Содержание к диссертации
Введение
1. Состояние вопроса, цель и задачи исследований 10
1.1. Требования, предъявляемые к литым деталям в различных отраслях промышленности 10
1.2. Роль карбонитридных частиц в упрочнении стали 13
1.3. Цель и задачи исследований 23
2. Закономерности формирования карбонитридных фаз и структуры отливок 25
2.1. Особенности формирования карбонитридов при кристаллизации сталей 25
2.2. Выделение карбонитридов при охлаждении и термической обработке отливок 29
2.3. Дендритная структура и аустенитное зерно в ванадийсодержащих сталях 37
2.4. Влияние специальных карбонитридов на размер зерна и распад аустенита в низколегированных сталях 46
2.5. Карбонитридные частицы и величина зерна в разностенных отливках 58
Выводы 66
3. Влияние структуры на физико-механические свойства низко легированных литых сталей 68
3.1. Модельные представления вклада карбонитридных выделений в формирова ние механических свойств 69
3.2. Механические свойства малоуглеродистых сталей после нормализации 87
3.3. Физико-механические свойства среднеуглеродистых сталей после улучшения 104
Выводы , 118
4. Повышение эффективности технологий легирования литейных сталей ванадием 120
4.1 Основные способы легирования стали ванадием 120
4.2 Закономерности распределения ванадия между металлом и шлаком 122
4.3 Технологии легирования стали с использованием ванадиевого шлака 127
4.4 Прямое легирование высокомарганцовистой стали 135
4.5 Использование для легирования стали ванадийсодержащего металлоотсева 138
4.6 Легирование стали с использованием металлизованных ванадийсодержащих окатышей 1 4.7. Применение ванадиевых чугунов для легирования стали 144
4.8. Получение и применение для легирования азотированного феррованадия 146
Выводы 150
5. Модифицирование щелочно- и редкоземельными материалами низколегированных сталей для отливок 152
5.1. Среднеуглеродистые стали 156
5.2. Низкоуглеродистые и малоперлитные стали 193
Выводы 231
6. Новые стали для отливок. стендовые испытания опытных деталей 234
6.1. Литейно - технологические свойства ванадийсодержащих сталей 234
6.2. Низкоуглеродистые стали с ванадием 252
6.3. Среднеуглеродистые стали с ванадием 292
6.4. Валковые и износостойкие стали 304
Выводы 313
7. Эффективность применения ванадийсодержащих сталей для отливок и перспективы расширения их производства 315
7.1. Оценка экономической целесообразности использования ванадийсодержащих сталей 315
7.2. Перспективы производства сталей с ванадием 320
Выводы 322
Общие выводы 325
Библиографический список
- Роль карбонитридных частиц в упрочнении стали
- Выделение карбонитридов при охлаждении и термической обработке отливок
- Механические свойства малоуглеродистых сталей после нормализации
- Использование для легирования стали ванадийсодержащего металлоотсева
Роль карбонитридных частиц в упрочнении стали
Дисперсионное твердение низко- и среднеуглеродистых сталей эффективнее всего реализовать за счет выделений карбидов или карбонитридов ванадия в феррите. Однако общее количество ванадия в стали (обычно 0,1%) должно быть таким, чтобы охрупчивающее действие дисперсионного твердения из-за увеличения плотности дисперсионных частиц и дислокаций могло быть скомпенсировано или даже превышено измельчением зерна, добавками Мп (до 1,4 %) и Ni, повышающими вязкость стали.
За формирование мелкого аустенитного и действительного зерен ответственны, в основном, карбиды (карбонитриды) V и Nb , как и A1N, выделяющиеся в аустените или наследуемые им от феррита. Ниобий добавляется в конструкционные доэвтектойдные стали в количестве 0,05-0,10 % [2,7]. По карбонитридообразующей способности он занимает промежуточное положение между Ті и V, благодаря чему выделения Nb(CN) обладают большей универсальностью, чем карбонитриды Ті и V. Частицы Nb(C,N) дают существенный вклад как в измельчение структурных составляющих, так и в дисперсионное твердение, однако в комплексно легированных сталях ниобий наиболее эффективен в формировании мелкого зерна.
