CC BY
191
-□ □-
До^джеш напрямки по тдвищенню мщностних вла-стивостей низьколегованих конструкцшних сталей фери-то-перлтного класу та можливостi гх ефективног реалi-зацп в межах марочного складу. Шляхом статистичног обробки масиву промислових плавок показана можлив^ть тдвищення мiцностi не тшьки за рахунок твердорозчинно-го змщнення фериту, але i в бшьшш мiрi в результатi дис-персшного i зерномежевого змщнення. Розглянуто напрямок тдвищення мiцностi низьколегованих сталей за рахунок реалiзацiг мехатзму карбоштдридного змщнення шляхом мшролегування сталi азотом, титаном i алюм^ем
Ключовi слова: конструкцшш сталi, ферито-перлтна структура, межа течи, карботтридне змщненням, мшро-легування
□-□
Исследованы направления по повышению прочностных свойств низколегированных конструкционных сталей фер-рито-перлитного класса и возможности их эффективной реализации в пределах марочного состава. Путем статистической обработки массива промышленных плавок показана возможность повышения прочности не только за счет твердорастворного упрочнения феррита, но и в большей мере в результате дисперсионного и зернограничного упрочнения. Рассмотрено направление повышения прочности низколегированных сталей за счет реализации механизма кар-бонитдридного упрочнения путем микролегирования стали азотом, титаном и алюминием
Ключевые слова: конструкционные стали, феррито-пер-литная структура, предел текучести, карбонитридное
упрочнение, микролегирование -□ □-
УДК 669.018.291:669.15-194.52
|DOI: 10.15587/1729-4061.2014.334421
ОСНОВНЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ ПОВЫШЕНИЯ СВОЙСТВ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ ФЕРРИТО-ПЕРЛИТНОГО КЛАССА
Ю. А. Бубликов
Кандидат технических наук, доцент Кафедра электрометаллургии Национальная металлургическая академия Украины пр. Гагарина 4, г. Днепропетровск, Украина, 49005 Е-mail: yuriy.bublikov@i.ua
1. Введение
Постоянная интенсификация условий эксплуатации машин, агрегатов и строительных конструкций ставит перед металлургами достаточно сложную проблему создания новых экономичных сталей массового сортамента. Такие стали должны обладать комплексом высоких потребительских свойств: прочностью и пластичностью в широком интервале температур, минимальной температурой порога хрупкости, усталостной прочностью при статических и динамических нагрузках, в том числе и знакопеременных, коррозионной стойкостью и др.
При этом предусматривается решение нескольких задач - либо обеспечение надежной работы металлоконструкций в экстремальных условиях, либо снижение их металлоемкости, либо и то, и другое в комплексе. Во всех случаях необходимо обеспечить минимальные затраты в металлургическом переделе, даже несмотря на несомненный экономический эффект у потребителя.
2. Анализ литературных данных и постановка проблемы
Наиболее широкое применение в качестве свариваемых конструкционных материалов и стального литья
сегодня получили низколегированные стали ферри-то-перлитного класса, механические свойства которых определяются их химическим составом и соотношением фазовых составляющих.
Известное уравнение Холла-Петча для расчета предела текучести (ат) сталей этого класса имеет вид [1, 2]:
от = о0 + До + Доп + Дод + Дод + До^
(1)
где ао - напряжение трения решетки а-железа (напряжение Пайерлса-Наббаро); Датр - упрочнение твердого раствора а-железа при легировании; Дап - упрочнение за счет перлита; Дад - деформационное упрочнение; Д°д.у. - дисперсионное упрочнение; Даз - зерногранич-ное упрочнение.
Теоретически рассчитанная величина сопротивления решетки а-феррита движению свободных дислокаций по данным [3] составляет всего 17 МПа. По экспериментальным данным работ [1, 4, 5] она может достигать 27-40 МПа однако это составляет не более 10 % суммарного значения ат.
Величина деформационного упрочнения определяется из уравнения:
Дод = 0,5Gbp,
1/2
(2)
где G - модуль сдвига, равный для сталей этого класса (8-9)х104 Мпа; Ь - вектор Бюргерса, равный (2,3)х х10-7, мм; р0 - плотность дислокаций, мм-2.
© Ю. f
Вклад этой составляющей в термически обработанном металле очень невелик и, как правило, не превышает 10 МПа (5 %) [6], достигая в горячекатаной стали при низкой температуре конца деформации или при термоупрочнении в процессе деформации не более 10 %, т. е. также не более 30-40 МПа. В литом металле независимо от термической обработки деформационное упрочнение вообще отсутствует.
Остальные составляющие уравнения (1) зависят только от химического состава стали и определяются концентрацией легирующих элементов в твердом растворе и количеством, формой и характером распределения в нем избыточных упрочняющих фаз.
Эмпирически установлено, что твердорастворное упрочнение при одновременном легировании несколькими элементами имеет аддитивный характер и количественно может быть оценено линейным суммированием вкладов каждого из них по уравнению [1, 6, 7]:
Дотр = Х КфСф,
(3)
где Кф - коэффициент упрочнения феррита i - элементом, Мпа/%; Сф - концентрация этого элемента в твердом растворе, %.
