автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Прогнозирование методами термодинамики фазового состава конструкционных сталей с добавками карбидо- и нитридообразующих элементов

УРАЛЬСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ - УШ

На правах рукописи

ХОМЕНКО Александр Олегович

ПРОГНОЗИРОВАНИЕ 1ЛЕТОДА!ЛИ ТЕШ)ДИНАМИКИ ФАЗОВОГО СОСТАВА КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ С ДОБАВКА® КЛРБИДО-И НИТРЩООБРЛЗУЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ

Специальность 05.16.01- Металловедение и термическая

обработка мегалпоа

Автореферат

дассортацик на соискание ученой стопона . : кандидата технических паук

Екатеринбург

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов Уральского государственного технического университета - У1Ш

Научные руководители:

доктор технических наук, профессор М.И.Гольдштейн;

доктор технических наук В.В.Попов.

Официальные оппоненнты: доктор технических наук

М.А.Фшшппов;

кандидат технических наук ст.н.с. Е.И.Голуб.

Ведущее предприятие: Институт физики металлов

Уральского отделения РАН, г. Екатеринбург,

Защита состоится "20" ишя_ 1994г. в 1о_ ч на заседали специализированного совета' К 053.14.02 при металлургичесш факультете Уральского государственного техническое университета - УШ (3-Е учебный корпус, ауд. Мт-421).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке' университета

Ваш отзыв на автореферат, заверенный печатью организации просим выслать по адресу: 620002, г.Екатеринбург, К-2, УГТУ-УГО ученому секретарю совета университета,"тел. 44-88-03.

Автореферат разослан 1994г.

Ученый секретарь специализированного совета К 063.14.02 доцент, к.т.н. / ' Ю.Н.Логино

'■ ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы диссертации. Развитие современной техники и технологии связано с необходимостью создания материалов со ста-зильными жестко заданными механическими и эксплуатационными свойствами. В качестве этих материалов в промышленности используется нирокая номенклатура сталей, легированных разными типами карбидо-1 нитридообразущих ' элементов. Однако оптимизация химических составов и режимов термической обраОотки этих сталей сопряжена с проведением большого объема исследований.В то" не время термодинамическое прогнозирование фазового состава позволяет заметно уменьшить необходимый объем экспериментальных исследований, сужая интервалы варьирования температуры и химического состава стали, и тем самым снизить их себестоимость. Поэтому актуальной является задача прогнозирования фазового состава сталей, содержащих карбидо- и нитридооОразувдие элементы.

' Цель работы. Разработать термодинамические методы для количественного прогнозирования равновесного фазового состава конструкционных сталей с добавками В, TI, AI, Cr, Mo,. Я, а также практические рекомендации по использованию полученных результатов для оптимизации составов и режимов термообработки сталей.

Научная новизна работы. Разработан метод, позволяющий прогнозировать влияние TI, AI и N на прокаливаемость конструкционных ооросодержащих сталей на основании анализа равновесной концентрации-бора в аустените. предложена модель, описываэдая изменение химического состава жидкой фазы и выделение из нее частиц TIN и TIS при кристаллизации низколегированной стали. Разработан метод расчета фазовых равновесий с участием сложных железосодержащих карбидов переменного состава, позволяющий проводить термодинамические расчеты для~ железоуглеродистых сплавов, легированных Cr, Mo, W.

Практическое значение работы. • Результаты работы могут быть использованы для оптимизации химического состава и режимов термической обработки конструкционных ооросодержащих сталей, низколегированных титаносодеркащих сталей, а также сталей, легированных Cr, Mo к и. Для практического использования в работе построены различные типы номограмм. Результаты термодинамических расчетов и эксперимента были использованы для оптимизации химического состава стали 35ХСФРЛ (а.с. 1745Т75), прошедшей промышленное опробование и принятой к внедрении на Чебоксарском агрегатном заводе.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной рас доложены и оосуг-дены на Всесоюзной научно-технической конфо] шо! "Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термичес и химико-термической ооработки в машиностроении и ыеталлур] (Новокузнецк, 1991), 'Межрегиональной научно-технической конфе] щщ "Ковке конструкционные стали. Технологии получения и оора( ки деталей ходовой системы тракторов" (Чебоксары, 1991).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 6 печатных р; получено одно авторское свидетельство.

Объем и структура диссертащм. Диссертация содержит 150 ст; машинописного текста, 44 рисунка, 12 таблиц, состоит из введ шести глав, заключения, списка литературы из 100 наименований приложений.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность теш диссертации, сф мулирована цель работы и охарактеризована научная новизна практическая значимость результатов.

