ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНОГО ФАКТОРА НА ФОРМИРОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ

АННОТАЦИЯ

В данной работе на основе термодинамического моделирования в программном комплексе JMatPro исследовано поведение механических характеристик стали 34ХН3МА при охлаждении. Установлено, что существенные изменения твердости, пределов прочности и текучести происходят в интервалах активных фазовых превращений. Наиболее выраженная динамика свойств зафиксирована в диапазоне 250–320 °C, что обусловлено завершением мартенситного превращения и перераспределением напряжений. Результаты позволяют прогнозировать зоны риска при проектировании режимов закалки массивных деталей

ABSTRACT

In this study, thermodynamic modeling using the JMatPro software package was used to investigate the behavior of the mechanical properties of 34KhN3MA steel during cooling. It was found that significant changes in hardness, tensile strength, and yield strength occur within the ranges of active phase transformations. The most pronounced property dynamics were recorded in the 250–320°C range, due to the completion of the martensitic transformation and stress redistribution. The results allow us to predict risk zones when designing quenching regimes for massive components.

Ключевые слова: JMatPro; прокаливаемость; мартенсит; бейнит; среднеуглеродистая сталь; термокинетическое моделирование

Keywords: JMatPro; hardenability; martensite; bainite; medium-carbon steel; thermokinetic modeling

Введение. В машиностроении и горнодобывающей промышленности особые требования предъявляются к надежности ответственных деталей, таких как вал-шестерни, оси и нагруженные элементы зубчатых передач. Для их изготовления широко применяется среднеуглеродистая легированная сталь марки 34ХН3МА, обладающая сочетанием высокой прочности и вязкости.

Однако формирование свойств изготавливаемых деталей происходит непосредственно в процессе термической обработки. Критическим фактором здесь является кинетика распада переохлажденного аустенита. Неконтролируемое охлаждение может привести либо к недостаточной твердости (при образовании феррито-перлитной структуры), либо к возникновению закалочных трещин и высоких остаточных напряжений (при резком мартенситном превращении).

Традиционные методы подбора режимов закалки являются материалоемкими и дорогостоящими. В связи с этим все большее значение приобретает использование методов термодинамического моделирования (CALPHAD), реализованных в программной среде типа JMatPro. Они позволяют с высокой точностью прогнозировать фазовый состав и, что особенно важно, эволюцию механических свойств стали в зависимости от температурно-временных параметров охлаждения.

Особый интерес представляет поведение материала не только после остывания, но и непосредственно в процессе фазовых превращений — в интервале температур 250–550 °C, где происходят наиболее значимые изменения кристаллической решетки и упругопластических характеристик.

Целью данной работы является исследование влияния температурного фактора на кинетику фазовых превращений и формирование механических свойств (твердости, пределов текучести и прочности, модуля упругости) стали 34ХН3МА с использованием численного моделирования в среде JMatPro.

Методика исследования. Моделирование испытания Джомини проводилось в программном комплексе JMatPro, который реализует термодинамическую и кинетическую модели превращений в сталях [1]. Для исследования использовалась среднеуглеродистая сталь, основной состав которой приведен в таблице 1.

Таблица 1.

Химический состав стали 34ХНМА, мас. %

При расчете прокаливаемости и фазовых превращений по методу Джомини соответствующим стандарту ASTM Jominy (водяное охлаждение торца образца) были заданы условия охлаждения в программной среде JMatPro и точка начала выбрано Ас₃ (860 °C).

Результаты и обсуждение

На основе расчётов была построена зависимость долей фаз от расстояния до закалённого торца (0–10 см), что продемонстрированно на рисунке 1 по оси Х, а по оси Y отложены фазовые доли.

1) аустенита; 2) мартенсита; 3) бейнита; 4) перлита

Рисунок 1. Расчет прокаливаемости стали 34ХН3МА и фазовых превращений по методу Джомини

Данный расчет выполнен при размере аустенитного зерна 9 ASTM и заданному химическому составу рассматриваемой среднеуглеродистой стали 34ХН3МА, что привело к распределенным фазам.

Дополнительно было проведено моделирование изменения механических свойств стали 34ХН3МА в процессе непрерывного охлаждения со скоростью 1 °С/с, что характерно для сердцевины крупных поковок или нормализации (Рисунки 2–5). Размер зерна был задан равным 9 баллам по ASTM.

Анализ фазовых превращений продемонстрирован на рисунке 2.

Рисунок 2. График фазовых превращений для стали 34ХН3МА

Данный график показывает, что при заданной скорости охлаждения (1℃/сек)  распад аустенита начинается при температуре около 500 °C. В интервале 400-550 °C формируется преимущественно феррито-бейнитная структура. Это отличает данный режим от закалки, где образуется мартенсит.

Механические свойства в интервале фазового перехода (400–550 °C) наблюдается резкое изменение свойств, что продемонстрированно на рисунках 3-5.

Рисунок 3. Твердость стали 34ХН3МА при термической обработке

Твердость по проведенному расчету возрастает с падением температуры, стабилизируясь на уровне 35–37 HRC после завершения превращения. Это подтверждает, что при умеренных скоростях охлаждения сталь 34ХН3МА сохраняет достаточную конструкционную прочность.

На рисунке 4 представлены изменения при моделировании процесса механических свойств таких как предел прочности и текучести во время термической обработки стали 34ХН3МА.

Рисунок 4. Изменение прочностных характеристик стали 34ХН3МА в зависимости от температуры охлаждения: а) предел прочности; б) предел текучести.

