СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.1 '293'295784'786:532.739.2
ПРОГНОЗИРОВАНИЕ РАЗМЕРА АУСТЕНИТНОГО ЗЕРНА МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ НА ОСНОВЕ МОДЕЛИРОВАНИЯ ЭВОЛЮЦИИ КАРБОНИТРИДНЫХ ВЫДЕЛЕНИЙ
© 2015 г. И. И. Горбачёв, А. Ю. Пасынков, В. В. Попов
Институт физики металлов УрО РАН, 620137Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
e-mail: gorbachev@imp.uran.ru Поступила в редакцию 03.04.2015 г.; в окончательном варианте — 19.05.2015 г.
Выполнены кинетические расчеты эволюции карбонитридных выделений в низколегированных сталях с Nb и Ti для различных температур аустенитизации. На основе данных кинетического моделирования ансамблей карбонитридных выделений с использованием различных моделей рассчитан ожидаемый размер аустенитного зерна. Полученные результаты сравнивались с экспериментальными данными. Было показано, что наилучшее согласие расчетов с экспериментом достигается для высокотемпературной области (1150—1250°C) при использовании модели Гладмана (с параметром Z = 2) с учетом полидисперсности ансамбля выделений.
Ключевые слова: аустенитизация, размер зерна, кинетическое моделирование, микролегированные стали, карбонитриды.
DOI: 10.7868/S0015323015110066
ВВЕДЕНИЕ
Высокопрочные малоуглеродистые низколегированные конструкционные стали обладают уникальным комплексом свойств — сочетание высокой прочности, пластичности, хладостойкости и свариваемости. Высокий комплекс механических свойств этих сталей в значительной степени достигается за счет их микролегирования сильными карбонитридобразующими элементами.
Основными видами термической и термомеханической обработки малоуглеродистых низколегированных сталей являются нормализация, закалка с отпуском и контролируемая прокатка. Все эти обработки включают операцию аустенитиза-ции. При этом размер зерна аустенита в большей или меньшей степени влияет на конечную структуру и свойства стали. Особенно ярко это проявляется в случае нормализации, при которой наблюдается прямая пропорциональность между размерами аустенитного и ферритного зерна [1—3]. В других случаях влияние размера аустенитного зерна на последующие фазовые и структурные превращения и формирующуюся структуру проявляется в меньшей степени. Однако даже в случае контролируемой прокатки размер аустенит-ного зерна при температуре нагрева под прокатку оказывает определенное влияние на протекание фазовых и структурных превращений при последующей горячей деформации. Поэтому исключительно важно иметь возможность прогнозировать
размер аустенитного зерна, формирующегося при аустенитизации.
В сталях с карбонитридным упрочнением исключительно сильное влияние на размер аустенит-ного зерна оказывает состояние ансамбля карбонитридных выделений.
В работах [4—10] нами были предложены методы моделирования эволюции ансамбля выделений избыточной фазы на различных стадиях, и продемонстрировано хорошее согласие расчетов с экспериментом. Недавно нами был предложен новый алгоритм для моделирования поведения карбонитридных фаз нескольких составов в сталях, легированных карбонитридообразующими элементами [11, 12].
Были предложены различные теоретические модели, чтобы предсказать влияние частиц второй фазы на рост зерен матрицы. Эти модели описаны в обзорах [13, 14]. В этих моделях использован подход, основанный на нахождении гипотетического критического размера зерна БСГ Зерно с радиусом БС1 рассматривается как термодинамически стабильное, поскольку движущая сила для роста таких зерен точно сбалансирована закрепляющей силой, оказываемой частицами. Поэтому любое зерно размера Д.г не будет расти.
Первая попытка количественно описать влияние частиц на миграцию границ была предпринята Зинером [15]. При построении модели Зинер использовал сферическую аппроксимацию для описания формы зерен и частиц. Эта модель поз-
волила вывести Зинеру достаточно простое соотношение между критическим (равновесным) размером зерен БС1, объемной долей / и радиусом г частиц:
8г
Таблица 1. Состав стали, мас. % [22]
Л, =
3/
Общая форма этого уравнения имеет вид
Д., = Л-
Г
(1)
(2)
Сразу было очевидно, что формула Зинера дает завышенные значения критического размера зерен. Поэтому предпринимались многочисленные попытки модифицировать модель Зинера. Первая такая попытка была предпринята Гладманом [16]. Он рассматривал макроскопически плоскую границу, взаимодействующую со сферической частицей. Это взаимодействие вызывает искажение границы, и было сделано предположение, что искаженную границу можно описать гиперболоидом вращения. В результате было получено следующее выражение для критического радиуса зерна:
Дсг = [2п(4 -1/3Z)]],
(3)
где Z — отношение радиусов растущих зерен и зерен матрицы.
Согласно Гладману [16], значение Z лежит между 42 и 2.