В первоу. главе "Растворимость карбидов и нитридов в стал представлен обзор имеющихся в литературе данных о методах оп ния термодинамических свойств фаз в сплавах и влиянии Т1, В, Сг, Мо, я на "фазовый состав и. свойства сталей.

Во второй главе "Материал и методика' исследования" д характеристика сталей, исследованных в работе, описан алго| решения систем уравнений равновесия и зксперилентальше метод

Системы нелинейны:-, уравнений, описывакаие условия рсвнове фаз в стшщ, решались, на ЭВМ методом Ньютона-Рафсона. В прог] ме частные производные находились численно, а процедура рошс систем линейных уравнений методом Гаусса смла заменена на ос устойчивую процедуру - метод "вращения".

Макро-и микроструктуру стали в исходном литом и- тормооо] таш-о-; состоянии (нормализация и закалка р еоду от 920°С) и« довали на оптическом микроскопе МеорИо1-2. Для выявления ден, ной структуры стали использовали реактив Стада. Количеств! анализ объемной доли ТШ проводили линейным методом.

Неметаллические вшшчония изучались на растровом кккрос; микроанализаторе РЭММА-ЮОУв поглощенных электронах и характ' тичееккх рентгеновских излучениях. Рентгеноструктурный а: здзкролп1.:чески выделешшх карбояитридных осадков проводило.

- о -

рзктометрах ДРОН-ЗН, ДР0Н-4-О7.

Прокаливаемость стали определяли методом торцевой закалки по Г 5657-69. Ударную вязкость определяли на образцах с • и-образ-надрезом по ГОСТ 9454-78. Испытания стали на растяжение водили по ГОСТ 1497-73.

В третьей главе. "Прогнозирование влияния В, ' Т1, А1 и Н на халиваемость конструкционных сталей" описан метод, позволяющей считать равновесную концентраций бора в аустените стал! при ее зеве под закалку. В его основу полонен термодинамический ана-перераспределения бора и азота между нитридами бора, титана, линия и аустенитом, с учетом связывания-А1 в оксид А1£03. Оксид л!г03 ооладаот очень низкой растворимостью в аустени-Поэтому сыло принято, что алюминий всегда связывает в оксид > кислород, присутствущий в стали 10®*). Расчет количества впшя, идущего на образование оксида, осуществлялся по формуле

1 = *

"о ' ( аа1/а0 }

А1- атомная масса 1-го элемента.

0-2-3

(3.1)

Реакции ооразовашш нитридов из :е:нто (IX]), имеют вид:

элементов, растворенных в

[Т1] [АН 1В]

Ш) = 111!, Ш] = АШ,

(N1 = ВН.

Условия равновесия для этих реакций описываются ■е'мой уравнений:

(£РмяпТ> = 18(14,^);

лвссо^*'

181(0!,* - С

ив г

т:

цЕН

А1Н

(3.2) следующей

.'(3.3)

18(0^ - МЯН7> = 15(1^ );

С™- количество элемента 1, уходящего на образование сооди-я ХМТ - содержание элемента 1 в стали. Данная система уравнений позволяет рассчитать, при каком со-ании Т1, А1, В и N в аустените реакции (3.2) будут' находиться стоянии равновесия. Если содертаниа элемента в стали ббльше, его равновесная концентрация в аустените, то соответствущая ому элементу реакция будет идти в сторону образования соеда-я до тех пор, пока его концентрация в аустените но станет овесной. Система уравнений (3.3) содержит три независимых метра и имеет решение только з том случае, если все три

= С- - С™^

ширида могут образоваться. В противном случае необходимо проводить решение уравнений равновесия для тех нитридов, которые могут образоваться при заданном химическом составе и температуре нагрева стали. Для определения возможности образования нитридов использовался конкурентный алгоритм, основанный на анализе степени пересыщения аустенита по эламентам,образующим нитриды:

PXN = Ш Of * Cf ) - lg( L^ ) . (3.4)

Если PJCN>0, то считалось, что нитрид XN может образоваться. Данная методика была реализована в виде программы для ЭВМ.

Для аттестации модели было проведено сравнение расчетных концентраций бора в аустените с изменением хода кривых прокаливаемос-ти сталей различных составов. Было получено, что результаты расчета хорошо объясняют особенности влияния Tl, Al, N на прокалива-емость боросодержащих сталей. Действительно, при достижении расчетной концентрации бора в аустените значения более 0.001% прока-ливаемость стали резко возрастает, причем на нее влияет только то количество бора, которое растворилось в аустените.