Богатые ванадием карбонитридные фазы обычно растворяются при продолжительном высокотемпературном нагреве слябов под горячую прокатку в традиционном технологическом процессе, и в катаных изделиях редко присутствуют крупные эвтектические фазы. Крупные карбонитриды (V,Nb,Ti)(C,N), выделившиеся в осевой зоне непрерывного литого сляба, сохраняются в структуре центральной зоны горячекатаных листов, что существенно снижает механические свойства, особенно ударную вязкость проката, применяемого, в частности, для производства труб большого диаметра газо- и нефтепроводов. При образовании крупных частиц M(C,N) по границам аустенитных зерен возможна потеря пластичности слябов, когда заготовка загибается и разгибается в процессе непрерывной разливки. Наиболее чувствительными к горячему растрескиванию являются стали, легированные Nb [8,21]. Поведение ванадиевых сталей является промежуточным между поведением нелегированных и ниобиевых сталей. Увеличение содержания азота в микролегированных сталях расширяет провал пластичности в сторону повышенных температур, что по всей видимости связано с более высокотемпературным формированием богатых азотом крупных частиц M(C,N).
Наконец, регламентацией скорости охлаждения отливок (проката) и проведением термообработки удается регулировать количество и дисперсность частиц карбонитридов, выделившихся в определенной температурной области, формировать оптимальную структуру, обеспечивающую наивысший уровень конструкционной прочности стали. В этом плане для повышения хладостойкости и вязких свойств, благоприятно снижение углерода, тогда как требуемый уровень прочности создается не за счет образования цементита (перлита), а благодаря измельчению зерна, формированию субструктуры и частиц специальных карбонитридов необходимых фракций и количества.
В настоящее время накоплен обширный материал по карбидным и нитридным фазам, существующих как в изолированном состоянии, так и в деформированных сталях [2,4,7,19,22]. Условия образования вторых фаз при затвердевании и охлаждении слитков заметно отличается от тех, которые создаются при термической обработке деформированных сталей. Это предопределило необходимость систематических исследований характеристик карбонитридных фаз в литых сталях, проводимых на протяжении нескольких десятилетий в УНИИЧМ (ныне УИМ) под руководством автора данной диссертации.
Перспективными исследованиями последних лет, выполненные, в основном, на деформируемых сталях установлено, что отысканием оптимальных композиций конструкционных сталей с ванадием, азотом совместно с другими сильными карбидообразующими элементами удается получить высокие показатели конструктивной прочности (т.е. высокие значения прочности, пластичности, вязкости, сопротивления хрупким разрушениям). Создание теоретических и технологических основ управления структурой и свойствами низколегированных ванадиевых сталей для литых изделий позволят прогнозировать и разрабатывать широкий спектр сталей различного назначения и уровня прочностных, пластических и эксплуатационных характеристик. Для целенаправленного воздействие на выделение M(C,N), а через них и на свойства сталей необходимо установить направление и интенсивность влияния карбонитридных выделений каждого типа на параметры структуры, и соответственно на механические свойства сталей.
Целью диссертационной работы явилась разработка научных принципов и технологических основ легирования углеродистых сталей микродобавками сильных карбо-нитридообразующих элементов, технологии введения ванадия и модифицирующих добавок, создание на этой основе новых марок комплексно-легированных ванадийсодержащих сталей для отливок, обладающих высокими эксплуатационными характеристиками (повышенной конструктивной прочностью, надежностью и долговечностью), в частности в северных условиях, при сохранении на необходимом уровне их литейных и технологических свойств. Для решения научной проблемы и достижения поставленной цели были сформулированы следующие основные задачи работы: На основе исследований закономерностей выделений карбонитридных фаз V, Nb, Ті и их вклада в формирование уровня прочностных, пластических и вязких свойств, сформировать принципы дисперсионного упрочнения сталей для отливок.
Выделение карбонитридов при охлаждении и термической обработке отливок
С повышением температуры нагрева объемная доля дисперсных карбонитридов ванадия уменьшается и при 1000С они оказываются уже полностью растворены. Крупные частицы сохраняются в стали до более высоких температур и обнаруживаются даже при температуре 1050С. Эти частицы имеют размер более 100 нм и расположены в основном по границам зерен.
