CC BY
11
УДК: 669.1.017:621.771.25:621.785:669.14 DOI: 10.30838/J.BPSACEA.2312.040719.88.468
ОСОБЛИВОСТ1 ВПЛИВУ ПАРАМЕТР1В П1СЛЯДЕФОРМАЩЙНО1 ТЕРМ1ЧНО1 ОБРОБКИ ТА Х1М1ЧНОГО СКЛАДУ СТАЛ1
НА ФОРМУВАННЯ ВЕЛИЧИНИ Д1ЙСНОГО ЗЕРНА
_ 1 *
ПАРУСОВ Е. В.1 , к. т. н, с. н. с.,
ЛУЦЕНКО В. А.2, д. т. н., с. н. с.,
ПАРУСОВ О. В.3, к. т. н., с. н. с.,
ЧУЙКО I. М. 4, к. т. н,
ГОЛУБЕНКО Т. М.5, к. т. н,
СГВАК Г. I.6
1* 1нститут чорно! металурги iM. З. I. Некрасова Нацюнально1 академи наук Укра!ни, пл. Академжа Стародубова, 1, 49107, Дншро, Украша, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2 1нститут чорно! металурги iM. З. I. Некрасова Национально! академл наук Укра!ни, пл. Академжа Стародубова, 1, 49107, Дшпро, Укра!на, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: lutsenko-va@i.ua, ORCID ID: 0000-0002-4604-5592
3 Йститут чорно! металурги iM. З. I. Некрасова Национально! академи наук Украши, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Дншро, Укра!на, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: termet@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-9879-6179
4 йститут чорно! металурги iм. З. I. Некрасова Нацюнально! академи наук Украши, пл. Академжа Стародубова, 1, 49107, Дншро, Укра!на, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 йститут чорно! металурги iм. З. I. Некрасова Нацюнально! академи наук Украши, пл. Академжа Стародубова, 1, 49107, Дншро, Укра!на, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: sumer@i.ua, ORCID ID: 0000-0002-3583-211X
6 йститут чорно! металурги iм. З. I. Некрасова Нацюнально! академи наук Украши, пл. Академжа Стародубова, 1, 49107, Дншро, Укра!на, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: allasivak@ukr.net, ORCID ID: 0000-0001-6948-7732
Анотащя. Постановка проблеми. Злитки та безперервнолшг заготовки тддають гарячш деформаци, коли сталь перебувае в аустештному сташ. Ытервал температур деформаци сталей у промислових умовах достатньо рiзноманiтний (1 080.. .1 200 °С). Для кожно!' сталi температура на^ву визначаеться з урахуванням И хiмiчного складу i схильностi до росту аустештних зерен. Пластичне деформування металiв i сплавiв в аустенiтному сташ супроводжуеться двома конкуруючими процесами: зб№шенням щiльностi дислокацiй, що викликае змщнення, та перебудовою мiкроструктури i субструктури (динамiчне знемiцнення). У пром1жках мiж обтисненнями сталь частково вiдновлюе свою структуру, тому формування остаточно! мiкроструктури постае результатом загально! кiлькостi обтиснень за рiзних температур i пауз мiж ними, тобто залежить ввд статичних i динамiчних процесiв. Мета до^дження - встановити особливосп впливу параметрiв шслядеформацшно! термiчноl обробки та хiмiчного складу вуглецево! сталi на формування розмiру перлiтних зерен у структурi бунтового прокату. Результати. Встановлеш особливостi впливу параметрiв шслядеформацшно! термiчно! обробки та хiмiчного складу свщчать про те, що у разi зниження температури початку повiтряного охолодження у високовуглецевiй сталi С82DV поряд iз дисперсiйним змiцненням можливий розвиток зернограничного змiцнення, що зумовлено не тшьки видiленням карбiдiв або нiтридiв, а й уповiльненням процесiв рекристалiзацi!. В той же час у разi легування сталi C82DCr хромом у шлькосп до 0,27 % змщнення ввдбуваеться за рахунок твердорозчинного мехашзму (карбiди i нiтриди хрому не виявлеш). Показано, що дослщження особливостей формування структури й мехатчних властивостей високовуглецевих сталей, в тому числ легованих карбiдотвiрними елементами (ванадш i/або хром), слiд проводити ввд температур не менше 1 040 °С, за яких бар'ерний мехашзм не чинить iстотного впливу на м^а^ю границь аустенiтних зерен i формування структури аустенiту перед початком безперервного повпряного охолодження бунтового прокату.