На основании результатов расчетов был постоен широкий спектр различных типов зависимостей. Их анализ показал, что для прогнозирования црокаливаемости наиболее интересны кривые, отражающие зависимость концентрации бора в аустените от содержания в стали В, TI, Al и N (рис. I). На всех этих зависимостях можно выделить два характерных участка. При малых содержаниях титана в стали, когда его атомная доля значительно ниже атомной доли азота,он достаточно слабо влияет на концентрации бора в аустените. На этом участке существенное влияние оказывает содержание в стали алкминия. Начиная с некоторого содержания титана (зависит от содержания азота), дальнейшее его увеличение приводит к резкому росту концентрации бора в аустените. Этот участок характеризуется тем, что титан, заорав весь азот из A1N, начинает вытеснять азот из BN, что и приводит к резкому увеличению концентрации бора в аустените. Причем на этом участке содержание алшиния в стали практически не влияет на концентрацию бора в аустените.

При малом содержании титана алюминий будет связывать заметпук часть азота в дШ, способствуя вытеснении Оора из BN в аустенит. Кроме того, при комплексном легировании алюминий будет компенсировать недостаток количества титана. Это особенно важно пру крупном промышленном производстве конструкционных боросодержащш ствлей, так как позволяет увеличить стабильность выпуска стали с

о os 0.0з - 0.0$ a Off o.oj ac$

СоЭержакие титана t стали, мас.% -—

Рис. I. Комограмми для определения равновесной концентрации бора в аустените стали с 0.002 % В при Э00°С: а - 0.005% Н, б - 0.010% К, в - 0.015% N. г - 0.020* Н

- а -

заданной высокой прокаливаеиостью.

В четвертой главе "Прогнозирование количества TIN и 1 образующихся при кристаллизации стали" рассмотрена модель, опг ванцая изменение химического состава жидкой Фазы и выделения нее TIN. TIS и MnS при кристаллизации низколегированной стг Она учитывает возможность кристаллизации'стали в о-ферритнс аустенитной областях и в области перитектического превращения, модели принято, что кристаллизация стали идет за счет постояш образования некоторых, достаточно малых, объемов твердой <3 (аустенита или 0-феррита). При этом процесс кристаллизации слк разбивается на множество последовательных шагов. На . каждом п происходит увеличение доли твердой фазы на некоторую постоя! величину ¿q. Все легирующие элементы и примеси, растворенные стали, перераспределяются между жидкой и твердой фазами в зг симости от их коэффициентов равновесного распределения (i Данные коэффициенты рассчитывались из предположения, что каждом шаге кристаллизации устанавливается локальное равновс между жидкой фазой и очередной порцией твердой фазы, образо! шейся на данном шаге кристаллизации. Действительно, диффузиош подвижность атомов в жидкой фазе достаточно высока, а ра: вновь образовавшейся порции твердой фазы очень мал. Дш условия равновесия для каждого элемента, присутствующего в ст: были выражены через равенства их парциальных химиче< потенциалов в твердой и жидкой фазах, которые описыва. выражениями Вагнеровской теории разбавленных растворов с уч( взаимного влияния элементов в фазах (е*): у + lgbr? + lgiSl1] = ü(Jq T/2.3RT ♦ 7 3е*ПЬ3) +

k=1 JO я k='

1ГГ° + lgtsi3]. ('

Задавая химический состав жидкой фаза и решая данные уравне) можно найти значения коэффициентов равновесного распредел< легирувдих элементов и примесей между жидкой и твердой фаза Расчет изменения концентраций элементов в жидкой фазе (к углерода) осуществлялся на основании уравнений баланса колич элементов в фазах стали. Они были преобразованы в выражения, которым можно определить концентрацию 1-го элемента в ¡кадкой i на 3+1-м шаге кристаллизации стали:

/ {i-Aq/(i-qi+1 >>»(1-^) , (

где 3ci*, J+1Cr - концентрация элемента 1 в жидкой фазе на Зн

-м шагах кристаллизации; qJ+1 - количество твердой фазы на -м шаге кристаллизации.

