1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 120, № 10, 2019

Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 10, стр. 1022-1029

Влияние легирующей микродобавки ванадия на характер изотермического превращения в эвтектоидной стали

Цай Чжень a, c, Мао Синь-пин a, c, Бао Сы-цянь a, b, *, Чжао Ган a, b, Ху Сяо a, b

a Ведущая государственная лаборатория огнеупоров и металлургии тугоплавких материалов, Уханьский университет науки и технологии
430081 Хубэй, Ухань, Китай

b Ведущая лаборатория черной металлургии и использования минеральных ресурсов подчинения Министерства Высшего и среднего образования, Уханьский университет науки и технологии
430081 Хубэй, Ухань, Китай

c Уханьский филиал центрального научно-исследовательского института сталелитейной промышленности корпорации Бао-Сталь (Шанхай)
430080 Ухань, Китай

* E-mail: caizhen198804@126.com

Поступила в редакцию 10.09.2018
После доработки 20.11.2018
Принята к публикации 15.04.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Влияние ванадия как микролегирующей добавки на характер распада аустенита и превращений микроструктуры эвтектоидной стали изучено при изотермическом охлаждении. Растворенный в γ матрице ванадий оказал отрицательный эффект на распад аустенита с образованием перлитной микроструктуры и привел к уменьшению межламельного расстояния. Более того, полученные результаты показали, что растворенный ванадий сегрегировал на границах зерна аустенита, что привело к подавлению формирования зернограничного феррита. Вместе с тем выделение ванадия при изотермическом процессе привело к снижению растворенного в матрице ванадия, что косвенно способствовало превращению в перлит. Возникавшие выделения могли выступать в качестве зародышей для формирования перлита, что также ускоряло указанное превращение. Межламельное расстояние перлита возросло в результате ухода углерода в выделения. Добавление азота заметно ускорило это превращение вследствие того, что химическая движущая сила образования нитрида ванадия была значительно выше в сравнении с отмеченным перераспределением углерода.

Ключевые слова: микродобавки ванадия, изотермическое превращение, эвтектоидная сталь, перлит, частицы фазы выделения

ВВЕДЕНИЕ

Использование микродобавок ванадия является одним из наиболее общих способов обеспечения дисперсионного твердения [1–3]. Упрочнение феррита выделениями ванадия продолжают широко изучать как уже используемое в низко- и среднеуглеродистых сталях [4, 5], так и перспективное в применении к высокоуглеродистым сталям [6–9]. Исследования эффекта легирующей микродобавки ванадия в случае высокоуглеродистых сталей до сих пор в основном были сфокусированы на изучении процессов выделения. Вместе с тем характер распада аустенита в высокоуглеродистых сталях и эволюцию микроструктуры в этом процессе практически не освещали в литературе.

В высокоуглеродистых сталях одной из главных черт является их перлитная микроструктура. Что касается влияния ванадия на межламельные расстояния в перлите, ряд исследователей склоняются к мнению, что добавка ванадия приводит к их уменьшению [10, 11]. Однако существуют и противоположные мнения, согласно которым ванадий в действительности не только не приводит к уменьшению, но и способствует увеличению межламельных расстояний в перлите [12]. Тем самым вопрос влияния растворенного ванадия на характер трансформации феррита в высокоуглеродистых сталях становится предметом активной дискуссии. Авторы публикаций [13, 14] отмечали присутствие феррита в областях γ-матрицы, прилегающих к границам зерен, и относили это на счет одной из функций ванадия; вместе с тем некоторые исследователи убеждены, что сегрегирование атомов ванадия на границы аустенитных зерен делает их менее эффективными в качестве центров зарождения феррита [15, 16].

В данной работе влияние легирующих микродобавок ванадия на характер распада аустенита и трансформации микроструктуры в процессе изотермического охлаждения было изучено на примере эвтектоидной стали. В частности, основное внимание авторов было сосредоточено на выяснении влияния микродобавок ванадия на кинетику превращения и морфологию трансформированной микроструктуры.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Состав исследованных сталей приведен в табл. 1. Стали были выплавлены в вакуумной среднечастотной индукционной печи. После двухчасовой выдержки при 1100°C слитки были прокатаны в пластины толщиной 20 мм. Для проведения пилотных термомеханических обработок из них на токарном станке были выточены цилиндрические образцы диаметром 8 мм и высотой 12 мм.

Таблица 1.  

