Thermal stability of retained austenite in bainitic steel: an in situ study

Introducere

Oțelurile bainitice fără carburi, în care o parte din microstructură constă într-un amestec de ferită bainitică și austenită reținută îmbogățită în carbon, sunt acum bine stabilite ca unele dintre cele mai sofisticate materiale tehnice. Aplicațiile variază de la aliaje formabile pentru industria automobilelor (Matsumura et al.1987a,b), la fontă ductilă (Rundman & Klug 1982), linii de cale ferată (Yates 1996; Bhadeshia 2007) și blindaje (Caballero & Bhadeshia 2004; Bhadeshia 2005). Există, de asemenea, numeroase variante ale conceptului de bază, care fac obiectul unor cercetări intense atât din punct de vedere fundamental, cât și aplicat (Saha Podder et al. 2007; Stone et al. 2008; Menapace et al. 2009; Sugimoto 2009; Caballero et al. 2010; Yi et al. 2010). Structuri de acest tip, dar la o scară mai fină decât nanotuburile de carbon, pot fi acum produse la scară comercială, așa cum a fost analizat recent (Bhadeshia 2010).

Un rol al austenitei reținute este acela de a spori ductilitatea oțelului (DeCooman 2004; Jacques 2004). Aceasta se transformă sub influența tensiunii și a deformației și, astfel, crește rata de călire suficient de mult pentru a întârzia instabilitățile plastice; deformația de transformare în sine joacă un rol minor în acest proces (Bhadeshia 2002). Stabilitatea mecanică a austenitei este bine înțeleasă și servește ca mecanism de control al proprietăților.

Cu toate acestea, există circumstanțe în care oțelul, după ce este produs cu microstructura dorită, este supus temporar unei temperaturi ridicate de peste 400°C; un exemplu este tratamentul de galvanizare, în care oțelul trece printr-o baie de aliaj topit bogat în zinc. Un alt caz este atunci când arborii motoarelor de avion, care nu sunt supuși unor temperaturi ridicate în timpul serviciului, trebuie să fie încălziți la temperaturi de peste 500°C pentru a aplica acoperiri rezistente la coroziune. Este posibil ca stabilitatea termică a austenitei să nu fie suficientă în aceste cazuri, ceea ce ar duce la descompunerea acesteia într-un amestec termodinamic mai stabil de ferită și cementită. Ținând cont de acest lucru, Saha Podder & Bhadeshia (2010) a investigat cinetica descompunerii austenitei reținute îmbogățite în carbon în funcție de un tratament termic de revenire, folosind o combinație de microscopie și difracție de raze X pe eșantioane răcite la temperatura ambiantă după excursia la temperaturi ridicate. Atunci când amestecul de ferită bainitică și austenită reținută (γr) este încălzit la temperatura de revenire, o parte din austenită suferă o descompunere termică într-un amestec de ferită bainitică (αb) și cementită (θ), dar o parte din restul se poate descompune în martensită (α′) în timpul răcirii la temperatura ambiantă. Rezultă că mărimile măsurate sunt o combinație a două reacții de descompunere, mai degrabă decât doar influența descompunerii termice,

unde cantitatea de austenită este redusă în fiecare etapă a procesului.

Scopul acestei lucrări a fost de a caracteriza separat cele două reacții de descompunere termică și transformarea în martensită în timpul răcirii de la temperatura de revenire, prin utilizarea razelor X de sincrotron de înaltă energie pentru a efectua experimente in situ. Lucrarea face parte din cercetarea fundamentală în cadrul căreia sperăm să creștem stabilitatea termică a oțelurilor nanostructurate în masă (Bhadeshia 2010).

Procedură experimentală

An Fe-0,39C-4,09Ni-2.05Si wt% a fost preparat sub formă de topitură prin inducție în vid de 20 kg din materiale de bază de înaltă puritate; acest material a fost studiat anterior pentru a stabili relația dintre structură și proprietăți pentru amestecuri de ferită bainitică și austenită reținută, cu cea din urmă fază prezentă atât sub formă de blocuri cât și de filme (Bhadeshia & Edmonds 1983a,b). Conținutul de siliciu asigură faptul că cementita nu precipită în timpul formării bainitei. Fracțiile de fază de echilibru, calculate folosind MTDATA și baza de date TCFE asociată (NPL 2006) și presupunând că austenita, ferita și cementita sunt faze permise, sunt prezentate în figura 1a.

