Betingelser for forekomsten af akikulær ferritomdannelse i HSLA-stål

Mekanisme for omdannelse af akikulær ferrit

Mekanismen for omdannelse af AF er stadig kontroversiel. Af forskellige forskere blev den foreslået som svarende til forskellige almindelige mikrostrukturer i stål, herunder granulær bainit (GB) , kvasi-polygonal ferrit (QF) , Widmanstätten ferrit (WF) og bainitisk ferrit (BF) . Forskningen har forskelligt set på en blanding af disse mikrostrukturer som AF.

Det er imidlertid vores opfattelse, at AF bør klassificeres som en type bainitisk omdannelsesprodukt. Denne bedømmelse understøttes af mange karakteristika, der er forbundet med AF-transformation og mikrostruktur. For eksempel sker der i en isotermisk holdeprøve , en overgang fra BF til AF, hvilket betyder, at AF- og BF-transformationer kan foregå under de samme termodynamiske betingelser. Når AF-transformationen er næsten afsluttet efter langvarig isotermisk holdbarhed ved 600 °C, var den endelige volumenandel af AF kun 51 %, hvilket svarer godt til det ufuldstændige transformationsfænomen i forbindelse med bainitisk transformation . Hvad angår mikrostrukturkarakteristika, tyder manglen på grænser med disorienteringsvinkler mellem 21° og 47° i AF-mikrostrukturerne på, at AF har et nær Kurdjumov-Sachs (K-S)-orienteringsforhold til den oprindelige austenit, hvilket betyder, at AF-transformationen er fortrængning. Desuden blev det i mange TEM-observationer konstateret, at AF-laths indeholder en højere tæthed af dislokationer end dem, der er forbundet med rekonstruktive transformationsprodukter , og AF-mikrostrukturen består af flere parallelle underenheder med en størrelse på mindre end 1 μm, der ligner bainitisk ferrits sheaf-morfologi . Sammenfattende viser AF lignende transformationsadfærd og mikrostrukturkarakteristika som bainit; derfor er det rimeligt at sige, at AF-transformationsmekanismen faktisk er bainitisk, hvilket mange andre forskere også er enige i .

Overgang fra BF til AF

Og selv om AF-transformationsmekanismen er bainitisk, har AF en helt anden morfologi sammenlignet med BF’s. Dannelsen af AF kan forklares ved eksistensen af intragranulære kimdannelsessteder, der er indført ved deformation af austenitten.

Kernedannelsesprocessen af bainit relaterer sig til den spontane dissociation af specifikke dislokationer i moderaustenitten , hvilket oprindeligt blev foreslået for martensite-kernedannelse af Olson og Cohen . Under kernedannelsen dissocieres eksisterende dislokationer i de tættest pakkede planer og danner grupper af stabelfejl, og disse stabelfejlgrupper bliver ustabile og undergår en spontan transformation under afkøling. De involverede dislokationer er glissile, således at denne mekanisme ikke kræver diffusion af gitteratomer, hvilket svarer godt til den lave omdannelsestemperatur for bainit og martensite, hvor termisk aktivering er en mangelvare . På trods af den ensartede kimdannelsesmekanisme mellem martensite og bainit er der behov for kulstoffordeling under bainit-kernedannelsen for at sikre en reduktion af den frie energi på grund af bainits højere omdannelsestemperatur .

Det er almindeligt accepteret, at martensite let danner kimdannelse ved tæt stablede dislokationsmønstre, og det blev foreslået, at dette kimdannelsesstedets styrke bestemmes af dislokationsmængden i mønstret, og at kimen kræver en kritisk mængde dislokationer indeni for at være tilstrækkelig potent. Ud over austenitkorngrænserne, hvor der er plads til tæt stablede dislokationsmønstre, kan intragranulære dislokationsmønstre, der er indført ved austenitdeformation, derfor også fungere som kernedannelsessteder for martensitisk omdannelse. Desuden kan spændingsfeltet i en martensitisk lathed interagere med spændingsfeltet i det intragranulære nukleeringssted, et stærkt deformeret område, således at den frie energibarriere for nukleeringen kan falde . Mere overbevisende blev det konstateret, at martensitblokke udviklede sig fra subkorngrænser, der blev introduceret af austenitdeformation ved hjælp af in situ laserscanningskonfokal mikroskopiteknik .