Большое влияние на карбонитридообразование оказывает содержание в стали алюминия, который, связывая азот в нитрид алюминия, затрудняет образование карбонитридов ванадия. В сталях типа 08ГФЛ с 0,06 % А1 при содержании ванадия вплоть до 0.145 % карбонитридов ванадия при 950С не обнаруживается, тогда как в сталях с 0,03 %А1 некоторое количество V(C,N) появляется уже при 0,011% V и увеличивается при повышении содержания ванадия в стали (рис.2.4).
Ванадий и особенно титан связывают в карбонитрид значительную долю азота, имеющегося в стали. Так [32], при соотношении N:C = 0,07 в малоуглеродистой стали в карбонитриде ванадия это отношение достигает 0,8-1,2. Титан является более сильным нитридообразователем, чем ванадий, и при выделении фазы на основе титана в сталях величина N:C доходит до 10-13. При этом с ростом температуры выделения карбонитриды V,Nb или Ті становятся все более богатыми по азоту, так как из-за большей энергии межатомных связей температура образования нитридов выше, чем у карбидов тех же металлов [23,32,18,33]. Добавка титана в количестве 0,06 % в сталь с 0,33 %V приводит к практически полному связыванию азота в нитрид титана, вероятно, еще в жидком состоянии стали [32]. Ванадий в этом случае образует карбид, выделяющийся при охлаждении отливок преимущественно из феррита.
Влияние кремния, марганца, хрома на состав и средний размер частиц карбонитрида ванадия в среднеуглеродистых сталях в основном определяется влиянием лих легирующих элементов на устойчивость аустенита к распаду по первой ступени, так как подавляющая часть ванадиевой фазы выделяется из пересыщенного феррита [32]. Повышение температуры начала у а превращения (кремний) способствует укрупнению частиц V(C,N), понижение - (хром, марганец), напротив, увеличивает степень дисперсности. В случае подавления диффузионного Y a превращения, например, в стали с 2,8 % Мп, частицы карбонитрида ванадия выделяются только в аустените до начала его распада.
В сталях с 0,3 %С, легированных 0,1 % ванадием совместно с 0,02-0,08 % ниобием, 0,007 % титаном и азотом (до 0,02 %), вне зависимости от состава стали и скорости охлаждения отливок диаметром 100-250 мм ниобий практически полностью связывается в карбонитриды, тогда как ванадий в значительном количестве остается в твердом растворе [32]. Доля ванадия, связанного в карбиды, в большинстве случаях не превышает 60 - 70 %.
Во всех случаях в электролитических осадках обнаруживается две карбонитридные фазы: фаза на основе нитрида ванадия типа Vo,9Nb0,,(C,N) и фаза на основе карбонитрида ниобия типа Nb0,9Vo,i(C,N). По мере приближения к поверхности периоды кристаллической решетки присутствующих фаз сближаются, что свидетельствует об увеличении содержания ванадия в фазе на основе карбонитрида ниобия и ниобия в фазе на основе карбонитрида ванадия. Максимальная комплексность обнаруживается у карбонитридов ванадия (Voj5Nbo,2s)C,N, образующихся в поверхностных участках отливок наименьшего сечения (100 мм) из стали с наибольшим содержанием ниобия (0,08 %).
Чем выше скорость охлаждения (меньше сечение отливки), тем при более низких температурах происходит выделение карбонитридов. При высокой скорости охлаждения ниобий не успевает полностью выделиться при высоких температурах, и значительная часть его выделяется при более низких температурах в виде комплексных ванадий-ниобиевых карбонитридов. С увеличением сечения отливки и расстояния от поверхности размер карбонитридов ванадия и ниобия увеличивается, хотя размеры карбонитридов ванадия (14-27нм) во всех случаях ниже, чем карбонитридов ниобия (30-79нм). Это объясняется более низким температурным интервалом выделения карбонитридов ванадия по сравнению с карбонитридами ниобия.
Изложенные выше экспериментальные данные показывают, что наряду с выделениями M(C,N)A В аустените, M(C,N)o в феррите и феррите перлита M(C,N)nep , существенная часть карбонитридов V, Nb и Ті формируются в жидком металле M(C,N) K и в виде эвтектических карбонитридов M(C,N)3BT в междуветвиях дендритов. Это позволяет уточнить известную схему, предложенную М.И. Гольдштейном [1,21. Выделения карбонитридных фаз на основе наших детальных исследований можно представить в новом виде: L и L - равновесная и переохлажденная жидкость, соответственно; аустенит: у - переохлажденный, у - после выделения эвтектических карбидов, у" - после выделения избыточного феррита а т6 ; феррит : 8, ар , апер - дельта, равновесный и перлита, соответственно; МзС-лггированный цементит.