Расчет обогащения жидкой фазы по углероду проводился исходя юпущения, что перераспределение углерода происходит между всей эмом жидкой фазы и всем объемом твердой фазы, так как диффузная подвижность углерода в кидкой фазе, б-феррите и в аустените ib высока. Расчет проводился по следующему выражению:

Jc£ = / + Gj»iic }. (4.3)

ювесные коэффициенты распределения углерода (Кс) рассчитывались эсноватш метастаоильной диаграммы системы Fe-C. Для сталей, претерпевающих перитектическое превращение держат 0.1-0.51 %0), кристаллизация начинается с образования эррита. По достижении концентрацией углерода в жидкой фазе зения 0.51* начинался расчет перитектической реакции. При этом звалось, что концентрации углерода в кидкой фазе,- С-феррите и гените остаются постоянными (0.51, 0.1, 0.16ZC соответственно) из жидкой фазы выделяется аустенит, увеличивая суммарное ичество твердой фазы. Количества б-феррита и аустенита (q^ и , образующихся при перитектической реакции,рассчитывались как Од = (0.51+0.35*q^ -l*CstJ)/0.06, q^ = Qj - Чд- (4.4) чет по уравнениям (4.4) повторяется,пока или не заканчивается цесс кристаллизации (стали с. 0.1 — 0.16SC), или не исчезнет еррит (стали с 0.16 - 0.51ЖС)..' В последнем случае расчет должается для кристаллизации стали с образованием аустенита. В модели было учтено присутствие в стали следующих элементов: l£n, Sl, S, N, Т1 и Сг. При кристаллизации может происходить, гащение жидкой фазы по этим элементам. Оно будет приводить к етному понижению температуры ее кристаллизации. Для-, учета го эффекта на основании двойных диаграмм было построено выра-ие, ошсыващее зависимость температуры кристаллизации жидкой ы от ее химического состава: . Tkp = Т° " 4.8«CMinL) - 11.4*l%SlL] - 14.3«[XSL], (4.5) ТО - температура начала кристаллизации по диаграмме Fe-C. Обогащение кидкой"фазы по N, Ti, Mn, S приводит к создании гавий,благоприятных для наделения TIN, TIS и MnS. Реакции >азования этих соединений из элементов^ растворенных в жидкой i6j имеют следующий общий вид:

IM) + Ш = Ш . (4.6)

говия равновесия для реакций (4.8) можно записать как '

lgiLyy) = lg(ISM)»[XY)) + . (4.7)

По данным уравнениям «окно рассчитать концентрации элементов в жидкой фазе, при которых реакции (4.6) оудут находиться в состоянии равновесия. Если содержание элемента в стали больше, чем его равновесное содержание в жидкой фазе, то соответствующая данному элементу реакция оудет идти в сторону образования соединения, пока его концентрация не станет равна равновесной. Поэтому концентрации элементов в жидкой фазе были заменены на выражения: («ти= [«TiLj-(mT:U,j-[STiTiS]: сш = «Nb]-[%NTiNi; ,4 8) CSS] = f!BSbJ-£i6STisJ-[i6SMnSJ; *(XMn]= СшЛ-^Мп^). После подстановки (4.8) в (4.7) была получена система, состоящая из трех уравнений равновесия, она имеет решение, если выделяются все три соединения. Поэтому на каждом шаге расчета по конкурентному алгоритму проводилась проверка возможности выделения TIN, TIS, MnS. Для тех соединений,которые могут выделиться,проводилось совместное решение уравнений равновесия.

Данная модель была реализована в виде программы для ЭВМ, расчеты по которой дают информацию о: а) изменении химического со -става жидкой фазы в процессе кристаллизации; б) количествах TIN, TIS и MnS, выделившихся из жидкой фазы; в) температурном интервале кристаллизации и температурах начала выделения TIN, TIS, Uns.

Для аттестации данной модели был проведен подсчет крупных, видимых в микроскоп нитридов титана линейным методом. Сравнение экспериментально определенного количества крупных частиц TIN с рассчитанным по модели количеством TIN, выделившимся при кристаллизации из жидкой фазы, показало хорошее согласие. Имеющиеся различия укладываются в пределы ошибки линейного метода определения ооъемной доли нитридов:

Для анализа влияния химического состава стали на процессы протекающие при кристаллизации низколегированной стали, на ЭВМ оыл проведены расчеты и построены различные типы зависимостей. Еылс получено, что при кристаллизации стали происходит сильное изменение химического состава жидкой фазы. Причем ее обогащение по Т1 г S заметно выше, при кристаллизации аустенита, чем 0-феррита. Е го же время обогащение жидкой фазы по азоту при кристаллизацш аустенита несколько ниже, чем с-фэррита. На распределение cepi между жидкой и твердой фазами сильное влияние оказывает содержание углерода в стали. Концентрации 0, Cr, S1 и S в жидкой фазе

э всех случаях растут непрерывно. Темпы прироста концентрации эры несколько снижаются после начала выделения из нее TIS и MnS. энцентрация азота растет до момента начала выделения из жидкой азы TIN, после чего, как правило, понижается. Рост концентраций 1 и Мп в жидкой фазе продолжается вплоть до начала выделения их ульфидов, после чего также начинает падать.