Modalitățile de preparare a aliajelor sunt prezentate în lucrarea originală, dar probele cilindrice, cu lungimea de 12 mm și diametrul de 8 mm, au fost pregătite pentru a fi utilizate pe un simulator termomecanic Thermecmaster. Mașina este echipată cu o cameră de mediu care a fost evacuată la 2×10-4 Torr în timpul austenitizării. Proba este încălzită prin inducție, iar răcirea se realizează prin suflare de heliu direct pe suprafața probei. Tratamentul termic utilizat este ilustrat în figura 1b. După transformarea izotermă, unele probe au fost temperate la 400°C timp de 30-120 min pentru măsurători convenționale cu raze X folosind un difractometru vertical Philips cu radiație CuKα nefiltrată, iar instrumentul a funcționat la 40 kV și 40 mA. A fost ales un mod de scanare continuă cu o rată de 0,05° s-1 pe o lățime unghiulară de 2θ=30-150°, cu un timp de colectare de 16,65 s la fiecare pas. Un monocromator secundar sub formă de grafit curbat este utilizat pentru a elimina radiația CuKβ. S-a utilizat o fantă divergentă de 1° și o fantă de recepție de 0,2 mm. Patru discuri, fiecare cu un diametru de 8 mm, au fost feliate din epruvetă după tratamentele termice. Fiecare eșantion a fost șlefuit cu ajutorul tehnicilor metalografice standard și a fost gravat cu 2 % nital și au fost utilizate pentru analiza cu raze X. Pozițiile vârfurilor și fazele au fost identificate cu ajutorul software-ului X’Pert HighScore Plus. Fracțiunea de austenită reținută a fost evaluată folosind rafinarea Rietveld (Rietveld 1967, 1969; McCusker et al. 1999).

Un alt set de probe transformate izotermic cu microstructura de ferită bainitică și austenită a fost reținut fără călire pentru a studia procesul așa cum are loc, folosind radiația X sincrotronică, așa cum este descris în secțiunea care urmează. În acest scop, din materialele transformate izotermic au fost prelucrate probe cilindrice de 10 mm lungime și 0,8 mm diametru. Călirea a fost efectuată în instalația de sincrotron la 400°C cu ajutorul unui ventilator cu aer cald, în timp ce proba a fost expusă la un fascicul de raze X cu o lungime de undă monocromatică de 0,50247 Å și o dimensiune a fasciculului de 10 mm pe orizontală×0,6 mm pe verticală. Temperatura din suflantă a fost calibrată prin monitorizarea dilatării termice a unui specimen de platină. În acest scop a fost utilizată linia de fascicule elvețiano-norvegiană BM01 din cadrul Instalației Europene de Radiații Sincrotonice din Grenoble, Franța. Un difractometru robust cu două cercuri a fost disponibil pentru măsurători de difracție a pulberilor de înaltă rezoluție (figura 2). Fiecare cerc are un codificator de înaltă precizie montat direct pe axa de rotație. Acest difractometru Bragg-Brentano funcționează în geometrie de transmisie. Detectorul Ge cu 13 elemente are șase lanțuri de numărare rapidă pentru a avea, pentru fiecare analiză, șase modele complete colectate simultan, cu un decalaj în 2θ=1,1°, pentru a reduce la minimum timpul total de colectare a datelor.

Spectrele de difracție pentru fiecare eșantion au fost colectate la temperatura camerei înainte de temperarea la 400°C pentru colectarea ulterioară a spectrelor. În ambele cazuri, rezoluția maximă la jumătatea lățimii lățimii totale a fost de 0,01°. Domeniile 2θ au fost de 9-37,5° la temperatura ambiantă și de 11,5-22,5° în timpul temperării, cu un timp total de achiziție de 5 minute pentru fiecare spectru. Încălzirea și răcirea au fost efectuate rapid prin deplasarea probei în rotație deasupra suflantei de aer. O probă de referință de siliciu (NIST SRM-640c) a fost utilizată pentru a calibra instrumentul și funcțiile de lărgire a vârfurilor pentru integrări. Datele de difracție au fost analizate folosind metoda Rietveld, așa cum este implementată în pachetul de programe MAUD (Materials Analysis Using Diffraction; Lutterotti et al. 1997).