Научная и практическая значимость данной схемы состоит в том, что она в наиболее полном виде отображает ряд ключевых моментов. Во-первых, непрерывность процесса выделения каждой карбонитридной фазы в широчайшем интервале температур при охлаждении металла. Во-вторых, расчленение процесса формирования M(C,N) на три области в результате протекания фазовых превращений в матрице накладывает существенные особенности на состав, кинетику и морфологию выделений из жидкости (I), из аустенита (И) и феррита (III). Уточнение вклада выделений каждого типа (I, II, III) в формирование структуры и свойств сталей показывает пути целенаправленного воздействия на частицы M(C,N) в каждой материнской фазе.
Состав, объемная доля, размер, характер распределения частиц каждого типа определяется: природой выделяющейся фазы, составом матричного раствора, из которого она формируется, и параллельным выделением других фаз, наконец, длительностью пребывания металла в определенном интервале температур. Это открывает широкий спектр возможностей влияния на свойства сталей через оптимизацию их легирования, скоростей охлаждения во время кристаллизации слитка и термообработки.
Комплекс служебных свойств литой детали или проката формируется совокупным действием выделений всех трех типов. Так выделения M(C,N) типа 1, впервые в мировой практике подробно изученные в наших работах, заслуживают не меньшего внимания, чем последующие низкотемпературные, поскольку частицы, образующиеся в жидком металле и при его кристаллизации, закладывают те наследственные особенности структуры, которые невозможно или очень сложно изменить термической и пластической обработками изделий в твердом состоянии. Для образования определенной доли ответственных за дисперсионное твердение выделений типа III, которыми в конструкционных сталях обычно бывают частицы карбида ванадия, требуется сохранить в твёрдом растворе до образования феррита достаточное количество атомов ванадия и иметь такую скорость охлаждения, которая обеспечит необходимое для выделения VC время пребывания металла в интервале температур 550-700 С.
Наконец, структурные исследования, изложенные в данной работе и монографиях [2,3], показывают, что морфология частиц M(C,N) различного химического состава в конкретной материнской фазе, в основном, подобна и слабо меняется с изменением состава сталей. Следовательно, влияние выделений M(C,N) на свойства сталей не связано непосредственно с их химическим составом, а проявляется через объемную долю, размер, плотность и распределение частиц, которые легко регулируются составом сталей и скоростью охлаждения изделия.
Механические свойства малоуглеродистых сталей после нормализации
При более высоком нагреве в сталях наблюдается скачкообразное увеличение зерна, причем, чем длительнее изотермическая выдержка, тем ниже лежит температура начала интенсивного роста зерна аустенита. Так, при выдержке 15 мин температура начала быстрого роста зерна аустенита составляет 1000С для стали 35Л и 1050С для стали 35ФЛ. при остальных выдержках она становится практически одинаковой для обеих сталей. При выдержке 120 мин скорость роста и размер зерна ванадиевой стали 35ФЛ увеличивается более интенсивно, и при температуре нагрева 1050 С зерно стали с ванадием больше, чем зерно стали 35Л, что можно объяснить растворением карбонитридов ванадия в аустените. При температурах нагрева 1000-1100С аустенитное зерно остается стабильным лишь при сравнительно больших добавках ванадия (0,3-0,5 %, и даже-1,0%). Значительно более высокое тормозящее влияние на рост зерна аустенита оказало комплексное легирование стали ванадием и азотом. В сталях 35ФАЛ, 35ГФАЛ и 35Г2ФАЛ резкий рост зерна аустенита начинается с температуры 1100 С при выдержке 