Для анализа влияния химического состава стали на количество рупных нитридов и сульфидов титана наиболее интересны номограммы, редставленные на рис. Z. Видно, что сильное влияние на развитие роцесса выделения из кидкой фазы сульфидов оказывает содерхание стали углерода. При низком содержании титана он увеличивает оличество MnS, а при высоком содержании титана - способствует амене MnS на TIS. Причем количество TIS растет с увеличением одержания углерода. Увеличение содержания кремния приводит к юспирению температурного интервала кристаллизации стали и его ¡мещеншо в ооласть оолее низких температур, кроме того ' заметно тзеличиваются количества TIN и сульфидов, образовавшихся из адкой фазы. Марганец уменьшает количества TIN и TIS, увеличивая юли сульфидов марганца.

Наибольшее влияние на количество TIN, образовавшихся из кнд-сой фазы, оказывает содержание в ста.® Т1 и N, а количество и тип сульфидов в наибольшей степени зависит от содержания сэры. Рост содержания Т1 и N приводит к смешению начала выделения нитридов ia Оолее ранние стадии процесса кристаллизации, и при концентрами оолее 0.1 ЖЕ1 они могут выделяться до начала ее развитая, выделение сульфидов начинается на заключительных стадиях кристал-_ газации, когда достигается значительное обогащение жидкой фазы по зере. Титан способствует замене MnS на TIS, причем первые частицы TIS могут выделяться при содержании в стали оолее 0.04ЖТ1.

В сталях кислородно-конвертерной и мартеновской выплавки можно ожидать образования небольшого количества крупных нитридов. Поэтому для них будет оолее ярко выражено положительное влияние титана на механические свойства стали. Для сталей электропечного, бессемеровского и индукционного способов выплавки, которым характерны достаточно высокие содержания азота, мозяо ожидать образование заметного количества крупных нитридов. Это будет оказывать отрицательное влияние на механические свойства стали.

В пятой главе "Термодинамика образования слоззшх карбидов в сталях, легированных Gr, Mo и W" описывается метод, позволявший

Рис. 2. Номограммы для определения количеств крупных частиц TIN, TIS и дисперсных частиц TIN, образующихся при кристаллизации стали с 0.010$ N: а -0.10% С, б - О.20* С, в - 0.30« С, Г - 0.51« С (2 - крупные частицы TIN, образующиеся из жидкой фазы; 3 - дисперсные частицы TIN, обраэушиеся из твердой фазы; 4 - крупные чаотицн TIS, ойраэуюциэоя ив жидкой фоэы)

' прогнозировать раствори^юсть сложных карбидов переменного состава в железоуглеродистых сплавах, легированных Ог, Мо, ЯГ при температурах аустенитизации. Он основан на поиске фазового состава, отвечающего минимуму энергии Гиббса. При этом проводится переоор вероятных фазовых составов, которые рассчитываются путем решения уравнений равновесия. Для описания термодинамических свойств аустенита и феррита использовалась модель Хиллерта-Стаф-фансона. энергия Гиббса сложных кароидов описывалась на основании модифицированной модели регулярных растворов Ричардсона-Хиллерта.

• Особенность данного метода заключается в специальной последовательности расчетов (алгоритме) фазовых равновесий в многокомпонентной системе. Рассмотрим последовательность расчета трехком-понентных сплавов типа Ре-С-М (Сг, Мо, Я). В этих сплавах в равновесном состоянии возможно существование однофазных, двухфазных и трехфазных областей. В качестве однофазной области мы рассматривали аустенитную область.. В качестве двухфазной области -область аустенит + сложный карбид переменного состава. И в качестве трехфазной области рассматривалась область • аустенит + два сложных карбида переменного состава разных типов.