Kro40Bi слова: бунтовий прокат; аустент; дтсне зерно; високовуглецева сталь
ОСОБЕННОСТИ ВЛИЯНИЯ ПАРАМЕТРОВ ПОСЛЕДЕФОРМАЦИОННОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ И ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА СТАЛИ НА ФОРМИРОВАНИЕ ВЕЛИЧИНЫ ДЕЙСТВИТЕЛЬНОГО ЗЕРНА
_ 1 *
ПАРУСОВ Э. В.1 , к. т. н, с. н. с.,
ЛУЦЕНКО В. А.2, д. т. н, с. н. с.,
ПАРУСОВ О. В.3, к. т. н., с. н. с.,
ЧУЙКО И. Н. 4, к. т. н,
ГОЛУБЕНКО Т. Н.5, к. т. н, СИВАК А. И.6
1 * Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Днипро, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2 Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Днипро, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: lutsenko-va@i.ua, ORCID ID: 0000-0002-4604-5592
3 Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Днипро, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: termet@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-9879-6179
4 Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Днипро, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Днипро, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: sumer@i.ua, ORCID ID: 0000-0002-3583-211X
6 Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, 49107, Днипро, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: allasivak@ukr.net, ORCID ID: 0000-0001-6948-7732
Аннотация. Постановка проблемы. Слитки и непрерывнолитые заготовки подвергают горячей деформации, когда сталь находится в аустенитном состоянии. Интервал температур деформации сталей в промышленных условиях достаточно разнообразный (1 080.. .1 200 °С). Для каждой стали температура нагрева определяется с учетом её химического состава и склонности к росту аустенитных зерен. Пластическое деформирование металлов и сплавов в аустенитном состоянии сопровождается двумя конкурирующими процессами: увеличением плотности дислокаций, что вызывает упрочнение, и перестраиванием микроструктуры и субструктуры (динамическое разупрочнение). В промежутках между обжатиями сталь частично восстанавливает свою структуру, поэтому формирование окончательной микроструктуры является результатом общего количества обжатий при различных температурах и пауз между ними, то есть зависит от статических и динамических процессов. Цель исследования. Установить особенности влияния параметров последеформационной термической обработки и химического состава углеродистой стали на формирование размера перлитных зерен в структуре бунтового проката. Результаты. Установленные особенности влияния параметров последеформационной термической обработки и химического состава свидетельствуют о том, что при снижении температуры начала воздушного охлаждения в высокоуглеродистой стали С82DV наряду с дисперсионным упрочнением может развиваться зернограничное упрочнение, что обусловлено не только выделением карбидов или нитридов, но и замедлением процессов рекристаллизации. В то же время при легировании стали C82DCr хромом в количестве до 0,27 % упрочнение происходит за счет твёрдорастворного механизма (карбиды и нитриды хрома не обнаружены). Показано, что исследование особенностей формирования зеренной структуры и механических свойств высокоуглеродистых сталей, в том числе легированных карбидообразующими элементами (ванадий и/или хром), следует проводить от температур не ниже 1 040 °С, при которых барьерный механизм не оказывает существенного влияния на миграцию границ аустенитных зерен и формирование структуры аустенита перед началом непрерывного воздушного охлаждения бунтового проката.
Ключевые слова: бунтовой прокат; аустенит; действительное зерно; высокоуглеродистая сталь
PECULIARITIES OF INFLUENCE OF PARAMETERS OF THE POST-DEFORMATION HEAT TREATMENT AND CHEMICAL COMPOSITION OF STEEL ON THE FORMATION OF ACTUAL SIZE OF GRAIN
1 *
PARUSOV E.V.1 , Cand. Sc. (Tech.), Sen. Res. Ass., LUTSENKO V.A2, Dr. Sc.(Tech), Sen. Res. Ass., PARUSOV O.V.3, Cand. Sc. (Tech.), Sen. Res. Ass., CHUIKO I.M 4, Cand. Sc. (Tech.), HOLUBENKO T.M.5, Cand. Sc. (Tech.), SIVAK HI.6
'* Z.I. Nekrasov Iron and Steel Institute of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ak. Starodubova Sq., 49107, Dnipro, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2 Z.I. Nekrasov Iron and Steel Institute of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ak. Starodubova Sq., 49107, Dnipro, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: lutsenko-va@i.ua, ORCID ID: 0000-0002-4604-5592
3 Z.I. Nekrasov Iron and Steel Institute of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ak. Starodubova Sq., 49107, Dnipro, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: termet@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-9879-6179
4 Z.I. Nekrasov Iron and Steel Institute of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ak. Starodubova Sq., 49107, Dnipro, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 Z.I. Nekrasov Iron and Steel Institute of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ak. Starodubova Sq., 49107, Dnipro, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: sumer@i.ua, ORCID ID: 0000-0002-3583-211X
6 Z.I. Nekrasov Iron and Steel Institute of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ak. Starodubova Sq., 49107, Dnipro, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: allasivak@ukr.net, ORCID ID: 0000-0001-6948-7732
Abstract. Problem statement. Ingots and continuous cast billets are hot deformed when the steel is in the austenitic state. The temperature range of steel deformation in industrial conditions is quite diverse (1 080...1 200 °C). For each steel the heating temperature is determined taking into account its chemical composition and propensity to grow austenitic grains. Plastic deformation of metals and alloys in the austenitic state is accompanied by two competing processes: an increase of the density of dislocations, which causes the hardening, and rebuilding of the microstructure and substructure (dynamic softening). In the intervals between reductions the steel partially restores its structure, therefore the formation of the final microstructure is the result of the total number of reductions at different temperatures and pauses between them, that is, it depends on static and dynamic processes. Purpose. To establish the peculiarities of the influence of the parameters of post-deformation heat treatment and the chemical composition of carbon steel on the formation of the size of pearlite grains in the structure of rolled products. Results. The established specific features of the influence of post- deformation heat treatment parameters and chemical composition indicate that when the air cooling temperature is decreased for high carbon steel C82DV, along with dispersion hardening, grain-boundary hardening can develop, which is caused not only by the release of carbides or nitrides, but also by slowing down the recrystallization processes. At the same time, when steel C82DCr is doping with chromium in an amount up to 0.27 %, hardening occurs due to the solid-solution mechanism (carbides and chromium nitrides are not detected). It is shown that the study of the features of the formation of the grain structure and mechanical properties of high carbon steels, including those doped with carbide-forming elements (vanadium and / or chromium), should be carried out from temperatures of at least 1 040 °C, at which the barrier mechanism does not significantly affect the migration of austenite grain boundaries and the formation of austenite structure before the start of continuous air cooling of wire rod.