60 мин. Повышение температуры начала роста зерна у ванадийсодержащих сталей можно объяснить не только повышением содержания карбонитрида ванадия, а, в основном, значительным увеличением в металле содержания нитрида алюминия по сравнению с его количеством в сталях 35Л и 35ФЛ, что подтверждается анализом нитридных фаз. Нитриды алюминия по степени своего влияния на замедление роста зерна аустенита в данных сталях будут играть решающую роль так как температура растворения карбонитридов ванадия в аустените значительно ниже чем нитридов алюминия. Одной из причин повышения устойчивости аустенита против роста пРИ нагреве вероятно является также измельчение начального зерна аустенита Добавка марганца к стали 35ФАЛ в количестве до 1 2 Я п уже заметно влияет на кинетику роста зерна аустенита При увеличении содержания маргантта до 1 8 /о влияние его на снижение ТРМПРПЯТУПЫ роста зеПНа УРИ лиІЧаРТРЯ что no-виnHMOMV обусловлено умен ММРНМРМ K O fhfbn 11 иента термо іиігшической активности азота
Особенно важно учитывать совместное влияние ванадия и азота на замедление роста зерна аустенита при производстве фасонных отливок сложной конфигурации из стали 35ФАЛ, так как это позволяет при термической обработке отливок, имеющих большую конструктивную разностенность, давать длительную выдержку при температуре на 40-50С выше температуры, применяемой для стали 35Л. Исследованиями, проведенными на опытных деталях, показано, что разброс механических свойств получается значительно меньше, а зерно равномернее в тонких и толстых сечениях отливок для деталей угольных комбайнов из стали 35ФАЛ, чем в таких же отливках из сталей 35Л и 35ХМЛ.
При нагреве под нормализацию на 900-950С введение в сталь типа 20ГЛ ванадия приводит к заметному уменьшению размера аустенитного зерна, тем более значительному, чем выше содержание ванадия в стали (рис. 2.8). Наиболее заметно эффект измельчения зерна проявляется при содержании ванадия в стали более 0,1 %. Повышение содержания ванадия до 0,56 % приводит к увеличению количества карбонитридной фазы и, в следствие этого к еще большему измельчению зерна. Как видно из рис. 2.8, влияние ванадия на размер аустенитного зерна аналогично его влиянию на количество карбонитридной фазы. Увеличение температуры нагрева до 1000С приводит к полному или почти полному растворению V(C,N); в аустените остается незначительное количество карбонитридов, крупных частиц, влияние которых на размер аустенитного зерна незначительно. Барьером для роста зерна становятся нитриды алюминия, которые при температуре 1100-1050С еще почти не растворяются в аустените. Поэтому повышение температуры аустенитизации от 1000 до 1050С уже не приводит к заметному увеличению размера аустенитного зерна.
Влияние содержания ванадия на средний размер аустенитного зерна в стали типа 20ГФЛ при нагреве на температуру. Т, "С: 1 - 900; 2 - 950; 3 3 -000; ;41055 48 В малоперлитных сталях типа 08ГФЛ, как и в сталях типа 20ГФЛ, наблюдается корреляция между размером аустенитного зерна и количеством карбонитридов ванадия, присутствующих в стали при нагреве под нормализацию. С появлением карбонитридов ванадия размер зерна уменьшается. Влияние алюминия на размер аустенитного зерна связано с влиянием этого элемента на количество карбонитридов ванадия. В сталях с содержанием алюминия 0,06 % влияние ванадия, при его содержании до 0,15 %, на размер аустенитного зерна почти не проявляется, так как в этом случае карбонитриды ванадия полностью растворяются при температуре 950С. Напротив, в сталях с 0,03 % алюминия ванадий при его содержании более 0,1 %, заметно измельчает аустенитное зерно, поскольку при этом в стали при температуре нагрева 950С сохраняется некоторое количество карбонитридов ванадия.