Химический состав исследованных сталей

Образец C Si Mn P S V N
A 0.798 0.21 0.33 <0.015 <0.01    
B 0.80 0.21 0.32 <0.015 <0.01 0.094  
C 0.78 0.22 0.33 <0.015 <0.01 0.27  
D 0.79 0.22 0.35 <0.015 <0.01 0.098 0.02

Сначала методом дилатометрии при скорости охлаждения 20 К/с была установлена температура начала превращения, Aс1. Далее образцы нагревали до 1150°C и выдерживали в течение 5 мин. Затем охлаждали со скоростью 20 К/с до 640°C и выдерживали 5 мин. И наконец охлаждали со скоростью 50 К/с до комнатной температуры, чтобы зафиксировать микроструктуру, испытавшую превращение.

Микроструктуру в центральной части объема образцов изучали методами оптической (ОМ) и растровой электронной (РЭМ) микроскопии. Межламелярное расстояние в перлите было установлено из анализа изображений микроструктуры. Выделения ванадия визуализировали методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).

РЕЗУЛЬТАТЫ

Температуры начала превращения Aс1 при скорости охлаждения 20 К/с образцов стали A, B и C составляли 610, 600 и 598°C, соответственно. Термическое расширение образца стали D в промежутках между температурными областями перлитного превращения не было отмечено, а микроструктура, испытавшая превращение после охлаждения, была мартенситной. Перлитное превращение при содержании ванадия 0.1 и 0.27 вес. % оказалось отложенным и ограниченным. Влияние содержания азота на температуру Aс1 является незначительным.

Кинетика изотермического превращения

На рис. 1 представлены дилатометрические кривые распада аустенита в образцах стали A, B, C и D, выдержанных при температуре 640°C в течение 5 мин, а точки начала и конца превращения (распада) аустенита сведены в табл. 2. Для стали A точки начала и конца превращения соответствовали 4 и 29 с, тогда как продолжительность превращения составляла 25 с. Для стали В точки начала и конца превращения были сдвинуты в сторону (как бы “отложены”) больших времен – 46 и 77 с, соответственно, а продолжительность превращения увеличилась до 31 с. Для стали С превращение также было “отложено” в сравнении со случаем стали А. Вместе с тем в случае стали С инкубационный период был короче, чем в случае стали В, а точки начала и конца превращения соответствовали 11 и 44 с, при скорости превращения такой же, как и в случае стали В. Сталь D продемонстрировала самый короткий инкубационный период и самую быструю трансформацию среди всех изученных четырех образцов; точки начала и конца превращения соответствовали 2 и 22 с, а продолжительность превращения составила 20 с. Из-за высокой скорости превращения высвободившаяся теплота в стали D привела к увеличению в значениях температуры и дилатации. Появление пика на дилатометрической кривой для стали D как раз и объясняется таким увеличением в значениях температуры и дилатации.

Рис. 1.

Дилатометрические кривые распада аустенита исследованных сталей после выдержки их образцов при температуре 640°C.

Таблица 2.  

Временные точки начала и конца распада аустенита исследованных сталей после выдержки при 640°C

Сталь Точка начала, с Точка конца, с Время превращения, с
A 4 29 25
B 46 77 31
C 11 44 33
D 2 22 20

Микроструктура

На рис. 2 показана микроструктура четырех исследованных сталей после выдержки их образцов при 640°C в течение 5 мин. В каждом случае микроструктура состояла из перлита и небольшого количества феррита, расположенного у некоторых границ γ-зерен. Сталь B продемонстрировала самые тонкие пленочные образования феррита с наименьшим количеством феррита среди всех изученных. Сталь C содержала максимальное количество феррита, с границами γ зерен, вблизи которых были локализованы ферритные пленочные образования (как можно видеть на рис. 3).

Рис. 2.

Доэвтектоидный избыточный феррит в исследованных сталях после выдержки образ-цов при 640°C в течение 5 мин: сталь A (a), B (б), C (в), D (г).

Рис. 3.

Ферритные пленки по границам γ зерен в стали C после выдержки при 640°C в течение 5 мин.

На рис. 4 показана морфология перлита в сталях А, B, C и D после выдержки их образцов при 640°C в течение 5 мин. Видно, что соответствующие карбиды имели пластинчатую форму. Межламелярные расстояния представлены в табл. 3. Для стали A межламелярное расстояние (МР) составило 0.223 ± 0.082 мкм. При содержании ванадия в количестве 0.1 вес. % МР уменьшается до 0.175 ± 0.092 мкм. Вместе с тем, когда содержание ванадия возросло до 0.27 вес. %, МР составило 0.218 ± 0.077 мкм. В стали D, микролегированной ванадием и азотом, был получен самый огрубленный перлит, с МР 0.243 ± 0.085 мкм.

