначне укрупнення зерна аустеніту, розмір якого надалі стабілізується нітридами ванадію і практично не змінюється.

Рисунок 1. Вплив вмісту С (a), Mn (b), V (c), N (d), Vа+Nа (e) та q_VNa(f) в аустеніті на розмір зерен. Базова сталь містить (мас. %): 0,2 C; 1,0 Si; 1,0 Mn; l,0 Cr

Необхідно відзначити, що зі зростанням температури нагрівання ефективність диспергувальної дії азоту та ванадію зростає. Легування сталі азотом і ванадієм та отримання достатньої для стабілізації та диспергування зерна аустеніту кількості нітридванадієвої фази (не менше 30 %) є ефективним методом підвищення структурної однорідності сталі. При цьому цілеспрямованим легуванням сталей, які містять азот і ванадій, можна посилити або послабити ефективність впливу азоту та ванадію, оскільки легування сталі кремнієм призводить до збільшення, а вуглецем, марганцем і хромом – до зменшення вмісту нітридванадієвої фази в аустеніті. Приклади впливу елементів на ефективність диспергувальної дії азоту та ванадію показано на рис. 2.

Рисунок 2. Зерно аустеніту сталей 20ХГСЛ (a), 20ХГСАФЛ (b), 40ХГСЛ (c), 40ХГСАФЛ (d), 20ХГС3Л (e), 20ХГС3АФЛ (f), 20ХГ3СЛ (g), 20Х (i) та 20Х3ГСАФЛ (j) після витримки протягом 2 год за 950 ^oC. Збільшення 500

Необхідно відзначити значний вплив ступеню легування сталі. Наприклад, зміна хімічного складу базової сталі з 20ХГСЛ на 30Х2Г2С2Л призводить не тільки до зміни ефективності, але й напрямку впливу легування на дисперсність зерна аустеніту. Розрахунки показують, що при цьому зростає ефективність впливу вуглецю, змінюється напрямок дії азоту, а вплив кремнію, марганцю, хрому та ванадію стає екстремальним. Легування хромом до 2,4 % та ванадієм до 0,1 % призводить до зменшення, а надалі (відповідно до 3 % та 0,2 %) – до збільшення розміру зерна аустеніту. Кремній та марганець надають зворотний вплив з максимальною ефективністю за 2,4 % вмісту кожного елемента.

Під час аналізу ферито-перлітної структури приймали, що розмір зерна (D_fp) залежить від дисперсності аустенітної структури (D_aust) та термокінетичних параметрів g ® a + перліт перетворення. Множинний кореляційний аналіз показав, що розглянуті фактори впливають на розмір зерна ферито-перлітної структури наступним чином:

R = 0,901; d = 16,9 %; F_p = 21,7 > F_T = 2,9

де t_ar3, t_ar1 і t температура початку, закінчення та час дифузійного розпаду аустеніту, відповідно.

Аналіз формули (2) показує, що зі збільшенням вмісту в сталі вуглецю, марганцю, хрому, ванадію та азоту, а також спільно азоту та ванадію відбувається диспергування, а кремнію – укрупнення ферито-перлітної структури. Закономірності впливу елементів за різних температур аустенітизувального нагрівання (t_a) та охолодження із швидкістю 40 °С/хв показано на рис. 3. Видно, що вплив елементів на розмір зерна ферито-перлітної структури пов'язаний не тільки з їх вмістом у сталі, але й з температурою аустенітизувального нагрівання.

Рисунок 3. Вплив вмісту С (a), V_а+N_а (b), V (c) та q_VNa (d) на розмір зерен ферито-перлітної структури. Базова сталь містить (мас. %): 0,2 C; 1,0 Si; 1,0 Mn; l,0 Cr

Після нагрівання до 900 °С за питомою ефективністю подрібнення структури елементи можна розташувати в наступній послідовності: Mn, Cr, C, V, N, а після нагрівання до 1050 °С послідовність ефективності впливу має наступний вигляд: Cr, Mn, C, V, N.

Із даних, наведених на рис. 3, видно, що спільне легування сталі азотом і ванадієм призводить практично до адитивного їхнього впливу і є найбільш суттєвим у розглянутих системах легування. При цьому максимальна диспергувальна дія спостерігається за умови розчинення в аустеніті близько 50 % азоту та ванадію і такого ж вмісту у вигляді нітридів ванадію (рис. 3, d). Приклади впливу елементів на дисперсність ферито-перлітної структури показано на рис. 4.

а

б

в

г

Рисунок 4. Вплив вуглецю (в, сталь 40ХГСЛ), кремнію (г, сталь 20ХГС3), азоту та ванадію (д, сталь 20ХГСАФЛ) на ферито-перлітну структуру сталі 20ХГСЛ (а, б) після аустенітізації за 900 ^оС та охолодження із швидкістю 40 ^оС/хв.

Збільшення: а, в, г – 300; б, д – 100

д

В результаті дослідження впливу легувальних елементів на формування вторинної структури сталей, які містять від 0,19 до 0,37 % масової частки вуглецю; 0,82–1,82 кремнію; 0,63–3,03 марганцю; 1,01–3,09 хрому; 0,005–0,031 азоту; до 0,25 % ванадію, встановлено, що розмір зерна аустеніту визначається зміною вмісту нітридванадієвої фази в аустеніті, ступеню його легування та перегрівання над температурою t_ас3, а дисперсність ферито-перлітної структури – розміром зерна аустеніту та термокінетичними параметрами фаз. Визначено аналітичні залежності такого впливу, які з ймовірністю 95 % та похибкою від 16 % до 18 % описують експериментальні дані.

Література:

1. Бокштейн Б.С., Копецкий И.В., Швиндлерман Л.С. Термодинамика и кинетика границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1986. – 224 c.
2. Грабский М.В. Структура границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1972. – 160 c.
3. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987. – 214 c.