Структура нормализованных сталей с ванадием, а также количество и морфология карбонитридов, образующихся в процессе охлаждения на воздухе, в значительной степени определяются кинетикой распада аустенита. Определение критических точек при нагреве показало, что точка А почти не изменяется с увеличением содержания углерода от 0,08 до 0.16 % и ванадия от 0,094 до 0,56 % и для всех исследуемых сталей находится в пределах 730-740С. Точка Аз при уменьшении содержания углерода от 0,16 до 0,08 % в стали с 0,1 % V повышается с 860 до 900С. В этом же направлении действует увеличение содержания ванадия в стали, связывающего углерод в карбонитриды, значительная часть которых, как было показано ранее, растворяется выше точки Аз. Увеличение содержания ванадия в стали с 0,16 % углерода от 0,094 до 0,56 % повышает точку Аз на 30-35. Увеличение содержания ванадия заметно меняет кинетику превращения аустенита в сталях типа 20ГФЛ (рис.2.9). Причем при нагреве на 950С (см. рис. 2.9) это влияние содержания этого элемента на кинетику распада значительно сильнее, чем при нагреве на 1050С (см. рис. 2.10). По-видимому, это связано с тем, что кинетика распада определяется в основном не влиянием растворенного в аустените ванадия, а наличием не растворившихся карбонитридов, которые уменьшают устойчивость аустенита, во-первых, вследствие сдерживания ими роста аустенитного зерна при нагреве и, во-вторых, из-за действия этих частиц в качестве зародышевых центров при распаде аустенита. При температуре нагрева 950С введение в сталь ванадия в количестве 0,1 % практически не изменяет кинетику распада по сравнению со сталями без ванадия. Увеличение содержания ванадия до 0,31 % не приводит к заметному изменению температуры начала у а превращения. Влияние ванадия в данном случае проявляется в некотором сужении интервала перлитного превращения.
Использование для легирования стали ванадийсодержащего металлоотсева
Прогнозирование эффекта дисперсионного твердения на основе данных термодинамического анализа. Известно [7], что дисперсионное упрочнение в нормализованных ванадийсодержащих сталях обусловлено, главным образом, некогерентными частицами, выделяющимися в процессе охлаждения на воздухе. Величина дисперсионного упрочнения может быть оценена с помощью уравнения Орована[7]:
Для сталей с ферритной основой m = 2,75, G = 84000 МПа, b = 0,25нм. Ф=1,25[7]. Уравнение (3.2) показывает, что дисперсионное упрочнение определяется главным образом величиной межчастичного расстояния, т.е. количеством частиц в единице объема, которое пропорционально скорости образования зародышей. Скорость гомогенного зарождения (I) может быть выражена следующим образом [36]: I = k.Xfexp( ), (3.3) RT где xr - концентрация фазообразующих элементов в растворе; AGKp - изменение свободной энергии при образовании зародыша новой фазы критического размера; Q - энергия активации процесса; к - константа.
Из урав. (3.3) вытекает, что скорость образования зародышей и, соответственно, эффект дисперсионного упрочнения будут тем выше, чем больше концентрация фазообразующих элементов в растворе и чем больше выигрыш свободной энергии при образовании карбонитридной фазы, т.е., чем больше пересыщение твердого раствора.
Следовательно, анализируя влияние различных факторов на концентрацию элементов в твердом растворе, можно по крайней мере на качественном уровне судить о влиянии этих факторов на эффект дисперсионного упрочнения.
Из расчетных зависимостей влияния содержания ванадия в стали 15ГФЛ на концентрацию ванадия, углерода и азота в аустените (методику расчета см. в [37] вытекает, что после нормализации при 950С при малом содержании (до 0,2 %) ванадий полностью растворяется в аустените и с повышением количества ванадия в стали увеличивается и его концентрация в аустените. При этом концентрация азота в аустените также несколько увеличивается, а концентрация углерода не изменяется. По достижении содержания ванадия « 0,22 % на концентрационных зависимостях появляются изломы и дальнейшее повышение содержания ванадия в стали приводит уже к менее интенсивному увеличению его концентрации в аустените по сравнению с начальным участком. Концентрация азота в этом интервале составов резко снижается с увеличением содержания ванадия, незначительно уменьшается и концентрация углерода.
Рост концентрации ванадия и азота в аустените при увеличении содержания ванадия в стали приводит к повышению пересыщения твердого раствора, что. в свою очередь, способствует увеличению скорости зарождения карбонитридов и росту дисперсионного упрочнения. Поэтому увеличение ванадия в стали до 0,22 % должно приводить к заметному росту прочностных свойств, а дальнейшее повышение содержания ванадия будет давать незначительный эффект, что подтверждается экспериментальными данными (рис. 3.1).