В работах [2, 6] приводятся следующие значения коэффициента Кф , приведенные в табл. 1.
Таблица 1
Значения коэффициента Кф уравнения (3)
Элемент, % C+N 8; Мп Сг N1 Т1 А1 V
Кф , МПа/% 4670 86 33 31 30 82 60 3
Однако необходимо учитывать, что указанные коэффициенты характеризуют только относительный порядок потенциальной эффективности твердорас-творного упрочнения. Достоверность расчета вклада твердорастворного упрочнения в предел текучести реальной стали при нормализации или высоком отпуске после закалки зависит от надежности оценки завершенности перераспределения легирующих элементов между твердым раствором и выделяющимися избыточными фазами при распаде аустенита и мартенсита, а также развития внутризеренной и межзеренной сегрегации легирующих элементов, т. е. процессов, определяемых не только химическим составом стали, но и температурно-временными параметрами термической обработки. Последние же в промышленных условиях изменяются в широких пределах в зависимости от массивности металлоизделий и особенностей технологического оборудования [8, 9].
При этом следует иметь в виду, что роль таких элементов как титан, алюминий, а также углерод и азот в твердорастворном упрочнении, несмотря на очень высокие значения Кф, особенно у двух последних, весьма мала, в связи с их крайне низкой остаточной концентрацией в феррите в результате образования избыточных карбонитридных фаз.
Доля твердорастворной составляющей в сталях перлито-ферритного класса может достигать 40 % и более [1]. Поэтому одним из основных направлений производства конструкционных сталей с повышенными механическими и эксплуатационными характери-
стиками является увеличение степени их легирован-ности относительно недорогими и доступными для Украины элементами, такими как марганец, кремний, а иногда и более дорогими хромом и никелем.
Механизм влияния этих элементов в низколегированных сталях ферритного и феррито-перлитного классов определяется образованием твердого раствора замещения [10]. В силу определенного различия в размерах и строении атомов элементы замещения создают напряженность в ОЦК решетке а-феррита, вызывающую ее искажение и соответственно изменение периода, что в свою очередь непосредственно влияет на свойства стали. Для твердых растворов замещения упрочнение определяется различием атомных радиусов растворителя и растворенного элемента и концентрацией последнего, что определяет существенное увеличение стоимости за счет повышения степени легированности стали. При этом внедрение известного направления карбонитридного упрочнения на основе ванадия и ниобия, реализация которого основана на механизмах дисперсионного и зернограничного упрочнения, ограничивается их высокой импортной стоимостью и дефицитностью для украинских предприятий. В связи с этим ставится задача поиска путей реализации способов карбонитридного упрочнения на основе более дешевых и доступных для Украины металлов.
3. Цель и задачи исследования
Целью работы являлось исследование и анализ основных механизмов повышения прочностных свойств низколегированных конструкционных сталей ферри-то-перлитного класса для определения наиболее эффективного и экономически целесообразного направления их реализации.
Для достижения поставленной цели ставились следующие задачи:
- выполнить аналитические исследования направлений повышения прочности конструкционных сталей и научно обосновать эффективность их реализации применительно с низколегированным сталям феррито-перлитного класса;
- оценить влияние механизма твердорастворного упрочнения за счет легирования базовыми элементами (С, Мп, Si) на комплекс механических свойств стали в пределах ее марочного состава и дать рекомендации по их рациональному содержанию;
- исследовать возможности дисперсионного и зер-нограничного упрочнения и определить наиболее эффективную схему их реализации путем образования нанодисперсных избыточных фаз.
4. Результаты исследования и оценка эффективности
направлений по повышению прочностных свойств конструкционных сталей феррито-перлитного класса
Упрочнение металла по механизму твердораствор-ного упрочнения имеет место даже в пределах состава одной марки стали. На рис. 1 приведены результаты выполненной статистической обработки данных сдаточного контроля по пределу текучести стали 20ГЛ
после нормализации в условиях ОАО «Кременчугский сталелитейный завод».
Обработку промышленных данных (2863 плавки) в форме уравнения
коэффициента уравнения (4). Обработкой этих данных в форме уравнений первого порядка получены следующие зависимости.
ах=А[Мп]+В[Мп]х[8;]
(4)
АМп=213,2+93,2[Мп]; г5=0,9986±0,001, ВМп=163,1-83,7[Мп]; г6=0,9703±0,034.
(5)
(6)
проводили методом наименьших квадратов и регрессионно-корреляционного анализа [11] для трех групп плавок с различными пределами по содержанию марганца (табл. 2)
Таблица 2
Влияние концентрации марганца в стали марки 20ГЛ на значение коэффициентов уравнения (4)
Подставив в уравнение (4) уравнения (5) и (6), получили:
aх=213,2+93,2[Mn]+163,1[Si]+83,7[Mn]•[Si].
(7)
Содержание [Мп], % Количество плавок А[Мп] В[Мп] г±аг г/аг
1,36-1,55 315 344,0 44,57 0,181±0,055 3,29
1,26-1,35 921 334,0 56,66 0,250±0,031 8,06
1,05-1,26 1073 324,4 62,32 0,265±0,028 9,46
Амг.