Рис. 4.

Морфология перлита в исследованных сталях после их выдержки при 640°C в течение 5 мин: (a) сталь A, (б) сталь B, (в) сталь C и (г) сталь D.

Таблица 3.  

Межламелярное расстояние (МР) в перлите исследованных сталей после их выдержки при 640°C в течение 5 мин

Сталь A B C D
МР 0.223 ± 0.082 0.175 ± 0.092 0.218 ± 0.077 0.243 ± 0.085

Выделения второй фазы

На ПЭМ-изображениях рис. 5–7 представлена морфология микроструктуры сталей B, C и D после выдержки при 640°C в течение 5 мин. В случае стали B частиц фазы выделения не было обнаружено после завершения изотермического процесса. Вместе с тем в стали C и особенно стали D вдоль границ зерен, а также между цементитными пластинами перлита, отмечено присутствие выделившихся в феррите карбидов VC или V(C, N), по форме напоминающих раскрывшиеся коробочки хлопка. Также наблюдали карбиды железа с “подмешанным” ванадием. При этом пространственная плотность распределения выделений вторых фаз в стали D была более высокая, как можно видеть на рис. 6, 7.

Рис. 5.

Морфология микроструктуры стали B после выдержки ее образцов при 640°C в течение 5 минут по данным ПЭМ.

Рис. 6.

Карбонитриды ванадия в стали C (а) и D (б) после выдержки при 640°C в течение 5 мин.

Рис. 7.

Карбиды железа с “подмешанным” ванадием в стали D после выдержки при 640°C в течение 5 мин.

ОБСУЖДЕНИЕ

Выделение ванадия

Растворимость микродобавки ванадия в аустените можно описать следующими формулами [17]:

(1)
${\text{lg[V][C}}{{{\text{]}}}_{\gamma }} = {{{\text{6}}{\text{.72}} - {\text{9500}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{\text{6}}{\text{.72}} - {\text{9500}}} T}} \right. \kern-0em} T}{\text{;}}$
(2)
${\text{lg[V][N}}{{{\text{]}}}_{\gamma }} = {{3.63 - {\text{8700}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{3.63 - {\text{8700}}} T}} \right. \kern-0em} T}{\text{.}}$

Согласно формулам (1) и (2), было положено, что весь “объем” ванадия и азота в сталях B, C и D испытал растворение в γ-матрице при аустенитизации их образцов при 1150°C в течение 5 мин. Выделение ванадия могло происходить при охлаждении образцов вследствие изменения термодинамических условий, а также при изотермическом процессе. Выделение контролировалось диффузией; поэтому не было достаточно времени, чтобы весь растворенный ванадий испытал выделение во время процесса охлаждения со скоростью 20 К/с. Во время изотермического процесса сталь B не обнаружила процессов выделения – время выдержки было слишком мало для этого. В реакциях, описывающих процессы выделения, химическая движущая сила их инициации может быть увеличена за счет увеличения содержания ванадия и, особенно, азота. Именно это обеспечило реализацию выделения ванадия в сталях C и D. Хорошо установлено, что VN имеет значительно меньшую растворимость в сравнении с VC, причем как в феррите, так и аустените. Таким образом, для формирования частиц VN требуется значительно большая движущая (химическая) сила. Именно это делает выделение богатых азотом частиц V(C, N) предпочтительным, пока в матрице сохраняется достаточное количество азота.

Влияние ванадия на перлитное превращение

При охлаждении образца от 1150°C со скоростью 20 К/с установлен факт распада аустенита и определена температура Aс1. Показано, что присутствие растворенного ванадия было способно затормозить реализацию перлитного превращения [18], и этот “тормозной” эффект еще мог возрасти с увеличением содержания ванадия. Вместе с тем влияние растворенного азота на перлитное превращение оказалось незначительным вследствие малой разности в температурах Aс1 сталей B и D.

В результате выдержки при 640°C в сталях C и D выделялись как VC, так и V(C, N), которые могли выступить в качестве центров зарождения перлита. При изучении литературы по среднеуглеродистым сталям выяснилось, что внутригранулярное зарождение феррита обеспечивают как ванадий, так и азот [19, 20]. Далее, выделение карбидов ванадия и V(C, N) могло снизить количество C и V, растворенных в γ-матрице. Оба этих химических элемента косвенно ускоряют перлитное превращение. Увеличение доли выделения ванадия посредством параллельной добавки N привело к возникновению “ускоряющего” воздействия на перлитное превращение.