Keywords: wire rod; austenite; actual grain; high carbon steel
Вступ та постановка проблеми. Злитки та безперервнолит заготовки пщдають гарячш деформащ! коли сталь перебувае в аустештному сташ. 1нтервал температур деформацп сталей у промислових умовах достатньо рiзноманiтний (1 080.. .1 200 °С). Ид час шслядеформацшно! витримки шсля завершення гарячо! обробки металу тиском у результат переб^у статично! рекристалiзащ! можуть утворюватися бiльшi зерна аустешту, як знемщнюють сталь [1-3]. Для кожно! сталi температура на^ву визначаеться з урахуванням !! хiмiчного складу i схильносп до росту аустештних зерен. Гаряча обробка тиском сталi здшснюеться через певш промiжки часу, а температура наступних обтиснень нижча за попередш.
Така особливють властива для чорнових, промiжних та передчистових груп прокатних кл^ей, де характерш низью швидкосп деформацп. Зi збшьшенням швидкосп прокатки температура одиничних обтиснень сталi тдвищуеться (передчистовi та чистовi прокатш клт).
Пластичне деформування металiв i сплавiв в аустештному сташ
супроводжуеться двома конкуруючими процесами: збшьшенням щшьносп дислокацш, що викликае змщнення, та перебудовою мшроструктури i субструктури (динамiчне знемщнення) [3]. У промiжках мiж обтисненнями сталь частково вщновлюе свою структуру, тому формування остаточно! мшроструктури - це результат загально! кшькосп обтиснень за рiзних температур i пауз мiж ними, тобто залежить вщ статичних i динамiчних процеав.
З метою отримання дрiбнозернисто! структури в першу чергу прагнуть подрiбнювати аустештне зерно завдяки зниженню температури на^ву заготовки пщ гарячу прокатку. Наприклад, зниження температури на^ву заготовок iз низьковуглецевих сталей перед початком гарячо! деформащ'! з 1 200 °С до 1 050 °С зумовлюе подрiбнення зерен фериту у структурi сталi приблизно на 1 номер [4; 5]. Зниження температури завершення гарячо! деформащ! викликае або подрiбнення зерен аустешту, або пщвищення його дефектносп, що зумовлюе пщ час у ^ а перетворення подрiбнення феритних зерен.
Вщомо, що легування сталi впливае на енергiю дефекпв упаковки aycTeHiTy (уду), яка, у свою чергу, визначае процеси рекристалiзащï в сталях [4; 6]. Наявшсть кореляци мiж уд.у та розмiром аyстенiтного зерна економнолегованих бористих сталей, як були пiдданi деформацГï в рiзних температурних iнтервалах, пiдтверджyеться результатами експериментальних досль джень у пращ [7].
Враховуючи викладене, становило штерес дослiдити особливостi впливу хiмiчного складу вуглецевих сталей, у тому чист легованих карбiдотвiрними елемен-тами (хромом i/або ванадiем), та параметрiв тслядеформацшно'1' термiчноï обробки на формування величини дшсного зерна.
Мета дослщження - встановити особливостi впливу параметрiв
тслядеформацшно'1' термiчноï обробки та хiмiчного складу вуглецево! сталi на формування розмiрy перлiтних зерен у стрyктyрi бунтового прокату.
Матер1ал i методика дослщжень. Вивчення впливу параметрiв
mслядеформацшноi TepMÍ4Ho'í обробки та xÍMÍ4Horo складу сталей (таблиця, EN ISO 16120-2:2011) проводили на зразках, ввдбраних вщ промислових партiй бунтового прокату дiаметром 5,5...11,0 мм. Середнiй умовний дiаметр зерна (dL, мкм) визначали згщно з вимогами ГОСТ 5639-82 на протравлених мiкрошлiфах у розчиш кислот iз додаванням поверхнево-активних речовин [8].
Металографiчний аналiз сталей проводили на свггловому оптичному мiкроскопi «Axiovert 200М МАТ», растровому електронному мшроскот «VEGA TS5130MM» з енергодисперсiйним спектрометром «INCA ENERGY-300» та хвильовим рентгешвським спектрометром «Wave 500» фiрми «Oxford Instruments».
Контроль швидкост (V„o) та температури початку пов^ряного охолодження (Тпп) здiйснювали за допомогою стацiонарного та переносного лазерних пiрометрiв.