Несмотря на значительный разброс данных, что естественно для промышленных условий, не позволяющих сколь-нибудь жестко закрепить большое число технологических факторов выплавки, разливки и, особенно, термической обработки, получены статистически значимые зависимости предела текучести от содержания в металле кремния для трех групп по марганцу. Во всех случаях величина отношения г/аг превышает 3,0, что отвечает доверительной вероятности а=95 % [12].
Как видно из табл. 2 и рис. 1, с ростом концентрации марганца практически линейно изменяются оба
380 375 370 365 360 355 350 345 340 335 330
Как следует из (7), влияние кремния на величину предела текучести стали 20ГЛ по результатам обработки промышленных данных примерно вдвое выше, чем марганца, что близко приведенным выше литературным данным [2, 6].
Достаточно высокий упрочняющий эффект имеют и другие металлы (хром, никель и т. д.). Поэтому возможности получения конструкционных сталей с повышенными прочностными характеристиками за счет твердорастворного упрочнения весьма широки, однако они ограничиваются экономической стороной вопроса, обусловленной ростом стоимости проката или литья и зачастую отсутствием целесообразности уменьшения металлоемкости конструкции в ущерб их надежности и долговечности.
Твердорастворное упрочнение сталей может быть достигнуто и за счёт повышения концентрации элементов, образующих растворы внедрения -бора, углерода, азота, кислорода и водорода, имеющих значительно большую величину Кф . Из представленного ряда следует сразу исключить заведомо вредные для сталей всех классов два последних элемента.
С 2
и с.
с
► 62
35
1,36^1,50 34-♦ 202 254- ^^^ 34-
301 ■ 26 ■
и се Е — с Ш 1
1,05^1,25 **
ОД
0,15
0,2
0,25
—I—
0,3
0,45
0,5
0,55
0,35 0,4 81 мас.%
Рис. 1. Влияние кремния и марганца на величину предела текучести нормализованной стали 20ГЛ
0,6
0,65
Что касается бора, то его атомный радиус (0,91 А) относительно мал для упрочнения стали по механизму замещения, и достаточно велик чтобы внедрятся в решетку а-железа. Величина отношения радиусов атомов бора и железа (~0,68) существенно выше требуемой по правилу Хэгга величины <0,59 [13]. Вследствие этого атомы бора внедряются в решетку железа только лишь по дефектам кристаллического строения (вакансиям, дислокациям, субграницам и границам). В то же время, обладая большим радиусом, чем у азота, атомы бора образуют непосредственно кова-лентно связанные атомы В-В и характеризуется малой растворимостью в железе [14]. Иначе говоря, атомы бора остаются в решетке изолированными, располагаясь между слоями металлических атомов. Это определяет специфические физико-химические и механические свойства даже микролегированной бором стали. Увеличение его содержания выше определенного уровня, как правило, очень низкого (порядка 10-3 % мас.), вызывает охрупчивание металла.
Углерод и азот в силу малых размеров атомов и в соответствии с правилом Хегга образуют во всех полиморфных модификациях железа твердые растворы внедрения, располагаясь в междоузлиях основной решетки. Известно, что углерод и азот внедряется в междоузлия в виде катионов С+4 и повышая тем самым плотность электронов и стабилизируя у-фазу. Анализ диаграмм состояния систем железо-углерод и железо-азот выявляет их большое сходство [15].
В системах Fe-C и Fe-N имеются эвтектоидные превращения соответственно при 738 и 590 °С. Указанные превращения обуславливают сходство в структурах, формирующихся в результате термической обработки в сплавах железо-углерод и железо-азот. Более низкая температура эвтектоидного превращения у железо-азотистых сплавов позволяет получить более дисперсные структурные составляющие. В пользу использования азота свидетельствует более высокая
энергия взаимодействия с дислокациями [16], меньший коэффициент диффузии выше 400 оС [17] и стремлению к локальному упорядочению в кристаллической решетке g- и а- железе [18] в сравнении с углеродом.
При этом растворимости и углерода и азота в железе при атмосферном давлении последнего в области комнатных температур крайне мала, что практически полностью исключает сколь-нибудь существенное твердорастворное упрочнение ими ферритных и фер-рито-перлитных сталей.
Это положение подтверждается статистической обработкой указанного выше массива промышленных данных по ОАО «КСЗ» для стали 20ГЛ в форме уравнения аналогичного (4):
ат=Арч+В^]Х[С]. (8)
Результаты этой обработки для трех групп по содержанию кремния приведены в табл. 3 на рис. 2.