Da AF-transformationsmekanismen er bainitisk, bør AF-kernedannelsen ligne den af martensit med det yderligere krav om kulstoffordeling som illustreret ovenfor. Det er rimeligt at antage, at tæt stablede dislokationsarrays, der er indført intragranulært ved austenitdeformation, kan fungere som kimdannelsessteder for AF. Faktisk har man fundet AF-kernedannelse ved forskellige deformationsunderstrukturer, såsom deformationsbånd og dislokationscellevægge . På trods af en bred vifte af kølehastigheder, der er anvendt (5-50 °C s-1) i denne undersøgelse, blev der derfor for udeformerede prøver (strain2 = 0) eller svagt deformerede (strain2 = 0,1) primært dannet kimdannelser på PAGB’er, hvor der kan rummes tæt stablede dislokationsmønstre, og disse kimdannelser udviklede sig til sidst til BF-pakker med en parallel morfologi, som vist i Figs. 3 og 4a, b. På den anden side, når austenitten er stærkt deformeret, blev der indført en høj tæthed af dislokationer i austenitkornene, og disse dislokationer fungerede som intragranulære nukleeringssteder, hvilket førte til intragranulært nukleerede laths, som til sidst udviklede sig til de dominerende AF-mikrostrukturer, som vist i fig. 4c, d og 5a-c. Da strain2 øgedes fra 0 til 0,5, skete der derfor en overgang fra BF til AF, Fig. 4, hvilket fremhæver det faktum, at austenitdeformation er nødvendig for AF-transformationen i HSLA-stål.

AF-laths, der kerneopbygges intragranulært ved deformationssubstrukturer, udvikler sig ikke til en parallel morfologi i stor skala, fordi udviklingen af en parallel morfologi kvæles af impingement mellem tilstødende AF-laths med kerneopbygning. Faktisk danner flere tilstødende parallelle AF-laths en pakke i lille skala, og forskellige pakker har forskellige forlængelsesretninger . AF-pakker vil støde på andre pakker, der er dannet på nærliggende nukleeringssteder, hvilket forhindrer dannelsen af en generel parallel morfologi og medfører den uregelmæssige morfologi af AF .

Overgangen fra grænsekernedannet BF til intragranulært kernedannet AF fører til en forøgelse af HAGB-tætheden, fig. 8, og en reduktion af den effektive kornstørrelse, fig. 10a. Under bainitomdannelsen sker der en stærk variantudvælgelse, og under relativt langsomme afkølingshastigheder eller høje omdannelsestemperaturer favoriserer variantudvælgelsen hovedsagelig variantpar med lave disorienteringsvinkler mellem dem , hvilket resulterer i den lave HAGB-tæthed, fig. 8e-f, og stor effektiv kornstørrelse, fig. 10a. For AF-dominante mikrostrukturer øger austenitdeformationen imidlertid de intragranulære kernedannelsessteder, og derfor dannes der flere laths direkte på intragranulære kernedannelsessteder i stedet for sympatisk kernedannelse i form af variantpar. Dannelsen af disse intragranulært nukleerede AF-laths kan svække variantudvælgelsesmekanismen , og der kan således dannes flere typer af varianter og dermed grænser i hvert austenitkorn. Følgelig kan der ved at øge fraktionen af intragranulært nukleerede AF ved austenitdeformation opnås højere tæthed af HAGB’er og mindre effektiv kornstørrelse.

Omdannelse fra AF til BF

Men hvis betingelsen om at indføre intragranulære nukleeringssteder opfyldes, sker AF-omdannelsen ikke nødvendigvis, som vist i fig. 7f med en afkølingshastighed på 50 °C s-1. For denne prøve var der allerede blevet indført en høj tæthed af intragranulære nukleeringssteder i austenit ved deformation (strain2 = 0,5), men transformationsproduktet består stadig hovedsageligt af en typisk BF-dominant mikrostruktur med en parallel morfologi. Med andre ord er intragranulære kimdannelsessteder ikke i stand til at fremkalde AF-transformationen ved denne høje afkølingshastighed. Derfor må der være en anden betingelse, der er nødvendig for forekomsten af AF-transformation.