Т а б л и ц я
Хiмiчний склад сталей, використаних для дослщжень / The chemical composition of steels used for research
Марка стал1 Х1м1чний склад, вагова частка, %
С Mn Si P S V Cr Ni Cu N B
C66D 0,64 0,59 0,19 0,009 0,005 - 0,03 0,05 0,12 0,006 0,0015
C82D 0,84 0,64 0,17 0,008 0,003 - 0,06 0,04 0,11 0,007 0,0017
C82DV 0,83 0,69 0,19 0,010 0,003 0,07 0,04 0,07 0,11 0,006 0,0014
C82DCr 0,83 0,75 0,19 0,011 0,003 - 0,27 0,04 0,10 0,006 0,0013
C82DCrV 0,83 0,70 0,18 0,012 0,003 0,05 0,15 0,05 0,09 0,006 0,0014
Результата дослщжень та ïx
обговорення. Перша серiя експериментiв, проведена тд час виробництва бунтового прокату дiаметром 7,0 мм iз вуглецево! нелеговано! сталi C66D, дозволила дослiдити вплив температури
тслядеформацшно'1' паузи в iнтервалi 900.. .1 050 °С за умови незмшносп ïï тривалостi (тпп = 7,0 с) та швидкосп пов^яного охолодження (Vno ~ 15 °С/с) на формування величини дшсного зерна.
Розмiр перл^них зерен збiльшyеться з тдвищенням Тпп (рис. 1), а найбшьш iнтенсивне ïx зростання спостерiгаеться за температур вище 950 °С (рис. 2). Така особливють пов'язана з штенсифшащею
процесiв збирально! рекристалiзащi аустешту упродовж mслядеформацшноi витримки бунтового прокату перед початком безперервного охолодження, що зумовлюе зростання як аустештних, так i перлiтних зерен.
Вiдомо, що розмiр перлiтних зерен залежить вщ розмiру зерен аустенiту, з яких вони утворюються, i чим крупнiшi зерна аустенiту, тим бiльшого розмiру утворюються перлiтнi зерна [2]. Для сталi С66D розбiг розмiрiв перл^них зерен не перевищував 2...3 номерiв згiдно з еталонними шкалами ГОСТ 5639-82.
Результати дослщжень свщчать про суттевий вплив Тпп на формування
остаточно1 структури i механiчних властивостей бунтового прокату з нелеговано1 вуглецево1 сталi C66D. Разом зi зростанням тимчасового опору руйнуванню спостерiгаeться одночасне збiльшення ступеня дисперсносп перлiту, зумовлене пiдвищенням стiйкостi аустешту, але така особливiсть характерна лише в тому випадку, коли швидкють пов^ряного охолодження не менша 10 °С/с [9; 10].
Пiдвищення лише температури шслядеформацшно1 паузи без застосування iнтенсивного повiтряного охолодження спричинюе розпад аустешту за дифузшним механiзмом за бшьш високих температур та утворень дшянок перлiту 5...6-го бала (ГОСТ 8233-56), який мае достатньо малий
запас пластичности що негативно впливае на подальшу холодну пластичну деформащю бунтового прокату.
Як було встановлено, пщвищення температури шслядеформацшно1 паузи викликае збшьшення розмiру зерен аустешту та, вщповщно, його стiйкостi.
Отже, пщ час подальшого iнтенсивного пов^ряного охолодження зростае ступiнь переохолодження аустешту, а температура початку перл^ного перетворення (критична точка АГ1) змiщуеться в область бiльш низьких температур, що зумовлюе утворення сорбiтоподiбного перл^у з мiнiмальною мiжпластинковою вiдстанню ^0 < 0,20 мкм).
б (b)
Рис. 1. Po3Mip перлiтних зерен у cmpyKmypi бунтового прокату diaMempoM 7,0 мм 3i cmani C66D: Тпп = 890 С; б - Тпп = 1 050 С / Fig. 1. The size of perlite grains in the structure of rifle rolling in diameter 7,0 mm in steel C66D: a - Тпп = 890 С; б - Тпп = 1 050 С
а
а
850 900 950 1000 1050 1100 Температура шслядеформацшноТ паузи, °С
Рис. 2. Залежтсть середнього умовного diaMempa зерна та тимчасового опору руйнуванню cmcmi C66D
eid температури пклядеформацшно'1' паузи (за ii mpивaлоcmi тпп = 7,0 с): а - середнш умовний дiaмemp зерна аустенту; б - тимчасовий опip руйнуванню /Fig. 2. The dependence of the mean conditioned grain diameter and the time resistance to the collapse of the C66D steel from the temperature of the post-deformation pause (with its duration пп тпп = 7,0 sec): а - average conditional diameter of grain of austenite; б - temporary resistance to destruction
Аналогичного зменшення мiжпластин-ково'1 вiдстанi у перлiтi сталi можна досягти застосуванням бiльш штенсивних швидкостей повiтряного охолодження, але слщ пам'ятати, що зi збiльшенням дiаметра бунтового прокату зменшуеться фактична охолоджувальна здатшсть дуттьових вентиляторних систем, яю розташованi на рольгангу, тому для бшьшосп металургiйних пiдприемств виникае реальна проблема, пов'язана з нездатнютю юнуючого технологiчного обладнання забезпечити необхiдний стутнь
переохолодження аустенiту сталi перед початком перлггного перетворення.
На рисунку 3 показано залежтсть розподiлу величини дшсних зерен у сталi С82D залежно вщ дiаметра бунтового прокату за умови незмшносп iнших параметрiв тслядеформацшно! термiчноi обробки сталi (Тпп = 1040 ± 15 °С, тпп = 7,0 с, Vпо = 15 °С/с).