Таблица 3
Влияние концентрации кремния в стали марки 20ГЛ на значение коэффициентов уравнения (8)
Содержание [8;], % Количество плавок А[Я] В[Я] г±аг г/аг
0,40-0,60 403 273,4 399,7 0,452±0,041 11,02
0,30-0,39 1205 274,3 377,4 0,403±0,026 15,50
0,20-0,29 741 276,8 336,7 0,378±0,031 12,19
Как видим (табл. 3 и рис. 2), с увеличением концентрации кремния в стали 20ГЛ значение свободного члена в уравнении (4) снижается, однако абсолютный уровень изменения настолько мал (-19 МПа/%81), что позволяет пренебречь этой величиной принять значение А[^] равным средней величине для трех групп и описать зависимость предела текучести нормализованного литого металла от содержания углерода и кремния следующими уравнениями:
С, мас. %
Рис. 2. Влияние углерода и кремния на величину предела текучести нормализованной стали 20ГЛ
А8;=274,8,
(9)
Доз = Ку ■ d-1/2,
(14)
В8;=248,7+357,6[8;]; г9=0,983±0,017, ах=274,8+248,7[С]+357,6[С]•[Si].
(10) (11)
С учетом максимально допускаемого нормативно-технической документацией содержания кремния в стали 20ГЛ равного 0,6 % получим статистическую величину Кф = 248,7 + 357,6■ 0,6 = 463,2 против 4670 (табл. 1) по данным [2, 6], т. е. на порядок ниже. Это, несомненно, свидетельствует о том, что влияние углерода не связано с твердорастворным механизмом упрочнения.
Положительное влияние углерода в ста лях рассматриваемого класса проявляется, прежде всего, через количество перлитной фазы, доля которой является прямой функцией его концентрации, а ее влияние на предел текучести по литературным данным может достичь 15 % отн. [2]. Эта составляющая для низкоуглеродистых сталей описывается эмпирическим уравнением:
Дап=2,4-%П,
(12)
где 2,4 - эмпирический коэффициент; % П - количество перлита, % об.
Дополнительное легирование стали азотом, повышая активность углерода (е^ =0,130 [19]), должно сдвигать точку Р на диаграмме состояния Ре-С в сторону меньшей концентрации углерода и тем самым, хотя и незначительно, но увеличивать долю перлита в общей структуре металла.
Как следует из рис. 2 и 3, а, б, легирование фер-рито-перлитной стали только кремнием и марганцем, при ограничении содержания углерода до 0,25 % мае., по причинам ухудшения свариваемости металлоизделий [20-22], обеспечивает величину зхне более 375 МПа, что сегодня не удовлетворяет большинство потребителей.
Получение металлоконструкций более высокого класса прочности без легирования стали дорогостоящими элементами замещения (Сг, N1, Мо и т. д.) возможно лишь за счет двух последних составляющих в уравнении (1) - дисперсионного и зерногра-ничного упрочнений. Обе они являются следствием образования избыточных карбонитридных фаз при легировании стали элементами, обладающими повышенным сродством к углероду и азоту. Доля этих взаимосвязанных составляющих может достигать 60 % общего упрочнения, при превалирующей роли последней [1].
Величина дисперсионного упрочнения (~20 %) определяется расстоянием между частицами карбони-тридов, затрудняющих движение и скольжение дислокаций, и описывается уравнением:
9,8 103
До =-
д-у-
■ 1п2Х,
(13)
где X - расстояние между частицами, нм
Зернограничное упрочнение (~40 %) обратно пропорционально корню квадратному из размера зерна (¿, м):
где Ку - коэффициент, изменяющийся в пределах 0,57-0,73 МПахм1/2.
Этот коэффициент характеризует трудность эстафетной передачи пластической деформации через границу зерна. Пределы его колебания зависят от химического состава матрицы. В частности, кремний повышающий активность примесей внедрения (углерода и азота), способствует обогащению ими границ зерна и определяет повышение величины Ку [2, 6].
Рис. 3. Микроструктура Ст.20 08 мм после травления (х 100): а — без КНУ по стандартной технологии; б - с КНУ
Для реализации дисперсионного и зерногранич-ного упрочнения феррито-перлитные стали дополнительно легируют азотом (0,015-0,030 %) и сильными натридо- и карбонитридообразующими элементами, чаще всего это ванадий (0,07-0,15 %) [23-35].
Наряду с повышением требований к прочностным характеристикам очень часто необходимым является не только сохранение, но и повышение уровня пластических свойств конструкционной стали. В частности это касается склонности стали к хрупким разрушениям, то строительству, промышленности и транспорту требуются конструкционные стали с порогом хладноломкости <60 оС в образцах с наиболее жестким острым надрезом (КС^60) [36-41]. К эксплуатационным требованиям относятся также хорошая свариваемость, высо-
кая коррозионная и усталостная стойкость и др. Сегодня для этих целей в состав стали дополнительно вводят хром, никель, молибден, ванадий, ниобий и др. Решающее влияние на комплекс перечисленных свойств, включая прочность, оказывает измельчение зерна феррита, основной вклад в обеспечение которого вносят карбони-триды ванадия, регулирующие зеренную микроструктуру металла. При этом дисперсность и количество этой избыточной фазы определяется не столько уровнем концентраций и соотношением фазообразующих элементов (ванадия и азота), сколько температурными режимами прокатки и последующей термической обработки, т. к. при горячей деформации сталей указанного состава карбонитриды ванадия диспропорционируют и весь азот находится в твердом растворе [42, 43]. В части термической обработки это положение относится и к литым металлоизделиям, т. к. образование нитридов ванадия происходит после кристаллизации стали или при охлаждении литья после температурно-временных воздействий (нормализации или закалки и отпуска).
Учитывая высокую стоимость и дефицитность ванадия и его сплавов для украинской промышленности, основным направлением повышения механических свойств и эксплуатационных характеристик конструкционных сталей феррито-перлитного класса является реализация процессов карбонитридного упрочнения (КНУ) на основе более дешевых и доступных металлов, а именно титана и алюминия, и разработка состава и технологии выплавки высокопрочных сталей на основе такого микролегирования, что достаточно полно рассмотрено в работах [44-47]. Предложенные новые механизмы карбонитридного упрочнения отличаются от традиционных применением в качестве ни-тридоутворюючих элементов алюминия и титана вместо дорогостоящих ванадия или ниобия. Оптимальное соотношение содержания в стали азота (0,012-0,015 % мас. для сталей в литом состоянии и 0,014-0,020 % мас. для сталей подвергающихся горячей деформации) и предложенных микролегирующих элементов (титана 0,015-0,025 % мас. и алюминия 0,02-0,04 % мас.) обеспечивает стабильное достижение в готовом металле более мелкой микроструктуры в сравнении с базовой (рис. 3, а, б), а именно не ниже 8 балла в нормализованном литье и 10 балла в горячекатаного состоянии. В литом состоянии после нормализации сталь типа 20ГЛ с КНУ имеет sт>350 МПа и КСи-60>23 Дж/см2. При этом стали с указанным механизмом карбонитридно-го упрочнения имеют высокие показатели прочности без снижения пластичности. Этот эффект достигается за счет формирования карбонитридов титана (>50 % отн.) имеющих наноразмеров (<1-2 мкм) при его содержании не выше 0,020-0,025 % и установлено, что именно они определяют дисперсность литой структуры. Алюминий при концентрации 0,020-0,040 % образует только нанонитриды (<200 нм), роль которых одинакова в литой и деформированной стали [48].
Необходимо также отметить, что незначительное увеличение себестоимости выплавки стали за счет микролегирования полностью оправдывается высокой стоимостью аналогичной металлопродукции, повышение прочностных свойств в которой достигается путем увеличения степени легированности кремнием, марганцем, хромом, никелем и другими элементами. В
связи с этим, как научный, так и практический интерес представляет решение оптимизационной задачи определения такого легирующего комплекса, который обеспечивал бы достижение заданного уровня свойств. Это, в свою очередь, требует построения адекватной математической модели типа «состав - свойство» [49] в виде многомерного уравнения регрессии. Решение данной задачи представляет очевидную трудность, связанную с необходимостью оценивания коэффициентов уравнения регрессии по данным пассивного эксперимента в условиях малой выборки нечетких данных. При этом под малостью выборки понимается явное несоответствие фактически имеющихся производственных данных о результатах плавки и оцениваемых параметров уравнения регрессии, а под нечеткостью входных переменных - невозможность точного выдерживания в каждом эксперименте (по сути, серийной плавке) строго регламентированного содержания элементов химического состава. Теоретические аспекты решения такого рода задач подробно изложены в цикле работ [50-54] и их применение в практике выплавки стали с использованием комплексного легирования может снять определенную сложность реального учета множества технологических входных переменных, существенно влияющих на прочностные и специальные свойства сталей. О подобного рода сложностях было сказано выше в постановочной части проблемы, поэтому разработка путей их преодоления может стать логичным продолжением данного исследования.
Нелегированные стали типа ст. 20 с КНУ в горяче-деформированных состоянии соответствуют классу прочности 325 по ГОСТ 19281, что сегодня достигается только низколегированной стали типа 09Г2С, 15ХСНД, 16Г2САФ и др. Карбонитридное упрочнение при производстве передельной заготовки (катанки) из стали Ст. 3 за счет микролегирования азотом титаном и алюминием обеспечивает достижение класса прочности А600 по ГОСТ 10884 и ДСТУ 3760:2006 при производстве из нее холодно-деформированного арматурного проката [55].
В части ударной вязкости прокат из рядовой стали Ст.3 с карбонитридным упрочнением при испытании образцов с круглым надрезом не только соответствует, но и значительно превосходит требования, предъявляемые к низколегированным сталям при температурах вплоть до -70 оС (рис. 4). На этом же рисунке приведены литературные данные для низколегированной стали 16Г2САФ [36], уровень ударной вязкости которой во всем интервале температур примерно вдвое ниже. Высокая ударная вязкость вплоть до -40 оС сохраняется и при испытании образцов опытной стали с острым надрезом (рис. 4).
Достигнутый комплекс механических свойств проката из слитков 6,7 т стали Ст. 3 от квадрата 40 мм и менее полностью отвечает классу прочности 325 по ГОСТ 19281, который сегодня обеспечивается только низколегированными сталями типа 09Г2С, 15ГФ, 15ХСНД. Высокие потребительские свойства углеродистой стали с карбонитридным упрочнением достигаются благодаря формированию уже на размере 60'60 мм феррито-перлитной структуры с ферритным зерном 10-11 балла, а в прокате 40'40 мм и менее -11-12 балла.