Для получения количественных данных о величине дисперсионного упрочнения необходимо прогнозировать число частиц, образовавшихся в единице объема, так как упрочнение, согласно Оровану, определяется межчастичным расстоянием. С этой целью была использована с рядом упрощений классическая теория зарождения.
Энергия образования зародыша AGKp, без учета изменения свободной энергии, обусловленного деформацией при возникновении зародышей, составляет: AGKp=4wr pcr + 4/3nr?rAGv , (3,5а) где - а -межфазная удельная поверхностная энергия, AGV - изменение объемной составляющей свободной энергии при возникновении единицы объема новой фазы. Радиус зародыша критического размера рассчитывали по формуле: Из предположения, что выделение карбонитрида ванадия происходит главным образом в феррите, энергию активации процесса Q принимали равной энергии активации диффузии ванадия в феррите (239,3 кДж/моль [36]). Изменение объемной составляющей энергии образования зародышей из твердого раствора вычисляли по формуле [37] AGV= — RT{ln[%K][%C]"[%N]i-" -и[1пК,(. -2,3(e,v +e(N) [%N] + In и] - (( - w)[)n Km - 2,3(4 4 ))%C] ] ln0 «)]} (3-7) где Vm - удельный молярный объем карбонитрида ванадия; [%Х] - концентрация элемента в твердом растворе; К,г - произведение растворимости двойного соединения в тройной системе Fe-V-X; е\ -коэффициенты взаимодействия элементов в твердом растворе, и -доля атомов углерода в карбонитриде ванадия V(C„ N.„). Из условия минимума выражения (3.7) предварительно определяли состав карбонитридов. отвечающий максимуму пересыщения. Наибольшая сложность при рассмотрении процесса зарождения выделений в данном случае состоит в том, что оно происходит при непрерывном охлаждении, а не в изотермических условиях. Чтобы обойти эту трудность, предполагалось, что образование карбонитридов в аустените до начала у-»сс превращения происходит незначительное, а наиболее интенсивно карбонитриды выделяются в феррите в процессе у- а превращения, что согласуется в определенной степени с экспериментальными данными [38-41]. Исходя из вышеизложенного, при расчетах AG r и скорости зарождения выделений в феррите полагали, что концентрации ванадия и азота в нем близки к концентрациям этих компонентов в твердом растворе при температуре аустенитизации, а концентрация углерода соответствует концентрации углерода в феррите, находящемся в равновесии с аустенитом. Скорость зарождения рассчитывали для средней температуры превращения, которую определяли по термокинетическим диаграммам распада аустенита, построенным по данным дилатометрии (см. в [37]).
На рис. 3.2 приведены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, полученные при охлаждении с температур 900-1050С для сталей с различным содержанием углерода. Видно, что с увеличением температуры аустенитизации кривые начала и конца превращения несколько смещаются в сторону более низких температур, чему также способствует повышение содержания углерода в стали.
Кривые со стрелкой на термокинетических диаграммах показывают скорость охлаждения трефовидных проб на воздухе, что позволило оценить среднюю температуру у-»а превращения, принятую за температуру выделения карбонитридов, и использовать ее в расчетах.
Значение константы Кт в урав. 3.5 неизвестно, а величина удельной поверхностной энергии а, входящей в урав. (3.5,а) и (3.6), не определена в ввиду различных ее значений, приводимых в литературе: по данным отдельных источников значения а меняются в широком диапазоне от 0,01 до 0,68 Дж/м [42]. Для соответствия расчетных величин дисперсионного упрочнения и его экспериментальных значений для большой выборки сталей различного химического состава, нормализованных от разных температур, о принимали равным 0,35 Дж/м . При этом в некоторых случаях учитывался вклад упругой энергии образования зародыша, значение которой сложно рассчитать.
Установлено, что величина Кг значительно меняется в зависимости от содержания углерода в стали: для 0,1 % С она равна 10,2-10"12м; 0,15-0,20 % С -3,74-lO V 0,30%С-1,67-10-1 м, что связано, очевидно, со следующим. При расчетах для температуры середины у сс превращения принимали значения концентрации углерода в феррите находящимся в равновесии с аустенитом а в действительности такое значение концентрации углерода достигается лишь в конце превращения. Концентрация же углерода в феррите в начале и в середине у—хх превращения будет зависеть от содержания углерода в стали, что в расчетах не учитывалось.