Результати металографiчних дослщжень свiдчать про те, що зi збiльшенням профiлерозмiру прокату починаючи з дiаметра 8,0 мм спостерiгаеться збшьшення
розмiру дiйсних зерен. Така особливють формування структури сталi С82D зi збiльшенням дiаметра прокату пояснюеться зменшенням сумарного ступеня обтиснення вiдповiдно, уповiльненням процесiв рекристалiзацii.
Експериментальнi дослiдження,
проведенi для бунтового прокату з вуглецево'1' нелеговано'1' сталi С66D i С82D, дозволили встановити ефективн
технологiчнi заходи, якi зумовлюють зростання величини аустештного зерна i, вщповщно, пiдвищення його стiйкостi перед початком безперервного пов^яного охолодження. Отриманi дат дозволяють цiлеспрямовано впливати на формування структури аустешту перед початком перл^ного перетворення та адаптувати швидкостi пов^ряного охолодження дуттьових вентиляторних систем iз метою отримання найбiльш рацiонального поеднання структури та мехатчних властивостей для виробництва бунтового прокату з вуглецевих сталей.
□ а Пб С1в dr
100
80
60
40
20
Ik \ I J
10, 11 10, 9 9, 10 9, 8 8, 9
Номер дмсного зерна
0
7
Рис. 3. Розподш HOMepie дшсних зерен залежно eid diaMempa бунтового прокату 3i cmcmi C82D: а - dicMemp 5,5 мм; б - dicMemp 8,0 мм; в - dicMemp 10,0 мм; г - dicMemp 11,0 мм /Fig. 3. Distribution of numbers of actual grains depending on the diameter of rival rolled steel from S82D: a - diameter 5,5 mm; б — diameter 8,0 mm; в- the diameter of 10,0 mm; г - diameter 11,0 mm
З метою встановлення впливу карбiдотвiрних хiмiчних елементсв на формування величини перл^них зерен вуглецевих сталей наступну сер^ експеримешив проведено для бунтового прокату ^ сталей C82DV, C82DCr, C82DVCr (див. табл.). Параметри режиму
тслядеформацшно'1' термiчноi обробки були обраш за аналопею з нелегованою
вуглецевою сталлю С82D: Тпп = 1040 ± 15 °С, Тпп = 7,0 с, Vпо ~ 15 °С/с.
Результати металографiчного аналiзу розподшу номерiв дшсних зерен у структурi сталей залежно вщ дiаметра прокату наведет на рисунках 4-6. Отримаш данi свiдчать про те, що стутнь сумарного обтиснення тд час виробництва бунтового прокату суттево впливае на формування
структури аустешту ^ вiдповiдно, розподiл номерiв дiйсних зерен у високовуглецевих сталях. Вщчутно! рiзницi у номерах дiйсних зерен по групах профiлерозмiрiв бунтового прокату не встановлено, на вщмшу вiд результат дослiджень працi [11], де спостер^алося подрiбнення дiйсних зерен ванадшвмюно! сталi С82D вiд 0,5.. .1,0 номера за температур Тпп = 940.. .960 °С.
Установленi особливостi дають пiдстави вважати, що за пiдвищення температури початку пов^яного охолодження сталей, легованих карбiдотвiрними елементами, до 1 040 ±15 °С, вплив бар'ерного механiзму (карбвдв, нiтридiв) виявляеться незначним, що не впливае на м^рацш границь аустештних зерен i, вiдповiдно, перебiг процеав рекристалiзацii, у тому числi статично'1 рекристашзацп упродовж тслядеформацшно! витримки прокату.
Отже, пщвищення температури початку безперервного охолодження на 90...100 °С порiвняно з традицiйно прийнятими в металургшнш практицi дозволяе додатково впливати на структуру аустешту i його стшюсть як звичайних вуглецевих сталей, так i легованих карбiдотвiрними елементами (ванадiй, хром). За допомогою оптично'1 св^лово! мшроскопи та мшрорентгено-спектр^ального анал1зу в структурi сталей C82D i C82D г виявлено комплекснi сполуки карбонiтридiв ванадiю, розмiр яких становив 1.7 мкм (рис. 7, 8). Итриди й карбвди хрому в сталях C82DCr i C82DVCr мшрорентгеноспектральним аналiзом не виявленi. Це дае тдстави вважати, що пiд час додавання до складу сталi хрому в кшькосп до 0,30 % вш iмовiрно повнiстю переходить до твердого розчину.