Алгоритм расчета таких систем начинает работать с расчета энергии Гиббса аустенита, при условии растворения в нем всего количества атомов 0 и Не. Затем проводится переоор двухфазных систем, которые могут образоваться в сплаве, содержащем заданный тип элементов. При этом реакции образования сложных кароидов из элементов, растворенных в аустените,были записаны как

[Ре] + п(0] = 1РеС„); [Ме] + п(С) - ШеС 1, (5.1)

п и

где СРеОп], (МеО^З - гипотетические карбиды, образующие сложный карбид (Ре,Ме)Оп. Условия равновесия для данной реакции оыли Еыражены через парциальные энергии Гиооса элементов, растворенных

в аустените <3?в)} и гипотетических кароидов (С£еС , ):

п ~ л

; с7о + п*Ц = 5£еС . (5.2)

п п

На основании решения уравнений равновесия (5.2) можно определить количества фаз и их химические составы. После этого по уравнению следующего типа можно провести расчет энергии Гиббса образования этой фазовой ооласти:

п

°ар1 = Д, , <5-3>

где n - количество фаз в сплаве; а^ - количество фазы J; С^ -анергия Гиббса образования фазы J.

По окончании перебора двухфазных систем проводится перебор трехфазных систем. При этом реакции образования двух типов сложных карбидов переманного состава из элементов, растворенных в аустените, были записаны следующим обрапом:

CFe) + П1[С1 = CFeCn1); CFe) + n2(C] = tFeC^I; (5 4) [Mel + mtCl = tMeCn1); [Me J + n2tC] = (McC^l.

Система уравнения равновесия для них имеет следующий вид:

+ + = f5S)

—у _v ш т (э.ь)

СД + п1»(П = G* _ ; Щ. + п2*гД = С£ . .

Me С МеС * Me С МеС _

п1 т£

После решают системы уравнений равновесия (5.5) проводился расче энергии Гиббса образования данной трехфазной системы по выражению (5.3). После нахождения энергий Гиббса для всех возможных систем, образующихся в сплаве заданного химического состава npv заданной температуре нагрева, проводился поиск той системы фаз, которая обладает наиболее отрицательной эноргией Гиббса ее образования.Данная фазовая область и ое количественные характерис тики и принимались в качестве решения поставленной задачи.

Необходимо отметить, что перед решением систем уравнени! равновесия необходимо определить возможность образования соответствующих фаз. Для этого била введена величина Р - степень пересыщения твердого раствора по элементам, образующим сложный карби; (Fe,Me)Cn< Величину данного параметра задавали в следующем виде

Если Р > 0, то реакции (5.1) и (5.4) протекают в сторону образования карбидов.Для расчета степени пересыщения по выражению (5.6 необходимо определить химический состав металлической подрешетк сложного карбида,соответствующий максимальному значению параметр Р.-Для этого необходима решить следующее уравнение:

ОР/Ох = - S^ - acVax = О . (5.7)

После нахождения значения х (количество атомов Me в карбиде) можно по (5.6) определить величину и знак параметра Р.

Данный алгоритм был реализован в виде программы для ЭВМ IB ' PC/AT. Результаты термодинамических расчетов, проведенных п дашюй программе, были представлены в виде большого количеств различных типов зависимостей для разных составов желэзоуглеро

истых сплавов, легированных Сг, Но, к?. Анализ полученных ввисимостей позволил сделать вывод, что наиболее, информативными вляются номограммы следующего вида (рис. 3). Данные номограммы в тличие от тройных диаграмм и их разрезов позволяют не только пределить тип карбидной фазы, образующийся при заданной темпера-уре и химическом составе сплава, но и легко, без дополнительных остроений и расчетов, определить количества карбидных фаз, их имические составы и концентрации элементов в аустените.

Анализ полученных номограмм позволил сделать некоторые общие ыводы. Так, при увеличении содержания 0, Сг, Мо, И в стали, как равило, происходит рост концентраций этих.элементов в аустените, овынение доли карбидных фаз и кроме того может происходить смена ипа сложного карбида. Необходимо отметить, что смена типа :ароида, связанная с ростом содержания углерода в стали, всегда юратна смене типа карбида, связанной с ростом содервании Сг, Ко, Г. Кроме того границы между . областями существования карбидов ¡ильно зависят от температуры кагре-ва, что может приводить к :мене типа карбида при ее изменении. С ростом ■ температуры увеличиваются концентрации с» Сг, Мо, Я в аустените и понижается юля карбидных фаз. Составы металлических подрешеток карбидных [аз для сталей, легированных Ко и йрактически не зависят от семпера1»ры и содержаний этих элементов в сплаве, в тоже время ;оставы металлических подрешеток карбидов Сг изменяются в широких 1ределах. В трехфазных областях на кривых отражающих концентрации Сг, Мо, Я в аустените и карбидах наблюдаются характерные злощадки. Их появление говорит о том, что в этот период не_ происходит дополнительного связывания С, Сг, Мо, те в карбида, а протекают процессы перераспределения этих элем-энтбз между-, двумя сложными карбидами, присутствующими в этой области.