Нишизавой и др. [17] модель Зинера была пересмотрена, и получено следующее выражение:
8 г
Дсг =
3 /
2/3 '
(4)
Риос вывел уравнение для предсказания роста зерен в системах, в которых частицы огрубляются и растворяются [18]:
Дсг =
3/
(5)
В последние годы для предсказания соотношения между состоянием ансамбля выделений и размером зерен стали использоваться методы компьютерного моделирования. В работе [19] для предсказания соотношения между объемной долей и размером частиц, и размером зерен была построена двумерная модель. В результате было получено следующее выражение:
Дсг = 3.4-
/
г
0.5 .
(6)
Хиллерт [20] сравнил результаты моделирования для двух и трехмерных приближений, обсуж даемых в литературе, и заключил, что для трех мерной системы рекомендуется выражение
8г
Д., =
9/
0.93 '
(7)
С Мп Мо № Т1 N
0.06 1.65 0.24 0.034 0.012 0.005
За исключением больших значений /, когда показатель степени уменьшается.
В работе [2] было показано, что если размеры частиц, сдерживающих рост зерен, значительно различаются, то в соответствующих уравнения нужно вместо отношения г^т использовать величину (/Г/ Г)] . Подобный подход был реализован в работе [21].
Как уже упоминалось выше, разработанные к настоящему времени методы моделирования эволюции ансамбля выделений позволяют достаточно надежно прогнозировать состояние ансамбля выделений при аустенитизации. В то же время разработанные к настоящему времени теоретические модели, описывающие влияние частиц второй фазы на размер зерна, дают существенно различные результаты. Причем некоторые авторы считают, что до сих механизмы торможения роста зерен не до конца понятны, а имеющиеся модели несовершенны [14].
Целью настоящей работы является оценка возможностей количественного прогнозирования размера аустенитного зерна при изотермическом отжиге на основе результатов кинетических расчетов эволюции ансамбля выделений в сталях, легированных сильными карбонитридо-образующими элементами. При этом ставилась задача сравнить размеры аустенитных зерен, рассчитанных с использованием различных моделей, с экспериментальными данными и сделать заключение относительно того, какие модели, описывающие влияние частиц на размер зерна, дают наиболее достоверные результаты.
ВЫБОР ИСХОДНЫХ ДАННЫХ ДЛЯ МОДЕЛИРОВАНИЯ
Оценка возможностей количественного прогнозирования размера аустенитного зерна при аустенитизации на основе результатов кинетических расчетов эволюции ансамбля выделений была выполнена на примере малоуглеродистой низколегированной стали с № и И, размер зерна которой для различных температур аустенитизации определялся в работе [22]. Химический состав стали приведен в табл. 1.
Образцы из стали были получена горячей прокаткой в аустенитной области с последующим охлаждением до 550—650°С.
10
20
30
40
Рис. 1. Распределение частиц ТТЫ по размерам в исходном состоянии. Здесь пI — доля частиц, приходящаяся на соответствующий размерный интервал.
Для проведения расчетов эволюции ансамбля выделений при аустенитизации требуются исходная объемная доля и средний радиус выделений. Еще лучше иметь распределение частиц по размерам.
Исходное состояние выделений в данной стали исследовалось в работе [23]. Это было сделано на основании электронной микроскопии реплик в сочетании с микрорентгеноспектральным анализом. Однако результаты этих исследований вызывают определенные сомнения. Во-первых, потому, что в ней анализировались только частицы размером более 10 нм (на что указывают сами авторы). Во-вторых, полученные результаты в ряде случаев не согласуются с данными других исследователей. Например, средний размер дисперсных нитридов титана по данным этой работы составляет 122 нм, что в несколько раз больше, чем дается в других исследованиях [24—27]. В связи с ненадежностью данных, полученных в работе [23], авторы работы [22] не стали их использовать при анализе собственных результатов по кинетике роста аустенитного зерна. Они оценили размеры выделений на основании размеров зерен, выбрав априори одну из множества моделей, связывающих состояние ансамбля выделений и критический размер зерна (они использовали модель Риоса [18]). Этот подход нам представляется некорректным. Поэтому в настоящей работе при выборе исходного состояния выделений для проведения последующего моделирования, мы базировались на результатах термодинамических расчетов и данных проведенных ранее исследований.
Термодинамические расчеты проводились с помощью программы IMP Equilibrium [29] на основе алгоритма, предложенного в [30], и термодинамических описаний систем Fe—Ti—C—N, Fe—Nb—C—N и Fe—Nb—Ti—C—N, построенных в работах [31—33].
Известно, что нитриды титана могут выделяться уже из жидкой фазы при кристаллизации слитка [3, 24]. Образующиеся в таких условиях частицы нитридов титана имеют размеры несколько микрон. В работе [24] было показано, крупные нитриды образуются в сталях без дополнительного легирования азотом при содержании титана более ~0.02%. Нитриды титана, образующиеся после затвердевания слитка, очень дисперсны.
С учетом того, что в рассматриваемой стали содержание Т1 составляет лишь 0.012 мас. %, то образование крупных частиц нитридов титана в ней исключено. Термодинамический расчет показывает, что в данной стали титан практически полностью связывается в фазу, близкую по составу к нитриду т
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.