1а Об Пв
100
80
60
а 40
20
\ i
10, 11 10, 9 9, 10 9, 8 8, 9
Номер дмсно го зерна
Рис. 4. Розподш дшсного зерна за номерами залежно eid diaMempa бунтового прокату 3i cmcrni C82DV: а - дiaмemp 8,0 мм; б - дiaмemp 10,0 мм; в - дiaмemp 11,0 мм / Fig. 4. Distribution of real grain by numbers depending on the diameter of rifle rolling from steel C82DV: a — diameter 8,0 mm; б — diameter of 10,0 mm; в - the diameter of 11,0 mm
За Пб Пв
100
* 80 д
Д 60
п
в
а 40
Ч 20 0
Ы J
10, 11 10, 9 9, 10 9, 8 8, 9
Номер дмсного зерна
8, 7
Рис. 5. Розподш дшсного зерна за номерами залежно eid дiaмempa бунтового прокату 3i сmaлi C82D r: а - дiaмemp 8,0 мм; б - дiaмemp 10,0 мм; в - дiaмemp 11,0 мм / Fig. 5. Distribution of real grain by numbers depending on the diameter of rifle rolling from steel C82DCr: a - diameter of 8,0 mm; б - diameter of 10,0 mm;
в - the diameter of 11,0 mm
0
7
Da Об Пв
100
* 80 д
Д 60
п
и
a 40
Ч 20 0
а
10, 11 10, 9 9, 10 9, 8 8, 9
Номер дмсного зерна
8, 7
Рис. 6. Розподш дшсного зерна за номерами залежно eid diaMempa бунтового прокату 3i cmcrni C82DCrV: а - дiaмemp 8,0 мм; б - дiaмemp 10,0 мм; в - дiaмemp 11,0 мм / Fig. 6. Distribution of real grain by numbers, depending on the diameter of rifle rolling from steel C82DCrV: a - diameter of 8,0 mm; б - diameter of 10,0 mm;
в - the diameter of 11,.0 mm
Вшьна енерпя e термодинамiчною функщею i дозволяе ощнити можливють nepe6iry xiMi4Ho! реакщ! за конкретних умов [12], яка характеризуеться зменшенням вшьно! енергл, а прюритетнють переб^у визначаеться бшьш негативною величиною змши вшьно! енерги.
Змiна стандартно! вшьно! пббсово! енергп (AG) вiд температури утворення карбвдв та нiтридiв, за даними пращ [12], показана на рисунку 9. З аналiзy наведено! залежносп випливае, що: AG
0
BN
< AG0 <
^VC
< AGCr2C3< AGCrN < AG On < AG
0
B4C .
У першу чергу вщбуваеться часткове зв'язування азоту в штрид бору, потсм утворюються карбщи ванадiю, кар6iд хрому, далi штрид хрому i ванадiю, а в останню чергу - кар6iд бору. Ванадш, внаслiдок його впливу на процес карбщоутворення, сприяе тонкому розподшу кар6iдiв у перлiтi, що спостер^аеться навiть за невеликих швидкостей пов^яного охолодження або порiвняно високо! температури
iзотермiчного перетворення. Розчиннiсть кар6iдiв (карбонiтридiв) в аyстенiтi вища, нiж нiтридiв.
Наприклад, нiтриди титану практично не розчиняються в аyстенiтi, а штриди нiо6iю та алюмiнiю досить важко розчиняються в аустент. Вiдомо, що за температур на^ву пiд загартування бшьшють кар6онiтридiв ванадiю
розчиняеться в аустент, а карбщи i штриди хрому легше переходять до складу аустешту
за 6iльш низьких температур, шж кар6iди i нiтриди ванад^. При цьому значний вплив на розчиншсть кар6iдiв в аyстенiтi чинить вуглець [13; 14].
Рис. 7. Карбонтриди вaнaдiю у cmpyKmypi сmaлi C82DVi C82DCrV(свтлова оптична мтроскопш) / Fig. 7. Vanadium carbonitrides in the steel structure C82DV and C82DCr CrV (light optical microscopy
Пщвищення температури розчинення карбвдв в аустент зi збшьшенням вмюту вуглецю зумовлене збшьшенням активност вуглецю в аустент та коефщента термодинамiчно! активностi [15]. Температура розчинення карбвдв, нiтридiв та карбонiтридiв залежить не тiльки вiд !х фазового складу, а й вщ хiмiчного складу сталi. Знаходячись в аустент, карбщо- та нiтридотвiрнi елементи (ванадш, хром, марганець) зменшують коефщент термодинамiчно! активностi вуглецю й азоту, що збшьшуе добуток розчинностi карбвдв i нiтридiв, тобто сприяе !х переходу в аyстенiт.
Легування сталi елементами, яю не е карбiдотвiрними, наприклад, кремшем, навпаки, буде збiльшувати коефщент
термодинамiчноl активностi вуглецю и азоту та ускладнювати розчинення карбiдiв i нiтридiв в аустенiтi.
С f V
3/ 38 39 40 22Î els Cursor 44.727 Angst 41 42 43 «4 45 46 47 48 49 50 oms (M ci S)
« (c)
Pue. 8. CKaHyeaHHX Ha xeurnoeoMy enexmpoMempi e oônacmi доeгохeимbоeого eunpoMÎHmeaHHX [11]: a - CKa (44,727A); 6 - VKa (2,507A); e - NKa (31,919 A) /Fig. 8. Scanning on a wave spectrometer in the region of long-wave radiation [11]: a - CKa (44,727 A); b - VKa (2.507A); c - NKa (31,919 A)
б ь
б s о M
-20 -40 -60
Г -100
н -120 е
-140 -160
200 400 600 800 1000 Температура, °С
1200
1400
Рис. 9. Зм1на стандартног ггббсовог енергИ залежно eid температури для pi-зних сполук:
а - BN; б - VC; в - VN; г - B4C; д - Cr3C2; е - CrN/ Fig. 9. Changing the standard Gibbs energy depending on temperature for different compounds: a - BN; б - VC; в - VN; г - B4C; д - Cr 3 C 2; e - CrN
Зазначений вплив хiмiчних елементсв проявляеться в тому випадку, якщо вони перебувають у твердому розчиш (аустент), а не в карбщнш фаз^ тому, дослщжуючи розчинення того чи шшого карбщу i штриду, необхщно враховувати, що рашше перейти до складу аустешту можуть лише менш сильш карбщи або штриди. Так, пщвищувати розчиншсть карбщу ванад^ в
аустент можуть хром i марганець, карбщи яких розчиняються в аустент за менш високих температур, а, наприклад, титан такого впливу на розчинення карбщу ванад^ чинити не буде тому, що вш перебувае в перюдичнш системi хiмiчних елемешив лiвiше ванад^ i, отже, перейде у твердий розчин за бшьш високих температур, шж карбщ ванадiю.