-ВО -60 -40 -20 0 20 40
Температура испытаний, °С
Рис. 4. Кривая хладноломкости малоуглеродистой стали Ст. 20, микролегированной азотом, титаном и алюминием (▲ — КСи, • — К^ опытной стали и А - КСи стали 16Г2САФ [36])
5. Выводы
На основе проведенного литературного обзора данных по влиянию различных механизмов упрочнения
сталей феррито-перлитного класса проанализирована их эффективность влияния на величину предела текучести. Обработкой промышленных данных по выплавке стали марки 20ГЛ показано, что существенную роль играет твердорастворное упрочнение феррита элементами замещения - кремнием и марганцем. Положительной влияние углерода проявляется благодаря увеличению доли перлита в структуре литого металла после его нормализации.
Установлено, что увеличение концентрации углерода, кремния и марганца в пределах одного марочного состава не обеспечивает требуемый уровень ее упрочнения, который может быть достигнут по зерногра-ничному и дисперсионному механизму упрочнения без дополнительных затрат на легирующие элементы замещения за счет карбонитридного упрочнения в результате комплексного микролегирования металла азотом, титаном и алюминием.
Показано, что карбонитридное модифицирование конструкционных сталей азотом титаном и алюминием обеспечивает формирование мелкозернистой микроструктуры проката и термообработанного литья за счет образования нанодисперсных карбонитридных фаз, что обеспечивает достижение высокого уровня прочностных свойств.
Литература
1. Гольдштейн, М. И. Специальные стали [Текст]: учебник для вузов / М. И. Гольдштейн, С. В. Грачев, Ю. Г. Векслер. - М.: Металлургия, 1985. - 408с.
2. Пикеринг, Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей [Текст] / Ф. Б. Пикеринг. - М. : Мир, 1982. - 184 с.
3. Хоникомб, Р. Пластическая деформация металлов [Текст] / Р. Хоникомб. - М.: Мир, 1972. - 408 с.
4. Сарак, В. И. Свойства железа высокой чистоты [Текст] / В. И. Сарак, В. И. Ширяев, Р. И. Энтин // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1969. - № 10. - С. 20-25.
5. Мак Лин, Д. Механические свойства металлов [Текст] / Д. Мак Лин. - М. : Металлургия, 1965. - 431 с.
6. Гольдштейн, М. И. Дисперсионное упрочнение сталей [Текст] / М. И. Гольдштейн, В. М. Фарбер. - М.: «Металлургия», 1979. - 208 с.
7. Малинов, Л. С. Экономнолегированные сплавы с мартенситными превращениями и упрочняющие технологии [Текст] / Л. С. Малинов, В. Л. Малинов. - Харьков : ННЦ ХФТИ, 2007. - 305 с.
8. Тылкин, М. А. Структура и свойства строительной стали [Текст] / М. А. Тылкин, В. И. Большаков, П. Д. Одесский. - М.: Б.и, 1983. - 287 с.
9. Спиваков, В. И. Исследование условий охлаждения листовой стали [Текст] / В. И. Спиваков, Э. А. Орлов, В. Я. Савенков и др. // В сб.: Термическая обработка металлов. - 1979. - № 8. - С. 16-18.
10. Меськин, В. С. Основы легирования стали [Текст] / В. С. Меськин. - М.: Металлургия, 1964. - 684 с.
11. Белай, Г. Е. Организация металлургического эксперимента [Текст] / Г. Е. Белай, В. В. Дембовский, О. В. Соценко. - М.: Металлургия, 1993. - 256 с.
12. Кривошеев, А. Е. Основы научных исследований в литейном производстве [Текст] / А. Е. Кривошеев, Г. Е. Белай, О. В. Со-ценко и др. - К.: Вища школа, 1979. - 272 с.
13. Hägg, G. Gesetzmäßigkeiten im kristallbau bei hydriden boriden, carbiden und nitrogen der übergangselemente [Text] / G. Hägg // Phys. Chem. Abt. B. - 1931. - Bd. 12. - P. 33-56.
14. Григорович, В. К. Периодический закон Менделеева и электронное строение металлов [Текст] / В. К. Григорович. - М.: «Наука», 1966. - 287с.
15. Банных, О. А. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа [Текст] : Справ. изд. / О. А. Банных, П. Б. Будбегр, С. П. Алисова и др. - М.: Металлургия, 1986. - С. 9, 95, 124.
16. Гаврилюк, В. Г. Влияние азота на структуру и свойства g- и а- железа и перспективные направления разработки высокоазотистых сталей [Текст] : тр. I Всес. конф. / В. Г. Гаврилюк, С. П. Ефименко // Высокоазотистые стали. - Киев, 1990. - С. 5-26.
17. Гудремон, Э. Специальные стали. Т. 2. [Текст] / Э. Гудремон. - М.: Металлургия, 1966. - 1274 с.