В шестой главе "Практическое применение результатов работы" описано как результаты термодинамических" расчетов и эксперимента были использованы для оптимизации химического состава конструкционной боросодержащей стали 35ХСФРЛ с целью получения стабильной высокой прокаливаемое^! и ударной вязкости. Данная работа проводились совместно с сотрудниками ЧАЗ, НИШ, НАТИ.

Исследование карбонктргдных осадков показало, что при температурах аустенитизащш в структуре стали могут присутствовать нитриды Т1 и А1. Причем титан мс-хзт образовывать не только дисперсные, но и крупные (более 0.5 мкм) частицы ТШ, обнарухаша-

ЕЯ*

2" [с]У

OS-

%/Г.ф 8ч-

±L №Fe

as-

i

3

Г/Af 2

сГ

flff-

sv

«5

cr

"fiC

г-

0.5

8-i

as-

7MC

T

iwf

ст

Рис. 3. Номограммы для определения типа, количество (£КФ), химического состава сложного карбида ( м ^ Ге ) и аустенита (%С)Т) в стали с Сг

(a), Mo (6),W (в), содержащей 1.0% С при 900°С

С1 I

кшиеся з плавках, содержащих солее 0.004$Т1. Микрорентгено-спэктральшй анализ показал, что титан монет входить в состав сульфидов. При содержании титана более 0.03& заметно понижается ударная вязкость стали, особенно при отрицательных температурах. 3 то ж время при содержании до 0.02ЖТ1 происходит увеличение прочности и пластичности стали. Титан приводит к заметному измельчению дендритной структуры при содержании более 0.031%.

Анализ разработанных номограмм показал, что сталь 35ХСФРЛ для достижения высокой прокаливаемое™ необходимо легировать Т1 в количестве более 0.03л. однако при этом может понизиться ударная вязкость из-за появления в структуре стали большого количества крупных частиц Ï1N и TIS. При совместном легировании стали Т1 и Al высокая прокаливаемость будет достигаться -три 0.05%А1 и 0.02S Т1, при этом в структуре будет гораздо меньше крушшх частиц TIN. Креме того, при легировании стали 35ХСФРЛ титаном максимум дисперсных частиц Tili приходится на 0.02ST1.

На основании анализа экспериментальных и расчотшх дс.шшх для стали 35ХСФРЛ были даны следующие рекомендации по оптимальному соотношению количеств В, Т1, Al, M з стали, кроме того, было предложено модифицировать сталь СКЗО s количестве £ 4 кг/т.

Разработанная сталь (а.с. 1745775) прошла промышленное опробование и принята к внэдрэнию в качество материала для изготовления звеньев гусениц пропашных тракторов на Чебоксарском агрегатном заводе.

выводы

1.Разработан метод, позволяющий прогнозировать влияние содер-жанкй В, Т1, AI и N на прокаливаемость конструкционных сталей, основанный на расчете равновесной концентрация бора s аустените при температурах нагрева стали под закалку. Разновесная концентрация бора в аустените рассчитывается на основании' термодинамического анализа перераспределения оора и азота кзвду зустенитом и нитридами BN, TIN и AIN с учетом связывания алюминия в оксид А,1203. Сравнение результатов расчета с экспериментом показало, что модель отражает особенности влияния' В, Т1, Л1 и N на прокаливаемость конструкционных сталей, причем прокаливаемость стали резко возрастает при достижении расчетной концентрацией бора в аустените значения более 0.001%.

2.Анализ.результатов расчетов показал, что наибольшее влияние

на прокаливаемость оказывает содержание в стали азота. Для большинства боросодержащих конструкционных сталей предпочтительно совместное микролегирование их Т1 и AI, так как оно позволяет с большей надежностью получить необходимое для увеличения прокаливаемости содержание бора в аустеките и одновременно недопустить отрицательное влияние больших количеств Т1 и AI на механические свойства стали. Результаты расчетов систематизирован в виде номограмм. '

3.Разработана термодинамическая модель, описывающая изменение химического состава жидкой фазы>и выделение из нее фаз TIN, TIS, MnS при кристаллизации низколегированной стали. Модель позволяет прогнозировать количества крупных и дисперсных частиц TIN и количество крупных частиц сульфидов титана. Сравнение результатов расчета с экспериментом показало, что модель позволяет описать особенности влиянил химического состава стали на долю крупных TIN и TIS.