Растворенный в γ-матрице ванадий привел к увеличению энергии активации диффузии углерода и снижению скорости диффузии углерода в аустените [21]. Как результат, межламелярное расстояние для стали B оказалось меньше в сравнении со сталью A [22]. В начале процесса выделения ванадия количество растворенного в γ-матрице ванадия начало убывать; поэтому уменьшение скорости диффузии углерода в аустените замедлилось [23]. Более того, частицы VC, V(C, N) и микролегированный ванадием цементит оказались способны к захвату атомов углерода, что было необходимо для сформирования цементитных ламелей перлита. Как следствие, соответствующее межламелярное расстояние увеличилось по достижении содержания ванадия отметки 0.27 вес. %, а процессы выделения в стали C начали протекать легче. Благодаря выделению значительной доли V(C,N), межламелярное расстояние для стали D возросло до такой степени, что превысило МР, характерное для стали A.

Влияние ванадия на формирование феррита

Микроструктура эвтектоидной стали, испытавшей превращение при 640°C, была перлитной, но без доэвтектоидного избыточного феррита. Это относят на тот счет, что возникновение избыточного доэвтектоидного феррита, формирующегося вблизи границ γ зерен, как правило, инициируется присутствием кремния. Тенденция сегрегирования ванадия в направлении границ зерен аустенита в нашем случае подтверждается [24], как можно видеть на рис. 8. Можно было бы допустить, что сегрегирование ванадия в направлении границ зерен аустенита приводит к повышению его поверхностной энергии и подавляет формирование зернограничного феррита, как имело место в стали B. Тем не менее, выделение по границам γ-зерен карбонитридов ванадия могло способствовать формированию феррита посредством поглощения им углерода, что объясняет рост количества феррита по границам зерен γ матрицы, особенно в стали C.

Рис. 8.

Сегрегирование ванадия в направлении границ зерен аустенита, наблюдавшееся в стали С.

ВЫВОДЫ

Влияние ванадия как микролегирующей добавки на характер распада аустенита и трансформацию микроструктуры эвтектоидной стали было исследовано в процессе ее охлаждения и изотермической выдержки. Получены следующие результаты:

1. Ванадий выделяется при изотермическом процессе как в стали C с 0.27 вес. % V, так и в стали D с 0.1 вес. % V и N, но не в стали B с 0.1 вес. % V. Повышенную пространственную плотность выделений наблюдали в стали D, т.к. химическая движущая сила к формированию VN в ней была значительно больше в сравнении с другими образцами.

2. Растворенный в γ-матрице ванадий продемонстрировал эффект подавления распада аустенита в перлит. Выделение ванадия в изотермическом процессе привело к снижению содержания растворенного ванадия в матрице, что косвенно способствовало инициации перлитного превращения. Частицы фазы выделения при этом могли уже выступать в качестве центров зарождения перлита, также ускоряя протекание указанного превращения, в особенности, в стали D с характерными для нее минимальным инкубационным периодом и наибольшей скоростью превращения.

3. Межламельное расстояние в перлите могло быть уменьшено посредством растворения (введения) ванадия, но и увеличено формированием выделений VC, V(C, N) и карбидов железа с “подмешанным” ванадием.

4. Сегрегирование растворенного ванадия в сторону границ зерен аустенита подавляет формирование зернограничного феррита, но такое формирование обычно бывает инициировано поглощением углерода, когда начинают развиваться процессы выделения вторых фаз с участием ванадия.

Список литературы

  1. Han K., Mottishaw T.D., Smith G.D., Edmonds D.V., Stacey A.G. Effects of vanadium additions on microstructure and hardness of hypereutectoid pearlitic steels // Mater. Sci. Eng. A. 1995. V. A190. P. 207.

  2. Jaiswal S., McIvor I.D. Metallurgy of vanadium-microalloyed, high-carbon steel rod // Mater. Sci. Technol. 1985. V. 1. P. 276.

  3. Izotov B.I. Precipitation of disperse vanadium carbides at the interphase boundary upon the pearlitic transformation of a steel // Phys. Met. Met. 2011. V. 111(6). P. 592–597.

  4. Pao T., Chai X.Y., Wang J.G., Su H., Yang C.F. Precipitation Behavior of V–N Microalloyed Steels during Normalizing // J. Iron Steel Res. Int. 2015. V. 22(11). P. 1037–1042.