Приведенное моделирование на рисунке 4, демонстрируют интенсивный рост предела прочности и текучести при переходе через точку 400 °C при охлаждении. Предел прочности достигает значений порядка 800 МПа, а предел текучести ниже этой точки достигает 600 МПа.

В свою очередь необходимо представить нелинейное изменение модуля Юнга (рис.5), где демонстрирует в зоне 400-450 °C. Это связано с упругими искажениями кристаллической решетки при формировании бейнита.

Рисунок 5. Изменение модуля Юнга стали 34ХН3МА в интервале температур фазовых превращений

Моделирование подтверждает, что даже при замедленном охлаждении образование бейнита вместо мартенсита сталь демонстрирует высокий комплекс механических свойств, что важно для предотвращения трещин при термообработке массивных деталей.

Комплексный анализ фазового состава стали 34ХН3МА в процессе непрерывного охлаждения и расчет кривой прокаливаемости позволили установить закономерности формирования микроструктуры по сечению детали. На основании полученных термокинетических диаграмм и распределения фаз (рис. 1 и рис. 2) была проведена количественная и качественная оценка структурных составляющих, определяющих итоговый уровень механических свойств.

На основе анализа термокинетической диаграммы (рис. 2) установлено, что при заданных скоростях охлаждения распад переохлажденного аустенита с формированием ферритно-перлитной смеси начинается при температуре 500 °C. Полная аустенитизация при нагреве фиксируется при 800 °C ( ). В зоне интенсивного охлаждения (0–1 см от торца) остаточный аустенит практически отсутствует (рис. 1), что обусловлено полнотой протекания бездиффузионного превращения. По мере удаления от торца (до 10 см) его доля возрастает до 5–8 %, что свидетельствует о снижении скорости охлаждения и стабилизации аустенита.

Несмотря на то, что на диаграмме превращения (рис. 2) область мартенсита не является доминирующей, расчет прокаливаемости (рис. 1) подтверждает интенсивное мартенситообразование в поверхностных слоях. Доля мартенсита близка к 100% на глубине до 2 см, после чего наблюдается спад, и на расстоянии более 5 см мартенсит практически не фиксируется. Такое поведение характерно для высоколегированных сталей с глубокой прокаливаемостью.

Зарождение бейнитной фазы (рис. 1) начинается на расстоянии 3 см от торца и достигает максимума в интервале 8–10 см, где бейнит становится превалирующей структурой, вытесняя перлит. Согласно рис. 2, наиболее интенсивная фазовая перестройка с образованием бейнита протекает в температурном интервале 440–350 °C. Превалирование бейнитной составляющей в структуре обеспечивает рациональное сочетание твердости и ударной вязкости, что критически важно для тяжелонагруженных деталей (вал-шестерни).

В зоне до 4 см от торца перлитная фаза практически отсутствует. Ее содержание начинает расти на участках с меньшей скоростью охлаждения, достигая 20–30% на удалении 10 см. Содержание избыточного феррита остается минимальным на всех участках, что объясняется ингибирующим влиянием легирующих элементов (Ni, Cr, Mo) на диффузионный распад аустенита.

Анализ прокаливаемости подтверждает высокую технологичность стали 34ХН3МА:

• Устойчивое формирование мартенсита на глубину свыше 3–4 см гарантирует высокую несущую способность поверхностных слоев.
• Широкая бейнитная область свидетельствует о стабильности свойств при умеренных скоростях охлаждения, характерных для никельсодержащих сталей.
• Узкий интервал перлитного превращения способствует сохранению эффекта закалочного упрочнения даже в сердцевине массивных заготовок.

Результаты моделирования в среде JMatPro демонстрируют высокую сходимость с известными литературными данными для сталей системы Ni–Cr–Mo легирования [4–7].

Заключение

Моделирование испытания Джомини в JMatPro позволило детально проследить изменение фазового состава среднеуглеродистой стали по длине образца. Установлено, что сталь обладает высокой прокаливаемостью, обеспечивая формирование мартенсита в зоне интенсивного охлаждения и плавный переход к бейнитно-перлитной структуре при снижении скорости охлаждения. Полученные данные подтверждают возможность использования программного испытания Джомини как инструмента для прогнозирования структуры и свойств сталей при реальной термообработке.

Список литературы:

1. Saunders N., Guo Z., Li X., Miodownik A.P., Schillé J.-P. Using JMatPro to model materials properties and behavior. JOM, 2004.
2. Sundman B. et al. OpenCalphad – a free thermodynamic software. IMMI, 2015.
3. Bhadeshia H.K.D.H., Honeycombe R. Steels: Microstructure and Properties, 4th ed., 2017.
4. ASM Handbook, Vol. 4A: Steel Heat Treating Fundamentals. ASM International, 2013.
5. Caballero F.G., Mateo C.G. Bainite and martensite formation modeling. Mater. Sci. Technol., 2002.
6. И. П. Егамбердиев, Н. Н. Ҳамроев, Х. Х. Ашуров, М. Ф. Саибов. Fe-Cr-C қотишмаларида хром миқдориning кристалланиш жараёни, фазавий ташкил этувчилар морфологияси ва абразив ейилишга таъсири. Илм-фан ва инновацион ривожланиш. — 2025. — Т. 8, № 1. — С. 38–48.
7. S. V. Fedorov, H. I. Akhmedov, D. T. Isaev, M. F. Saibov. Synthesis of refractory phases during surface micro-alloying with the use of a wide-aperture electron beam. Стратегия современного научно-технологического развития России: Проблемы и перспективы: материалы Международной научно-практической конференции. — 2021.