For at finde ud af dette bør man være opmærksom på et træk, der er fælles i fig. 7b, c. I disse AF-dominante mikrostrukturer er der nogle korte parallelle BF-laths, der er nukleeret på PAGB’er og strækket ind i austenitkorn, og disse BF-laths optager ikke hele austenitkornet, og resten af austenitkornet udvikler sig til AF. I den BF-dominerende mikrostruktur, fig. 7d, strækker de parallelle BF-strenge sig fra PAGB’erne og udvikler sig over hele austenitkornet eller støder ind i andre BF-strenge. For yderligere at bekræfte disse mikrostrukturelle karakteristika blev der udvalgt to områder fra EBSD-kortene som angivet ved de sorte stiplede blokke i henholdsvis fig. 9f og h. Alle Euler-vinkel-farvede orienteringskort for disse to områder med sorte linjer, der repræsenterer grænserne med desorienteringsvinkler på over 3˚, er vist i henholdsvis fig. 11 og 12. Forskellige moderaustenit (PA)-korn blev adskilt fra hinanden ved omhyggeligt at sammenligne polfigurkarakteristikken for de forskellige dele, og PAGB’er blev fremhævet med hvide streger i disse figurer. Gyldigheden af adskillelsen af disse PA-korn kan bevises ved den gode overensstemmelse mellem {100}-polfigurerne for de målte α-jernorienteringer og de varierende orienteringer for de beregnede PA-orienteringer. Den metode, der er foreslået i forskningen, blev anvendt til at vurdere disse PA-orienteringer efter Kurdjumov-Sachs (K-S)-orienteringsforholdet. Selv om Nishiyama-Wasserman (N-W)-orienteringsforholdet også blev foreslået som orienteringsforhold, blev det konstateret, at BF’er dannes ved at opfylde nær K-S-orienteringsforholdet . Derfor blev K-S-orienteringsforholdet anvendt her.

EBSD-analyse af prøve med strain2 på 0.5 og en afkølingshastighed på 10 °C s-1: a et farvet orienteringskort med alle Euler-vinkler (sorte linjer repræsenterer grænser med desorienteringsvinkler større end 3°, og PAGB’er er vist med hvide stiplede linjer); b {100} polfigurer af de målte ferritorienteringer i hvert moderaustenit (PA)-korn; c {100} polfigurer af de beregnede orienteringer af moderaustenit (PA) og deres transformationsvarianter, henholdsvis

EBSD-analyse af prøve med strain2 på 0.5 og en afkølingshastighed på 50 °C s-1: a et farvet orienteringskort med alle Euler-vinkler (sorte linjer repræsenterer grænser med desorienteringsvinkler større end 3°, og PAGB’er er vist med hvide stiplede linjer); b {100} polfigurer af de målte ferritorienteringer i hvert moderaustenit (PA)-korn; c {100} polfigurer af de beregnede orienteringer af moderaustenit (PA) og deres transformationsvarianter, henholdsvis

I fig. 12a, hvor BF er den dominerende mikrostruktur, dannede parallelle BF-lateller, der danner pakker med ensfarvede pakker, kerne på PAGB’er og udvidede sig over hele kornet eller impedierede med andre BF-pakker. Men i fig. 11a blev parallelle BF-lateller, der dannede kerne på PAGB’er og udvidede sig ind i PA2, kvalt, og den resterende austenit omdannet til uregelmæssigt arrangerede AF-lateller, hvilket svarer meget godt til de karakteristika, der er observeret i fig. 7b, c. Det er interessant at bemærke, at jo mere uregelmæssig den omdannede mikrostruktur er, desto mere udbredelse af α-jernorienteringerne i polfigurerne. Der er nogle mulige årsager til spredningen af α-jernorienteringerne. Under langsomme afkølingshastigheder kan der dannes nogle PF/QF-korn i den endelige mikrostruktur, som ikke nødvendigvis følger K-S-orienteringsforholdet med den moderaustenit, som de vokser ind i. Spredningen af α-jernorienteringer kan også afspejle austenitorienteringsspredningen induceret af deformation og eksistensen af flere typer varianter, der fremmes af intragranulær nukleation.

Baseret på ovenstående mikrostrukturkarakteristika kan der ud over kravet om indførelse af intragranulære nukleationssteder opstilles en anden betingelse for forekomsten af AF-transformationen som nedenstående hypotese. Da austenitkorngrænser er meget potente kimdannelsessteder, kimdannes BF-blokke først på austenitkorngrænserne under afkøling. Hvis disse BF-blokke udvikler sig over hele austenitkornet eller støder sammen med andre BF-blokke, dannes der en BF-dominant mikrostruktur. Hvis disse grænsekernede BF-blokke derimod bliver kvalt for tidligt af visse mekanismer og ikke kan optage hele det oprindelige austenitkorn, sker der AF-omdannelse på intragranulære kimdannelsessteder under den efterfølgende afkølingsproces. Derfor bør undertrykkelse af BF-ledernes forlængelse være et andet krav for forekomsten af AF-transformation.

Den mulige mekanisme, der undertrykker BF-ledernes forlængelse, er også relateret til austenitdeformationen. Displacive transformationer involverer den koordinerede bevægelse af gitteratomer, og en sådan bevægelse af en glissil grænseflade kan undertrykkes, hvis den møder stærke defekter såsom austenitkorngrænser eller deformationsunderstrukturer . Mindre stærke defekter som isolerede dislokationer forsinker også udviklingen af sådanne produktgrænseflader, men kan ofte inkorporeres i transformationsproduktgitteret. Disse mekanismer tyder på, at austenitdeformation kan forsinke eller undertrykke forskydningsgrænsefladerne. Denne forsinkelse af forskydningstransformationer ved plastisk deformation af austenit kaldes mekanisk stabilisering af austenit og er fundet for alle forskydningstransformationer i stål, herunder Widmanstätten-ferrit , martensit og bainit .

Denne mekaniske stabiliseringseffekt kan analyseres ved hjælp af en model, der er opstillet ved at afveje den drivende spænding, som grænsefladerne fremadskrider med den modstandsspænding, der udøves af dislokationer . Modstandsspændingen τ, der udøves af deformationsindførte dislokationer, kan udtrykkes som:

hvor G er forskydningsmodulet, v er Poissons ratio, og ρ er dislokationstætheden . Spændingen τ T, der driver fremrykningen af grænsefladerne, stammer fra den kemiske frie energiforandring ΔG af den forskydningsmæssige omdannelse, τ T = ΦΔG, hvor Φ er en konstant, der antages at være lig med enhed. ΔG varierer med transformationstemperaturerne. Grænsefladernes bevægelse stopper, når den drivende spænding, τ T , er lig med eller lavere end modstandsspændingen, τ. Den drivende spænding kan fås ved at beregne den kemiske frie energiforandring, og på grundlag af denne drivende spænding kan vi få den laveste dislokationstæthed, som er i stand til at undertrykke bevægelsen af grænsefladerne ved forskydningstransformation.

Den kemiske frie energiændring af det testede stål i denne undersøgelse blev beregnet ved hjælp af et termodynamisk beregningsprogram, Thermal-Calc, som har adgang til termodynamiske data (TCFE6-databasen) til beregning af fasestabiliteter og frie energier. Den lagrede energi som følge af formdeformation, der ledsager bainit-transformationen, er ca. 400 J/mol, som efterfølgende blev fratrukket beregningsresultaterne. Værdierne af BF-transformationens drivkraft (efter fradrag af 400 J/mol lagret energi) ved forskellige temperaturer er vist i fig. 13a. Det kan ses, at når temperaturen er lavere end 645 °C, er bainitisk omdannelse termodynamisk mulig for det testede stål.

Variation af a drivkraft for bainitisk ferritomdannelse og b den laveste grænsefladebevægelse, der undertrykker dislokationstæthed med tilsvarende desorienteringsvinkel for austenit som en funktion af omdannelsestemperatur

Baseret på disse drivspændingsresultater, blev de laveste undertrykkelse-effektive dislokationstætheder i austenit beregnet ved hjælp af Eq. (1) med et skubmodul i austenit på 8 × 1010 Pa, Poisson-kvoten 0,27 og Burgers-vektor 2,52 × 10-10 m . Dislokationstætheden i deformeret austenit er imidlertid vanskelig at måle. Derfor blev dislokationstæthederne groft omregnet til grænsedisorienteringsvinkler i henhold til forholdet bρ 1/2 ≈ θ θ, hvor θ er grænsedisorienteringsvinklen.

De laveste undertrykkelseffektive dislokationstætheder og de tilsvarende grænsedisorienteringsvinkler ved forskellige temperaturer er vist i fig. 13b. Når temperaturen stiger, f.eks. fra 460 til 550 °C, stiger den laveste undertrykkelse-effektive grænsedisorienteringsvinkel fra 0,9° til 2,0°. Med hensyn til de praktiske underkorns-desorienteringsvinkler, der dannes under austenitdeformation, blev der i forskning udført PSC-test på en Ni-29,5%Fe-0,01%C-0,02%Mn-modellegering med en indledende kornstørrelse på ~ 50 μm, en deformationstemperatur på 900 °C, en belastningshastighed på 1 s-1 og belastninger på mellem 0,2 og 0,7, hvilket er meget lig de eksperimentelle betingelser i denne undersøgelse. I forskningen blev forholdet mellem den gennemsnitlige desorienteringsvinkel (θ av) og belastning (ε) ved 900 °C beskrevet ved en potenslovlig ligning, θ av = 1,77ε 0,23. Ved anvendelse af dette forhold er den gennemsnitlige underkornsdisorienteringsvinkel 1,5° ved en belastning på 0,5 i denne undersøgelse. Hvad angår fordelingen af desorienteringsvinklerne, er fordelingsfunktionerne for desorienteringsvinklerne, normaliseret ved de gennemsnitlige desorienteringsvinkler, i henhold til skaleringshypotesen de samme og ufølsomme over for materiale- og belastningsvolumen. Baseret på fordelingen skaleret vist i forskning , den højeste desorienteringsvinkel tæthed vises ved ~ 0,7θ av , hvilket svarer til 1,1° med θ av = 1,5°.

Derfor, i denne undersøgelse med strain2 = 0,5, sænker transformationstemperaturen ved at øge afkølingshastigheden, den laveste undertrykkelse-effektive grænse desorienteringsvinkel stigning, Fig. 13b, og muligheden for at BF-transformationsgrænsefladen stoppes af deformationsinducerede underkornsgrænser reduceres, hvilket resulterer i overgangen fra AF til BF med en stigende kølehastighed fra 10 til 50 °C s-1. Med andre ord, med den samme belastning er det transformationstemperaturen, der bestemmer, om deformationsunderstrukturer kan undertrykke BF-latters forlængelse og give plads til udvikling af AF.

Baseret på den mekanisme, der er illustreret ovenfor, kan vi endvidere forestille os, at hvis den deformerede austenit afkøles meget hurtigt fra deformationstemperaturen til stuetemperatur, bør der være meget få AF-latters i mikrostrukturen. Omvendt, hvis den deformerede austenit afkøles meget hurtigt fra deformationstemperaturen, men til en relativt høj temperatur og derefter afkøles langsomt, bør der opnås en AF-dominant mikrostruktur. For at bekræfte disse opfattelser blev der testet yderligere to prøver. Begge gennemgik den samme deformationsprofil med strain2 = 0,5, men den ene blev vandafkølet til stuetemperatur efter deformationen, og den anden blev hurtigt afkølet til 600 °C fra 950 °C ved 100 °C s-1 og derefter langsomt afkølet til 350 °C ved 1 °C s-1 efterfulgt af en vandafkøling til stuetemperatur. De transformerede mikrostrukturer af disse to prøver er vist i fig. 14. Det kan tydeligt ses, at mikrostrukturen for den vandafkølede prøve primært bestod af BF og martensit med en tydelig parallel morfologi, og intragranulært kernedannede AF-laths kan næsten ikke findes. Mens for den anden prøve er den transformerede mikrostruktur AF-dominant med en uregelmæssig opstilling, og dette beviser yderligere, at i stedet for afkølingshastigheder er transformationstemperaturen den kritiske parameter for forekomsten af AF-transformationen.