a
б
а
в
г
д
е
Згщно з дослщженнями, проведеними у працi [16], з тдвищенням температури завершення гарячо! обробки тиском високовуглецево! сталi 80 до 950 °С та подальшою витримкою в iзотермiчних умовах вщ 1 до 10 с включно спостер^аеться з6iльшення показника dL приблизно на 18 %, що дозволяе додатково впливати на процеси структуроутворення у високовуглецевих сталях за рахунок пщвищення стшкосп аустешту перед початком безперервного пов^ряного охолодження бунтового прокату.
Отже, тривалють шслядеформацшно! паузи в певному часовому iнтервалi за температур не нижче 950 °С виступае додатковим фактором, який забезпечуе пiдвищення стiйкостi аустешту
високовуглецевих сталей перед початком безперервного охолодження.
Висновки. Установлен осо6ливостi впливу параметрiв шслядеформацшно! термiчно! обробки та хiмiчного складу свiдчать про те, що у разi зниження температури початку пов^яного охолодження у високовyглецевiй сталi C82DV поряд iз дисперсiйним змщненням можливий розвиток зернограничного змiцнення, що зумовлено не тшьки видiленням кар6iдiв або нiтридiв, а й уповшьненням процесiв рекристалiзацi!. В
Cr
той же час, у разi легування сталi C82D
хромом у кшькосп до 0,27 % змщнення вiдбуваeться за рахунок твердорозчинного мехашзму (карбiди i нiтриди хрому не виявлеш).
Враховуючи викладене, найбшьш рацiональним способом пiдвищення класу мщносп гарячекатаного бунтового прокату вважаемо одночасне введення до складу сталi ванад^ i хрому, що повинно забезпечити реалiзацiю дисперсiйного та твердорозчинного механiзмiв змiцнення.
Проведенi дослiдження дозволили встановити особливосп впливу параметрiв шслядеформацшно!.' термiчноi обробки, якi сприяють пiдвищенню стшкосп аустенiту високовуглецево'1' сталi залежно вщ п хiмiчного складу.
Показано, що дослщження
особливостей формування зеренно'1' структури й мехашчних властивостей високовуглецевих сталей, в тому чист легованих карбiдотвiрними елементами (ванадiй i/або хром), слщ проводити вiд температур не менше за 1 040 °С, за яких бар'ерний мехашзм не чинить ютотного впливу на мiграцiю границь аустешгних зерен i формування структури аустешту перед початком безперервного пов^ряного охолодження бунтового прокату.
СПИСОК ВИКОРИСТАНИХ ДЖЕРЕЛ
1. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов : монография / И. И. Новиков. - Москва : Металлургия, 1986. - 480 с.
2. Гуляев А. П. Металловедение : монография / А. П. Гуляев. - Москва : Металлургия, 1978. - 646 с.
3. Пластичность сплавов с различной структурой: монография / [С. И. Губенко, Э. В. Парусов]. - Germany-Mauritius : Palamarium Academic Publishing, 2017. - 183 с.
4. Термомеханическая обработка стали: монография / [М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский, Л. М. Капуткина]. - Москва : Металлургия, 1983. - 480 с.
5. Термическое упрочнение проката: монография / [К. Ф. Стародубов, И. Г. Узлов, В. Я. Савенков и др.]. -Москва : Металлургия, 1970. - 368 с.
6. Бернштейн М. Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов : монография / М. Л. Бернштейн. -Москва : Металлургия, 1968. - 1171 с.
7. Прокат из борсодержащих сталей для высокопрочных крепежных изделий : монография / [В. В. Парусов, О. В. Парусов, А. Б. Сычков]. - Днепропетровск : АРТ-ПРЕСС, 2010. - 160 с.
8. А. с. 597966 СССР, МКИ3 G01 N 31/32; С09 К 13/00. Реактив для выявления зерен низкоуглеродистых, среднеуглеродистых и низколегированных сталей / Ж. А. Дементьева, Е. С. Романенко, Ю. И. Пилипченко (СССР). - № 2302230/23-26; заявл. 22.12.75; опубл. 15.03.76, бюл. № 10. - 3 с.
9. Парусов Э. В. Влияние параметров структуры высокоуглеродистой стали на вязкость разрушения / Э. В. Парусов, С. И. Губенко, А. Б. Сычков и др. // Сталь. - 2018. - № 12. - С. 46-51.
10. Development of thermomechanical treatment of coil rolled products made of steel C86D micro-alloyed with boron / E.V. Parusov, V.V. Parusov, A.B. Sychkov [et al.] // Metallurgical and Mining Industry. - 2016. - № 6. -Рр. 70-74.
11. Высокоуглеродистая катанка для изготовления высокопрочных арматурных канатов : монография / [А. Б. Сычков, М. А. Жигарев, А. М. Нестеренко и др.]. - Бендеры : Полиграфист, 2010. - 280 с.