  5. Yang G.W., Sun X.J., Yong Q.L., Li Z.D., Li X.X. Austenite Grain Refinement and Isothermal Growth Behavior in a Low Carbon Vanadium Microalloyed Steel // J. Iron Steel Res. Int. 2014. V. 21(8). P. 757–764.

  6. Parusov V.V., Sychkov A.B., Derevyanchenko I.V. High-carbon wire rod made of steel microalloyed with vanadium // Metallurgist. 2004. V. 48. P. 618.

  7. Parsons D.E., Malis T.F., Boyd J.D. Microalloying and precipitation in Cr-V rail steels // J. Heat Treating. 1984. V. 3. P. 213.

  8. Piekering F.B., Garbarz B. Strengthening in pearlite formed from thermomechanically processed austenite in vanadium steels and implications for toughness // Mater. Sci. Technol. 1989. V. 5. P. 227.

  9. Wang Q.L., Li F., Zhang G.Y. Effect of Vanadium on the Microstructure and Properties of High Carbon SteelWires // Iron Steel. 2005. V. 40(Suppl). P. 576.

  10. Li Y., Yang Z.M. The effects of V on phase transformation of high carbon steel during continuous cooling // Acta Metallurgica Sinica. 2010. V. 46(12). P. 1502–1510.

  11. Hu X.J., Zhao Y.F., Wang L. Effect of Vanadium on the Microstructure and Properties of High Carbon Steel Wires // Iron&Steel. 2014. V. 49(12). P. 71–75.

  12. Zhao B.C., Zhao T., Li G.Y., Liu Q. Effect of Thermal Deformation on Continuous Cooling Transformation Behaviors of V–N Microalloyed Steel // Iron Steel vanadium titanium. 2014. V. 35(2). P. 113–117.

  13. Mottishaw T.D., Smith G.D.W. HSLA Steels-Technology and Appliacations / In: Korchynsky Med, Proc Conf HSLA Steels-Technology and Appliacations, OH:Metals Park press, 1984. P. 163.

  14. Han K., Smith G.D.W., Edmonds D.V. Pearlite phase transformation in Si and V steel // Metall. Mater. Trans. 1995. V. 26A. P. 1617.

  15. Kaspar R. et al. Effect of deformation conditions on the transformation of micro-alloyed medium-carbon forging steels // Steel Research. 1992. V. 63. P. 324.

  16. Zajac S., Lagneborg R., Siwecki T. The Role of Nitrogen in Microalloyed Steels // Proc. of Int. Conf. Microalloying ’95, ISS, Warrendale, PA, (1995), 321.

  17. Sharma R.C., Lakshmanan V.K., Kirkaldy J.S. Solubility of Niobium Carbide and Niobium Carbonitride in Alloyed Austenite and Ferrite // J. Metal. Trans. A. 1984. V. 15A(3). P. 545–553.

  18. Enomoto M., Nojiri N., Sato Y. Effects of Vanadium and Niobium on the Nucleation Kinetics of Proeutectoid Ferrite at Austenite Grain Boundaries in Fe–C and Fe–C–Mn Alloys // Mater. Trans.JIM. 1994. V. 35(12). P. 859.

  19. Ishikawa F., Takahashi T., Ochi T. Intragranular ferrite nucleation in medium-carbon vanadium steel // Metall. Trans. A. 1994. V. 25A. P. 929.

  20. Ochi T, Takahashi T, Takada H. Iron and steelmaker, Improvement of the Toughness of Hot Forged Products through Intragranular Ferrite Formation // Iron and steelmaker. 1989. Feb. 21.

  21. Van L.Y., Sietsma J. and Van D.Z.S. The Influence of Carbon Diffusion on the Character of the γ-α Phase Transformation in Steel // ISIJ Int. 2003. V. 43(5). P. 767.

  22. Dobuzhskaya A.B., Kolosova E.L., Syreyshchikova V.I. influence of microalloying with carbonitride-forming elements on the structure and properties of rail steel // Phys. Met. 1990. T. 70. № 3. C. 121–128.

  23. Wang K., Wang L.J., Cui W.F. Effect of cerium sulphide particle dispersions on acicular ferrite microstructure development in steels // J. Mater. Sci. Technol. 2006. V. 22(2). P. 159–163.

  24. He K. and Edmonds D.V. Formation of acicular ferrite and influence of vanadium alloying // Mater. Sci. Technol. 2002. V. 18. P. 289.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал