VLIV DEFORMACE NA ROZPAD AUSTENITU OCELI 0,5 C-1 CR-0,8 MN-0,3 SI INFLUENCE OF DEFORMATION ON AUSTENITE DECOMPOSITION OF STEEL 0.5C-1CR-0.8MN-0.3SI Dagmar Jandová, Lenka Vadovicová Západoceská univerzita v Plzni, Katedra materiálu a strojírenské metalurgie, Univerzitní 8, 306 14Plzen, CR, jandova@kmm.zcu.cz Abstrakt Ocel 0.5C-1Cr-0.8Mn-0.3Si byla zpracována na simulátoru tepelne deformacních cyklu ruznými režimy zahrnujícími austenitizaci pri 950 C, tlakovou deformaci pri 950 C nebo 650 C a izotermickou výdrž na teplotách 450 C, 400 C nebo 350 C. Výsledná mikrostruktura byla studována pomocí svetelné a elektronové mikroskopie. ylo prokázáno, že deformace v austenitické oblasti urychluje feritickou a perlitickou transformaci. Vliv deformace na bainitickou reakci se mení v závislosti na teplote deformace a teplote izotermické výdrže. Probíhá-li rozpad austenitu pri 400 C a 450 C, pak vysokoteplotní deformace urychluje bainitickou transformaci, rozpad pri 350 C je naopak zpoždován. Jestliže se deformace austenitu uskutecnuje pri nižších teplotách, je výsledná struktura po izotermické výdrži na všech použitých teplotách tvorena smesí perlitu, feritu a bainitu; bainitická transformace je deformací urychlena. Po intenzivní plastické deformaci ve stredových oblastech vzorku se tvorí acikulární ferit témer prostý karbidu s perlitickým sítovím po hranicích puvodních austenitických zrn. Abstract The steel 0.5C-1Cr-0.8Mn-0.3Si was processed using the thermo-mechanical cycling simulator. Different methods of thermo-mechanical processing were applied including austenitization at 950 C, compression deformation at 950 C or 650 C and isothermal dwell at 450 C, 400 C or 350 C. Final microstructures were investigated using light and electron microscopy. It was demonstrated that straining the austenite accelerated the ferrite and pearlite transformations. The influence on bainite reactions depends on a temperature of austenite deformation and isothermal dwell in the bainite region. Hot deformation slightly accelerates bainitic transformation at 400 C and 450 C and retardes this reaction at 350 C. Warm deformation resultes in mixture structures containing pearlite, ferrite and bainite; bainitic reaction is accelerated. Acicular ferrite without carbides and with a network of small pearlitic nodules along the former austenite grain boundaries is formed in heavy deformed central parts of specimens. 1. ÚVOD V soucasné dobe se zacíná rozširovat použití numerických simulací pri vývoji nových strojírenských technologií za úcelem urychlení vývoje a omezení praktického zkoušení navržených zpusobu výroby. Pritom vyvstává naléhavá potreba znalosti mikrostrukturních procesu probíhajících v materiálu behem jeho zpracování, nebot zásadním zpusobem ovlivnují finální vlastnosti výrobku. 1
Pri simulacích tvárení oceli se používají jako vstupní parametry materiálu napetove deformacní charakteristiky, hustota, tepelná vodivost a roztažnost a další fyzikální veliciny, které závisejí na fázovém složení. U nízko a stredne legovaných ocelí se do simulací tepelného zpracování zadávají též ARA diagramy, které popisují rozpad austenitu v závislosti na rychlosti ochlazování. V prípade tepelne mechanického zpracování nevstupují ARA diagramy prímo do výpoctu, slouží pouze k posouzení možných fázovém premen na základe casového prubehu teplotních polí v objemu soucásti. Pri simulacích tvárení to prakticky znamená, že podle ARA diagramu je obvykle technologie upravována tak, aby deformace probíhala pouze v oblasti austenitu. Je-li však austenit pred rozpadem deformován, mohou být krivky pocátku fázových transformací v porovnání s bezdeformacním ARA diagramem výrazne posunuty [1]. V rade pracích bylo prokázáno, že transformace plasticky deformovaného austenitu na ferit nebo perlit probíhá rychleji než u austenitu bez predcházející deformace [2]. Efekt urychlení se projevuje zejména na pocátku techto transformací, pri nízkém podchlazení a zvetšuje se s rostoucí deformací [3]. Prítomnost velkého množství mrížových poruch zvyšuje difúzi všech atomu v tuhém roztoku a vede k rychlejší nukleaci i rustu zárodku nové fáze. Pri vetším podchlazení se tvorí Widmanstättenuv ferit strihovou transformací, jež je v deformovaném austenitu naopak zpoždena [4]. Hustota potenciálních nukleacních center je sice relativne vysoká, ale pohyb fázového rozhraní nutného pro rust zárodku nové fáze je natolik bržden dislokacním lesem, že se výsledný podíl feritických jehlic snižuje. Pri velmi intenzivní plastické deformaci kompenzuje vysoká hustota nukleacních center zpomalený rust zárodku a výsledný podíl feritu je pak zhruba stejný jako v pri rozpadu bez deformace; ferit je však výrazne jemnejší. Podobný efekt má plastická deformace austenitu též na martenzitickou premenu. Hustá dislokacní sít vznikající pri silné deformaci austenitu brzdí postup fázového rozhraní a navzdory velkému poctu zárodku bývá podíl nové fáze menší než v prípade transformace z nedeformovaného austenitu [5,6]. Nakupené mrížové poruchy iniciují tvorbu martenzitu a ten se pak zacíná tvorit pri vyšších teplotách než odpovídá obvyklé teplote M s. Martenzit navíc dedí z matecné fáze dislokace, které zvyšují príspevek k deformacnímu zpevnení Složitejší situace nastává pri bainitické transformaci, pri níž se uskutecnuje premena austenitu na ferit strihovým mechanismem a je doprovázena precipitací karbidu. Precipitace je rízena difúzí uhlíku, pohyb atomu v substitucních polohách je zanedbatelný. Studium vlivu deformace austenitu na bainitickou premenu u ruzných ocelí nevede k jednoznacným záverum. Výsledky se liší v závislosti na chemickém složení oceli, na stupni deformace a zpusobu ochlazování. U izotermického rozpadu bylo zjišteno, že deformace austenitu za vysoké teploty (hot deformation) transformaci v horní cásti bainitické oblasti urychluje a v dolní cásti naopak zpožduje [2,3,7]. Pri kontinuálním ochlazováním pak nastává bainitická transformace pri vyšších teplotách. Teplota s se zvyšuje až o 100 C [8]. Po deformaci austenitu za nižších teplot (warm deformation) se zkracuje inkubacní doba pro vznik zárodku, které se nejdríve tvorí vdeformacních pásech jako úzké feritické cástice lemované karbidy. V místech s nižší deformací se tvorí pozdeji bainit obvyklé morfologie. Jestliže deformace probíhá i behem fázové transformace, pak je bainitická premena výrazne urychlena [2]. V deformovaném austenitu se tedy pri bainitické transformaci projevují dve protichudné tendence: zrychluje se tvorba zárodku nové fáze a zpožduje se jejich rust strihovým mechanismem. Navíc muže být rychlost rustu zárodku ovlivnena deformacne indukovanou precipitací karbidu; karbidy mohou pusobit jako prekážky pohybu fázového rozhraní. Záleží predevším na stupni deformace a na chemickém složení oceli, která z techto tendencí prevládne. ylo pozorováno, že od urcité kritické deformace austenitu se již celkové zpoždení bainitické transformace neprojevuje [8]. 2
Vzhledem k tomu, že nebyl dosud vytvoren model, který umožnuje kvantitativní popis procesu probíhající pri transformaci deformovaného austenitu, lze u konkrétní oceli jen zteží predvídat, jak bude kinetika rozpadu austenitu deformací ovlivnena, a to zejména probíhá-li rozpad v bainitické oblasti [7,9]. 2. EXPERIMENT S ohledem na praktické využití výsledku byla pro studium rozpadu austenitu zvolena ocel CSN 41 5260, která se používá pro výrobu vysoce namáhaných strojních soucástí.. Požadovaným strukturním stavem je obvykle martenzitická a bainitická struktura. Z oceli o chemickém složení uvedeném tabulce 2.1. byly vyrobeny vzorky (obr. 2.1) pro tepelné (TZ) nebo tepelne mechanické zpracování (TMZ) na simulátoru tepelne-deformacních cyklu SMITWELD TTU 2002. Teplota vzorku je u tohoto zarízení merena pomocí termoclánku pripájeného k povrchu vzorku v jeho stredové cásti, teplotní prubeh a deformace vzorku je rízena pocítacem. Vzorky byly zpracovány režimy zahrnujícími austenitizaci pri 950 C po dobu 900 s, deformaci tlakem na 64% celkové deformace pri teplotách 950 C nebo 650 C, ochlazení na teploty 450 C, 400 C nebo 350 C s výdrží 20 s nebo 70 s a ochlazení vodou na pokojovou teplotu (obr. 2.2). Tabulka 2.1. Chemické složení oceli (hm.%). Table 2.1. Chemical composition of the steel used (wt. %). C V Cr Mn Ni Si P S 0,50 0,12 0,99 0,77 0,016 0,27 0,009 0,003 Obr. 2.1. Zkušební vzorek pro zpracování na simulátoru Smitweld. Fig. 2.1. Specimen for processing in the Smitweld simulator Po TZ nebo TMZ byly zhotoveny metalografické výbrusy v prícném rezu stredem vzorku. Mikrostruktura byla vyvolána leptáním v 3 % roztoku Nitalu a pozorována ve svetelném (SM) Soucástí metalografického rozboru bylo merení mikrotvrdosti a kvantitativní hodnocení jednotlivých strukturních soucástí pomocí programu obrazové analýzy Lucia, verze 4.6. Z metalografických výbrusu byly sejmuty uhlíkové extrakcní repliky pro pozorování v transmisním elektronovém mikroskopu Tesla S 540 (TEM). 3
3. VÝSLEDKY teplota teplota teplota Série A 950 C, 900 s Série 950 C, 900 s Série C 950 C, 900 s Obr. 2.2. Schémata tepelného a tepelne mechanického zpracování. cas cas cas 450 C 400 C 350 C 450 C 400 C 350 C 450 C 400 C 350 C 20 s, 70 s 650 C 20 s, 70 s 20 s, 70 s Fig. 2.2. Scheme of heat treatment and thermomechanical processing. Mikrostruktura tepelne zpracovaných vzorku série A je tvorena smesnou strukturou martenzitu a bainitu (obr. 2.3). Pri teplote 450 C se tvoril pouze horní bainit, pri 350 C dolní bainit a pri 400 C vznikala smes obou typických morfologií bainitu. Stejný charakter struktury byl pozorován u vzorku série po TMZ s deformací pri 950 C. Mikrostruktura byla však výrazne jemnejší. U vzorku série C, tzn. po TMZ s deformací pri 650 C, byl vedle martenzitu a bainitu pozorován též perlit. Na hranicích puvodních?-zrn byly ve svetelném mikroskopu zretelné retízky perlitických nodulí, interiéry zrn se rozpadaly bainitickou a martenzitickou transformací (obr. 2.4a). Výše popsaná struktura se u konkrétních vzorku nacházela prakticky na celé ploše výbrusu s výjimkou stredové hure leptatelné oblasti o ploše zhruba 0,2 mm 2. V této lokalite, odpovídající pri zatížení tlakem nejvyššímu stupni deformace, se po rozpadu austenitu vytvorila jemná jehlicovitá (acikulární) struktura s perlitickým sítovým po hranicích puvodních? zrn, která byla podle vzhledu ve svetelném mikroskopu a podle mikrotvrdosti považována martenzit. Podle výsledku rtg. difrakcní fázová analýzy v rag rentanove semifokusacním usporádání se však v techto místech martenzit nevyskytuje. Difrakcní linie prísluší pouze feritu [10]. Hodnoty mikrotvrdosti jsou zde prekvapive vysoké v prumeru 4
622 HV0,03. Mikrotvrdost v martenzitických oblastech (potvrzených i rtg. difrakcí) dosahovala zhruba 750 HV0,03. Na replikách zhotovených ze stredových oblastí výbrusu byly pozorovány zejména podél hranic puvodních austenitických zrn úzké feritické pásy s cetnými globulitickými cásticemi, kolem nichž se nacházely vejírovité útvary jemného lamelárního perlitu (obr. 2.4c). Z metalografických výbrusu byly vyhodnoceny plošné podíly tmavých strukturních složek zahrnujících bainit a perlit. Výsledky jsou zrejmé zgrafu na obr. 2.5. Kvantitativní hodnocení bylo provedeno z peti snímku u každého vzorku s vyloucením výše popsané stredové oblasti s odlišnou mikrostrukturou. a 100? m b 2? m Obr. 2.3. ainiticko-martenzitická struktura vzorku po tepelném zpracování s izotermickou výdrží 70 s pri 400 C: (a) metalografický výbrus -SM, (b) replika -TEM. Fig. 2.3. ainitic-martensitic structure of specimen after heat treatment with an isothermal dwell of 70 s: (a) metallograpfic sample light microscopy (LM), (b) replica transmission electron microscopy (TEM). 4. DISKUSE Z uvedeného mikrostrukturního rozboru je zrejmé, že plastická deformace austenitu pred jeho rozpadem výrazne ovlivnuje prubeh fázových transformací. Jestliže se deformace uskutecnuje pri teplotách, kdy dochází k rekrystalizaci austenitu, probíhají pak následné fázové premeny v jemnozrnné strukture s velkým podílem hranic zrn. Na hranicích jsou energeticky výhodné podmínky pro nukleaci nové fáze. Hranice zrn navíc tvorí neprostupnou prekážku pro šírící se fázové rozhraní a omezuje rust nové fáze. V dusledku toho je výsledná bainiticko-martenzitická struktura jemnejší. V oblasti tvorby horního bainitu bylo pozorováno urychlení transformace ve srovnání s rozpadem nedeformovaného austenitu, v oblasti dolního bainitu naopak zpomalení. Jestliže teplota pri daném stupni deformace nedosahuje príslušné rekrystalizacní teploty, pak je pred zacátkem fázových transformací v austenitu prítomno velké množství mrížových poruch. Podél dislokací se tvorí kanály rychlé difúze, což se projevuje v urychlení difúzních premen. Výrazne se zkracují inkubacním doby pro vznik zárodku feritu a perlitu. V našem experimentu vznikal z austenitu deformovaného pri 650 C perlit, popr. i alotriomorfní ferit dríve, než došlo k ochlazení na teplotu izotermické výdrže. Jeho plošný podíl u všech vzorku série C predstavoval zhruba 10%. U bainitické transformace bylo zrejmé urychlení fázové premeny pri všech trech teplotách izotermické výdrže. 5
Na prubehu fázových premen se projevil též vliv nerovnomerného rozložení deformace, které se obvykle vyskytuje pri deformaci v tlaku. Ve stredech vzorku, kde je stupen deformace nejvyšší, vznikala po hranicích puvodních austenitických zrn nebo v deformacních pásech úzká feritická zrna s hrubými karbidy obklopená perlitickými nodulemi. Z okolního tuhého roztoku bylo behem perlitické premeny odcerpáno znacné množství uhlíku a zbývající austenitická matrice transformovala na jemnou feritickou strukturu s Widmanstättenovou morfologií bez pozorovatelných karbidických cástic. Ke zpevnení této struktury projevující se neobvykle vysokou mikrotvrdostí prispívá krome velkého poctu hranic zrn pravdepodobne i velká hustota dislokací, kterou ferit dedí po silne deformovaném austenitu. a 100? m b 50? m c 2? m Obr. 2.4. Martenziticko-bainitickoperlitická struktura vzorku po TMZ s deformací pri 650 C a izotermickou výdrží 70 s pri 350 C: (a) typická struktura, (b) méne leptatelný stred vzorku SM, (c) méne leptatelný stred vzorku TEM. Fig. 2.4. Martensitic-bainitic-pearlitic structure of specimen after TMP with compression deformation at 650 C and an isothermal dwell of 70 s at 350 C: (a) a typical structure, (b) the central part of specimen LM, (c) the central part of specimen TEM. 6
plošný podíl [%] 80 70 60 50 40 30 20 10 0 450 C +P 0 20 40 60 80 izotermická výdrž [s] 400 C 70 plošný podíl [%] 60 50 40 30 20 10 +P 0 0 20 40 60 80 izotermická výdrž [s] 350 C plošný podíl [%] 50 45 40 35 +P 30 25 20 15 10 5 0 0 20 40 60 80 izotermická výdrž [s] Rada1 bez deformace Rada2 deformace pri 950 C Rada3 deformace pri 650 C Obr. 2.5. Plošné podíly bainitu a perlitu po ruzných zpusobech TZ nebo TMZ s izotermickou výdrží na teplotách 450 C, 400 C a 350 C. Fig. 2.5. Area fraction of bainite and pearlite after different methods of heat treatment or thermo-mechanical processing with isothermal dwell at 450 C, 400 C a 350 C. 7
5. ZÁVER Výsledky studia vlivu deformace na rozpad austenitu nízkolegované oceli lze shrnout do následujících bodu: 1) Deformace austenitu vede ke zjemnení mikrostruktury. 2) Deformace austenitu za vysoké teploty (950 C) urychluje bainitickou transformaci v oblasti horního bainitu a zpomaluje premenu na dolní bainit. Vliv na feritickou a perlitickou premenu nebyl zaznamenán. 3) Deformace austenitu za nižších teplot (650 C) zpusobuje výrazné urychlení perlitické i bainitické transformace a tvorbu bainitu se specifickou morfologií. 4) Intenzivní plastická deformace ve stredových oblastech vzorku deformovaných v tlaku vytvárí v austenitu kanály rychlé difuze, které umožnují perlitickou premenu za relativne nízkých teplot. Místo ocekávané bainiticko martenzitické struktury se tvorí smesná struktura perlitu a jemných feritických jehlic bez karbidických cástic. Predložený príspevek vznikl na základe rešení výzkumného zámeru MSM 232100006 na Fakulte strojní Západoceské univerzity v Plzni. LITERATURA [1] JANDOVÁ, D. et al. The Influence of Thermo-Mechanical Processing on the Microstructure of Steel 20MoCrS4. Mater. Sci. Engn., 2003, Vol. A349, pp.36 47. [2] CHRÁSKA, P., FREIWILLIG, R., DUSKÝ, J. ainitická transformace v ocelích. Academia Praha, 1981. [3] MCQUEEN, H.J., KONOPLEVA, E. V. Influence of Thermal-Mechanical Pre- Treatments on Transformations of Austenite. In proc. International symposium on Steels for fabricated Structures, Cincinneti, pub. ASM International, 1999, pp.172 179. [4] SHIPWAY, P. H.,HADESHIA, H. K. D. H. The mechanical stabilisation of Widmanstätten ferrite. Mater. Sci. Engn. 1997, Vol. A223, pp.179 185. [5] RADHAVAN, V. in Olson G.. and Owen, V. S. (eds.), Martensite, a tribute to Morris Cohen, ASM International, Materials Park, 1992, pp.197-226. [6] TSUZAKI, K., KODAI, A., MAKI, T. Formation mechanism of bainitic ferrite in an Fe-2 pct Si-0.6 pct C alloy. Metall. Mater. Trans., 1994, Vol. 25A, pp.2009 2016. [7] HADESHIA, H. K. D. H. ainite in steels. The University Press, Cambridge, 2001. [8] SHIPWAY, P. H.,HADESHIA, H. K. D. H. Mechanical stabilisation of bainite. Mater. Sci. Technol, 1995, Vol. 11, pp. 1116 1128. [9] HADESHIA, H. K. D. H. The bainite transformation: unresolved issues. Mater. Sci. Engn., 1999, Vol. A273-275, pp.58 66. [10] FIALA, J., ústní sdelení, NTC, Západoceská univerzita v Plzni. 8