12. Уикс К. Е. Термодинамические свойства 65 элементов, их окислов, галогенидов, карбидов и нитридов: монография / К. Е. Уикс, Ф. Е. Блок. - Москва : Металлургия, 1965. - 240 с.
13. Меськин В. С. Основы легирования стали: монография / В. С. Меськин. - М. : Металлургия, 1964. - 684 с.
14. Гудремон Э. Специальные стали : монография / [Э. Гудремон пер. с немецкого. - в 2-х т.]. - Москва : Металлургия, 1996. - 1274 с.
15. Материаловедение : учебн. пособие / [И. М. Жарский, Н. П. Иванова, Д. В, Куис, Н. А. Свидунович]. -Минск : Вышэйшая школа, 2015. - 557 с.
16. Луценко В. А. Рекристаллизация аустенита в стали 80 при температурно-деформационной обработке / В. А. Луценко, В. В. Парусов // Металлургия. - Минск : Вышэйшая школа, - 2003. - № 27. - С. 94-96.
REFERENCES
1. Novikov I.I. Teoriya termicheskoy obrabotki metallov [Theory of heat treatment of metals]. Moscow : Metallurgiya, 1986, 480 p. (in Russian).
2. Gulyaev A.P. Metallovedenie [Metal science]. Moscow : Metallurgiya, 1978, 646 p. (in Russian).
3. Gubenko S.I. and Parusov E.V. Plastichnost splavov s razlichnoy strukturoy [Plasticity of alloys with different structure]. Germany-Mauritius, Palamarium Academic Publishing, 2017, 183 p. (in Russian).
4. Bernshteyn M.L., Zaymovskiy V.A. and Kaputkina L.M. Termomehanicheskaya obrabotka stali [Thermomechanical treatment of steel]. Moscow : Metallurgiya, 1983, 480 p. (in Russian).
5. Starodubov K.F., Uzlov I.G., Savenkov V.Ya. et al. Termicheskoe uprochnenie prokata [Thermal hardening of rolled products]. Moscow : Metallurgiya, 1970, 368 p. (in Russian).
6. Bernshteyn M.L. Termomehanicheskaya obrabotka metallov i splavov [Thermomechanical treatment of metals and alloys]. (V. I-II). Moscow : Metallurgiya, 1968, 1171 p. (in Russian).
7. Parusov V.V., Parusov O.V. and Syichkov A.B. Prokat iz borsoderzhaschih staley dlya vyisokoprochnyih krepezhnyih izdeliy [Boron steel for high strength fasteners]. Dnepropetrovsk 6 ART-PRESS, 2010, 160 p. (in Russian).
8. A. s. 597966 USSR, MKI3 G01 N 31/32; S09 K 13/00. Reaktiv dlya vyiyavleniya zeren nizkouglerodistyih, sredneuglerodistyih i nizkolegirovannyih staley / Zh. A. Dementeva, E. S. Romanenko, Yu. I. Pilipchenko (USSR). - Appl. No 2302230/23-26; Filed: 22.12.75; Date of Patent: 15.03.76, bul. № 10. - 3 р. (in Russian).
9. Parusov E.V., Gubenko S.I., Syichkov A.B. et al. Vliyanie parametrov strukturyi vyisokouglerodistoy stali na vyazkost razrusheniya [Influence of the Structural Parameters of High-Carbon Steel on the Impact Strength]. Stal, 2018, no. 12, pp. 46-51. (in Russian).
10. Parusov E.V., Parusov V.V., Sychkov A.B. et al. Development of thermomechanical treatment of coil rolled products made of steel C86D micro-alloyed with boron. Metallurgical and Mining Industry. 2016, no. 6, pp. 70-74.
11. Syichkov A.B., Zhigarev M.A., Nesterenko A.M. et al. Vyisokouglerodistaya katanka dlya izgotovleniya vyisokoprochnyih armaturnyih kanatov [High carbon wire rod for the manufacture of high-strength reinforcing ropes] Bendery : Poligrafist Publ., 2010, 280 p. (in Russian).
12. Uiks K.E., Blok F.E. Termodinamicheskie svoystva 65 elementov, ih okislov, galogenidov, karbidov i nitridov [Thermodynamic properties of 65 elements: their oxides, halides, carbides, and nitrides]. Moscow : Metallurgiya, 1965, 240 p. (in Russian).
13. Meskin V.S. Osnovyi legirovaniya stali [Basics of steel alloying]. Moscow : Metallurgiya, 1964, 684 p. (in Russian).
14. Gudremon E. Spetsialnyie stali [Special Steels.]. Moscow : Metallurgiya, 1996, 1274 p. (in Russian).
15. Zharskiy I.M., Ivanova N.P., Kuis D.V. and Svidunovich N.A. Materialovedenie : uchebn. posobie [Materials science : tutorial]. Minsk : Vyisheyshaya shkola, 2015, 557 p. (in Russian).
16. Lutsenko V.A. and Parusov V.V. Rekristallizatsiya austenita v stali 80 pri temperaturno-deformatsionnoy obrabotke [Recrystallization of austenite in steel 80 at temperature and deformation processing]. Metallurgiya [Metallurgy]. Minsk : Vyisheyshaya Shkola, 2003, no. 27, рр. 94-96. (in Russian).
Надшшла до редакцп : 11.05.2019 р.