18. Mittemeier, E. J. Analysis of nanisothermal transformation kinetics; temperingof iron-carbon and iron-nitrogen martensites [Text] / E. J. Mittemeier, Lin Cheng et. al. // Metallurgucal Transactions A. - 1988. - Vol. 19, Issue 4. - P. 925-932. doi: 10.1007/ bf02628377
19. Чуйко, Н. М. Теория и технология электроплавки стали [Текст] : уч. пособие / Н. М. Чуйко, А. Н. Чуйко. - Киев; Донецк: Вища школа, 1983. - 247 с.
20. Аснис, А. Е. Повышение прочности сварных конструкций [Текст] / А. Е. Аснис, Г. А. Иващенко. - Киев: Б.и., 1985. - 256 с.
21. Рекомендации по применению стали для сварных стальных конструкций зданий и сооружений [Текст] / Союзметалло-стройниипроект, Центр. н.-и. и проект. ин-т строит. металлоконструкций. - М. : Б. и., 1980. - 23 с.
22. Одесский, П. Д. Малоуглеродистые стали для строительных конструкций [Текст] / П. Д. Одесский, И. И. Ведяков. - М.: ЗАО «Интермет Инжиниринг», 1999. - 224 с.
23. Смирнов, Л. А. Эффективность применения ванадия для легирования стали [Текст] / Л. А. Смирнов // Электрометаллургия. - 2003. - № 2. - С. 4-11.
24. Смирнов, Л. А. Достижения в использовании ванадия в стали [Текст] / Л. А. Смирнов, П. С. Митчелл // Сталь. - 2003. -№ 2. - С. 93-95.
25. Шипицин, С. Я. Специальные азотсодержащие экономнолегированные стали с карбонитридным упрочнением [Текст] / С. Я. Шипицин, Ю. З. Бабаскин // Процессы лиття. - 1998. - № 3-4. - С. 122-130.
26. Eissa, M. Development of superior high strength low impact transition temperature steels microalloyed with vanadium and nitrogen [Text] / M. Eissa, K. El-Fawakhry, M. H. Ahmed et. al. // J. Mater. Sci. and Technol. - 1997. - Vol. 5, Issue 1. - P. 3-19.
27. Филиппенков, А. А. Эффективные технологии легирования стали ванадием [Текст] / А. А. Филиппенков, Ю. А. Дерябин, Л. А. Смирнов. - Екатеринбург : Изд-во УрОРАН, 2001. - 207 с.
28. Гольдштейн, М. И. Упрочнение конструкционных сталей нитридами [Текст] / М. И. Гольдштейн, А. В. Гринь, Э. Э. Блюм и др. - М.: Металлургия, 1970. - 222 с.
29. Бабаскш, Ю. З. Дослщження i використання литих сталей, мжролегованних азотом та ванадiем [Текст] / Ю. З. Бабаскш, С. Я. Шипщш, 6. Г. Афтандшянц // Металознавство та обробка металiв. - 1998. - № 3. - С. 60-65.
30. Бабаскин, Ю. З. Эффективность нитридванадиевого упрочнения труб нефтяного сортамента из стали 45 и 36Г2С [Текст] / Ю. З. Бабаскин, Б. Л. Кравцов, В. К. Лаптев // Металлург. - 1983. - № 3. - С. 25-26.
31. Панфилова, Л. М. Особенности микролегирования ванадием и азотом арматурного и полосового проката [Текст] / Л. М. Панфилова, Л. А. Смирнов и др. // ОАО «Черметинформация», Бюлетень «Черная металлургия». - 2005. - № 11. - С. 41-43.
32. Смирнов, Л. А. Стратегия успешного производства и применения ванадия [Текст] / Л. А.Смирнов, М. М. Корчинский, В. В. Катунин, Л. М. Панфилова // Бюлл. «Черметинформация». - 2005. - № 6. - С. 7-12.
33. Смирнов, Л. А. Проблемы расширения производства ванадийсодержащих сталей в России [Текст] / Л. А. Смирнов, Л. М. Панфилова, Б. З. Беленький // Сталь. - 2005. - № 6. - С. 108-123.
34. Панфилова, Л. М. Микролегирование ванадием сталей для тонколистового горячекатаного проката [Текст] / Л. М. Панфилова, Л. А. Смирнов, П. С. Митчелл // Черная металлургия : Бюл. НТИ. - 2005. - № 7. - С. 36-42.
35. Ворожищев, В. М. Качество рельсов из заэвтектоидной стали, микролегированной ванадием и азотом [Текст] / В. М. Воро-жищев, В. В. Павлов, Е. А. Шур и др. // Известия вузов. Черная металлургия. - 2005. - № 8. - С. 41-44.
36. Матросов, Ю. И. Сталь для магистральных газопроводов [Текст] / Ю. И. Матросов, Д. А. Литвиненко, С. А. Голованенко. -М. : Металлургия, 1989. - 288 с.
37. Adamczyk, Ja. Structure forming process during hot deformation of a C-Mn-V-N steel [Text] / Ja. Adamczyk, M. Carsi, R. Kzik, R. Wusatowski // Steel Res. - 1995. - Vol. 66, Issue 7. - Р. 305-308.