SEM sekundære elektronmikrografer, der viser de transformerede mikrostrukturer efter forskellige afkølingsprocesser med en strain2 på 0.5: a vandafkølet til stuetemperatur; b afkølet med 100 °C s-1 til 600 °C og derefter langsomt afkølet til 350 °C med 1 °C s-1 efterfulgt af en vandafkøling til stuetemperatur

Det er tydeligt, at under høje afkølingshastigheder eller lave transformationstemperaturer er intragranulære nukleeringssteder ikke i stand til at inducere AF-transformationen, og den transformerede mikrostruktur er BF-dominant. For BF-mikrostrukturer kan austenitdeformation resultere i en stærk variantudvælgelse, at BF-varianter med habitusplaner parallelt med de aktive glideplaner under austenitdeformationen favoriseres . Denne form for variantvalg kan findes i PA2 og PA3 i fig. 12a. Sporene af lattegrænserne på RD-ND-planet er omkring 32° væk fra RD og baseret på Schmid-faktoranalysen for den vigtigste ideelle teksturkomponent af austenit under plan strain kompression , er sporene af aktive glideplaner i RD-ND-planet 19,5°-45° væk fra RD. For deformeret austenit bliver den effektive kornstørrelse derfor stadig større, som vist i fig. 10b, når afkølingshastigheden stiger fra 10 til 50 °C s-1 på grund af den øgede BF-fraktion og den stærke BF-variantudvælgelse som følge af austenitdeformationen, og den effektive kornstørrelse bliver stadig større som vist i fig. 10b.

Nogle karakteristika ved AF-mikrostrukturen kræver også en nærmere forklaring.

1. (1)

   Selv om de BF-latheder, der dannes på PAGB’erne, skal undertrykkes for at give plads til, at AF kan udvikle sig, forekommer der ikke parallelle BF-latheder som vist i fig. 7b, c på hver PAGB. Dette skyldes, at deformationsspændingen ikke er jævnt fordelt inden for hvert austenitkorn. Normalt er belastningen ved austenitkorngrænserne højere end i kornets indre, og tilsvarende vil desorienteringsvinklerne for underkorngrænserne nær austenitkorngrænsen være højere end i kornets indre. Derfor er det mere sandsynligt, at PAGB-nukleerede BF-laths stoppes nær austenitkorngrænserne uden at danne store BF-pakker.

2. (2)

   Selv i AF-dominerende mikrostrukturer er der stadig nogle lange BF-laths på tværs af hele moderkornet af austenit. Dette kan tilskrives de ujævnt fordelte deformationsspændinger mellem forskellige moderaustenitkorn. Forskellene i deformationsinducerede substrukturer mellem austenitkorn med forskellige orienteringer blev rapporteret i forskning.

3. (3)

   Og selv om en forøgelse af transformationstemperaturen vil fremme den mekaniske stabiliseringseffekt af austenitdeformationen og undertrykke BF-laths mere effektivt, vil det maksimale mulige transformationsvolumen af AF og BF blive reduceret med stigningen i transformationstemperaturen og til sidst nå nul ved bainittransformationens starttemperatur i overensstemmelse med det ufuldstændige transformationsfænomen ved bainitisk transformation . Derfor skal den kontinuerlige afkølingshastighed og afkølingsafbrydelsestemperaturen vælges omhyggeligt for at standse forlængelsen af BF-lederne og samtidig opnå en høj volumenbrøkdel af AF-mikrostruktur, og kontinuerlig afkøling er mere egnet end isotermisk fastholdelse til at opnå en høj volumenbrøkdel af AF.

4. (4)

   PF-transformationen skete, før både AF og BF kan forbruge kimdannelsesstederne på PAGB’erne, og endnu vigtigere er det, at de faste opløsningsatomer, der er opdelt fra PF-korn, kan stabilisere deres naboaustenit og forsinke bainit-kernedannelsen . Desuden kan PF-korn, der dannes intragranulært, også undertrykke BF-lathederne. Derfor er dannelsen af PF-korn gavnlig for AF-transformationen. Men eksistensen af PF-korn vil utvivlsomt sænke styrken. På trods af den gavnlige virkning på AF-transformationen er dannelsen af PF-korn ikke en forudsætning for AF-transformation. Ved forskningskøling fra austenitdeformationstemperatur 850 °C til isotermisk fastholdelsestemperatur 500-600 °C med en hastighed på 75 °C s-1 skete AF-omdannelsen stadig uden hjælp fra PF-omdannelse. På samme måde kan det i denne undersøgelse ses af fig. 14, at AF stadig er den dominerende mikrostruktur med en afkølingshastighed på 100 °C s-1 for at reducere interferensen fra PF-transformation. Med andre ord er PF/QF-transformationen ikke en forudsætning for AF-transformationen.