4.Показано, что наибольшее влияние на количество крупшс частиц TIN и TIS и дисперсных нитридов Т1, выделяющихся из тиердс фазы, оказывает содержание в стали И, N и С. Для низколегированных сталей с обычным содержанием азота максимум дисперсных нитридоЕ титана приходится на 0.020 — 0.040Я/Г1. Сульфиды титана могут выделяться из жидкой фазы при содержании титана в стали более Q.04&. Результаты расчета систематизированы в виде номогралм.

5.Разработан метод расчета фазовых равновесий с участи сложных карбидов переменного состава, основанный на поиске фаз вого состава, отвечающего минимуму энергии Гиббса путем конкуре

ного .перебора вероятных фазовых систем, рассчитывающихся основании решения уравнений равновесия. Выполнены термодинак ческие расчеты для_ железоуглеродистых сплавов, легированных С Ко, w при температурах вустенитизации. показано,как • с изменена температуры аустенитизации и химического состава стали мог изменяться ...тип карбидной фазы, ее химический состав и количес во. Результаты расчетов систематизированы в виде номограмм.

6.На основании результатов термодинамических расчетов

. эксперимента даны рекомендации по оптимальному легированию ст; 35Х0ФРЛ с целью достижения стабильной " высокой прокаливаемости ударной вязкости. Разработанная сталь защищена авторским сви; то льет век ¡If 1745775), прошла промышленное опробование и принята

внедрению на Чебоксарском агрегатном заводе.

По темо диссертации опубликованы следующие работа;

1. Попов В.В., Лобанов М.Л., Хоменко А.О. Моделирование ■синетики диффузионного взаимодействия карбида титана с металличес-.<ими матрицами // Тезисы 16-й Всесоюзной'научно-технической конф. "Теория и технология порошковых материалов". Свердловск,1939. С.З.

2. Попов В.В., Хоменко А.О. Термодинамические расчеты растворимости сложных карбидов в сталях, легированных Сг, Но, V? // Тезисы Всесоюзной научно-технической конф. "Ноше материалы л ресурсосберегающие технологии тор-теской к химико-термической обработки в машиностроении и металлурга!".Новокузнецк,1991. С. 89.

3. Экономнолегарованная сталь перлитного класса для литых звеньев гусениц тракторов/Ефимова Л.Б.,Калов И.А.,Кантарович В.И., Спиркина Г.В., Попов В.В., Хоменко А.О. // Тезисы Межрегиональной научно-технической кокф. "Новнэ конструкционные стали. Технологии получения и обработка деталей ходовой системы тракторов и экскаваторов". Чебоксары, 1991. С. 15.

4. Прогнозирование влияния титана, алхминия и азота на прока-ливаемость срёдкеуглеродостых Соросодерхащих сталей / Попов В.В., Хоменко А.О., Спиркина Г.В., Ефимова Л.Б., Калов И.А. // Известия вузов. Черная металлургия. 1992. II б. 0. 34 - 36.

5. Попов В.В., .Лобанов М.Л., Хоменко А.О. Диффузионное взаимодействие карбонитрэдов титана с гелйзом // <Ш. 1933. Т.76, вып.4. С. 156 - 162. -

6. Попов В.В., Хоменко А.О. Моделирование фазообразования в сталях с титаном // Изв. РАН. Металлы. 1994. Н 4. С. 93 - 101.

7. A.c. N 1745775 СССР, М. Кл. С 22 С 38/32. Конструкционная сталь / 1фимова Л.Б.,Малов И.А., Попов В.В., Хоменко А.О.'и др.

fU855100/02: Заявл. 31.07.90; Опубл. 07.ОТ.92, Бал. N 25 .

Подписало в почать 28.04.94 Формат 60x84 I/IG

Бумага Плоская печать - Усл.п.л. 1,16

Уч.-изд. л. 1,06 Тираз 100 . . Заказ 282 Бесплатно

Редакцаонно-нздатеяьскпй отдел УГТУ-УШ 620002, Екатеринбург, УГТУ-УШ, 8-ii учебный корпус Ротапринт УГТУ-УШ. 620002, Екатеринбург, УПУ-УШ, 8-й уч.корпус