38. Revidriego, F. J. Influence of incomplete dissolution of precipitates on static recrystallisation of vanadium microalloyed steels [Text] / F. J. Revidriego, R. Abad, B. Lopez, I. Guti rrez, J. J. Urcola // Scripta Materialia. - 1996. - Vol. 34, Issue 10. - Р. 15891594. doi: 10.1016/1359-6462(96)00020-6
39. Morrison, W. B. The influence of precipitation mode and dislocation substructure on the properties of vanadium-treated steels [Text] / W. B. Morrison, R. C. Cochrane, P. S. Mitchell // ISIJ International. - 1993. - Vol. 33, Issue 10. - Р. 1095-1103. doi: 10.2355/isijinternational.33.1095
40. Юрьев, А. Б. Использование сплава Нитрован в производстве рельсовой стали низкотемпературной надежности [Текст] / А. Б. Юрьев, Л. А. Годик, Н. А. Козырев и др. // Сталь. - 2008. - № 9. - С. 31-33.
41. Лякишев, Н. П. Физико-химические аспекты микролегирования малоперлитных сталей повышенной прочности и хла-достойкости для металлических конструкций [Текст] / Н. П. Лякишев, С. И. Тишаев, В. А. Паршин и др. // Металлы. -1995. - № 3. - С. 45-55.
42. Гольдштейн, М. И. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали [Текст] / М. И. Гольдштейн, В. В. Попов. -М.: Металлургия, 1989. - 200 с.
43. Sage, A. M. Microalloyed Steels for structural application [Text] / А. М. Sage // Metals and Materials. - 1989. - Vol. 10. -P. 584-588.
44. Рабинович, А. В. Улучшение структуры и повышение свойств литых феррито-перлитных сталей для транспортного машино-стоения [Текст] / А. В. Рабинович, Ю. А. Бубликов, Г. Н. Трегубенко и др. - Современная электрометаллургия, 2008. - С. 36-40.
45. Рабинович, А. В. Влияние микродобавок титана на структуру и свойства литых электросталей [Текст] / А. В. Рабинович, Г. Н. Трегубенко, А. В. Пучиков и др. // Теория и практика металлургии. - 2010. - № 5-6. - С. 60-64
46. Рабинович, А. В. Разработка и производство конструкционных сталей с карбонитридным упрочнениям на основе комплексного микролегирования N-Ti-Al [Текст] / А. В. Рабинович, Г. Н. Трегубенко, Ю. А. Бубликов и др. // Металлофизика. Новейшие технологии. - 2012. - Т. 34, № 10. - С. 1385-1395.
47. Узлов, И. Г. Высокопрочная термически упрочненная микролегированная конструкционная сталь для вагоностроения [Текст] / И. Г. Узлов, А. В. Пучиков, О. В. Узлов и др. // Металлургическая и горнорудная промышленность. - 2013. -№ 2. - С. 51-54.
48. Рабинович, А. В. Теоретические основы и технология оптимального микролегирования электростали азотом, титаном и алюминием [Текст] / А. В. Рабинович, Г. Н. Трегубенко, М. И. Тарасьев, Ю. А. Бубликов и др. // Зб. наукових праць "Сучасш проблеми металургп' ". - 2005. - Т. 7. - С. 97-107.
49. Дёмин, Д. А. Нечеткая кластеризация в задаче построения моделей «состав - свойство» по данным пассивного эксперимента в условиях неопределённости [Текст] / Д. А. Дёмин // Проблемы машиностроения. - 2013. - № 6. - С. 15-23.
50. Серая, О. В. Оценка представительности усеченных ортогональных подпланов плана полного факторного эксперимента [Текст] / О. В. Серая, Д. А. Дёмин // Системш дослщження та шформацшш технологи. - 2010. - № 3. - С. 84-88.
51. Дёмин, Д. А. Метод обработки малой выборки нечетких результатов ортогонализованного пассивного эксперимента [Текст] / Д. А. Дёмин, Т. И. Каткова // Вюник 1нженерно1 Академп'. - 2010. - № 2. - С. 234-237.
52. Серая, О. В. Оценивание параметров уравнения регрессии в условиях малой выборки [Текст] / О. В. Серая, Д. А. Дёмин // Схщно-бвропейський журнал передових технологш. - 2009. - Т. 6, № 4(42). - С. 14-19.
53. Seraya, O. V. Linear régression analysis of a small sample of fuzzy input data [Text] / O. V. Seraya, D. A. Demin // Journal of Automation and Information Sciences. - 2012. - Vol. 44, Issue 7. - P. 34-48. doi: 10.1615/jautomatinfscien.v44.i7.40
54. Дёмин, Д. А. Применение искусственной ортогонализации в поиске оптимального управления технологическими процессами в условиях неопределенности [Текст] / Д. А. Дёмин // Восточно-Европейский журнал передовых технологий. - 2013. -Т. 5, № 9 (65). - С. 45-53. - Режим доступу: http://journals.uran.ua/eejet/article/view/18452/16199
55. Ивченко, А. В. К вопросу о производстве холоднодеформированного арматурного проката из катанки с карбонитридным упрочнением [Текст] / А. В. Ивченко, А. В. Рабинович, М. Ю. Амбражей, Ю. А. Бубликов // Метизы. Специализированный журнал. - 2010. - № 01(22). - С. 50-52.