Au fost efectuate trei secvențe separate de revenire, așa cum se arată în figura 3, toate cu temperatura de revenire fixată la 400°C. Tratamentele I și II au implicat două etape, prima constând în 30 și, respectiv, 45 de minute de călire, urmate de stingerea la temperatura camerei, când au fost colectate și datele de difracție. Scopul a fost acela de a observa modificarea conținutului de carbon din austenita reținută după transformarea martensitică parțială în timpul răcirii (Saha Podder & Bhadeshia 2010). În a doua etapă, probele au fost reîncălzite la temperatura de revenire și menținute pentru perioada specificată. În cele din urmă, probele au fost stinse la temperatura camerei. În tratamentul III, nu a existat nicio întrerupere în timpul perioadei de 180 min; după aceea, proba a fost răcită la temperatura camerei.

Rezultate

Microstructura în urma transformării izotermice la 380°C timp de 2 h constă într-un amestec de ferită bainitică și austenită reținută îmbogățită în carbon, așa cum se arată în figura 4, care ilustrează, de asemenea, cele două forme de austenită – blocată și sub formă de peliculă. Această structură a fost apoi temperată în cadrul instrumentului sincrotronic, datele fiind colectate la fiecare 5 min. Figura 5 arată modificarea conținutului de austenită reținută în timpul călirii. Timpul de revenire zero corespunde probei în starea de transformare izotermă, cu o fracție de austenită măsurată la temperatura camerei de 0,19. Acest grafic prezintă, de asemenea, date de difracție a razelor X de joasă energie măsurate la temperatura ambiantă în scop de comparație; aceste date arată o fracție de austenită mai mică decât cea pe care experimentele sincrotronice sugerează că a existat la temperatura de revenire. Pentru a evalua această discrepanță, proba de sincrotron a fost caracterizată după revenirea de 120 de minute, când s-a răcit la temperatura ambiantă, cu ajutorul difracției convenționale de raze X; această măsurătoare specială este reprezentată ca un cerc în figura 5 și arată că o parte din austenita care exista la temperatura de revenire se descompune la răcirea probei la temperatura ambiantă. S-a confirmat cu ajutorul microscopiei electronice cu baleiaj că nu a avut loc decarburarea în timpul tratamentului termic de revenire, după cum arată absența feritei și uniformitatea microstructurii pe măsură ce se apropie de suprafață în figura 6.

Razele X convenționale au o penetrare mai mică decât radiația sincrotronică și, prin urmare, ar putea duce la o subestimare a conținutului de austenită reținută dacă proba s-a decarburizat în timpul revenirii la 400°C. Se estimează că adâncimea de penetrare a razelor X în Fe(γ) cu o țintă CuKα variază între 0,5 și 1,7 μm pentru unghiul de incidență (2θ) între 20° și 150° (Marques et al. 2005). În cazul radiației sincrotronice, adâncimea de penetrare se situează în intervalul 68-75 μm pentru o lungime de undă de 0,5 Å (Dudley et al. 1989). Un alt experiment în care probele convenționale cu raze X au fost temperate pentru mai mult de 30 de minute și lustruite chimic nu a condus la valori diferite pentru conținutul de austenită reținută, astfel încât diferențele observate între cele două tehnici nu pot fi atribuite efectelor de suprafață.

Am subliniat faptul că există două morfologii de austenită prezente în microstructură – blocurile și filmele subțiri prinse între plachetele de ferită bainitică; se știe că filmele sunt cunoscute din experimente independente ca fiind mai stabile din punct de vedere mecanic la transformarea martensitică (Bhadeshia & Edmonds 1983a) și mai bogate în carbon (Self și colab. 1981; Bhadeshia & Waugh 1982). Cele două tipuri de austenită diferă în ceea ce privește dimensiunea cristalitelor și parametrul de rețea, cu consecința că vârfurile din spectrele de difracție a razelor X prezintă asimetrie și, prin urmare, pot fi deconvoluționate, așa cum se arată în figura 7. Dacă se poate presupune că austenita de peliculă conține o concentrație mai mare de carbon, atunci cel mai larg dintre cele două vârfuri corespunde varietății de peliculă, deoarece ar trebui să aibă un parametru de rețea mai mare și, prin urmare, un unghi Bragg θ mai mic; lățimea acestui vârf este în concordanță cu scara mai fină a austenitei de peliculă. Divergența axială nu a fost luată în considerare pentru analiza rezultatelor sincrotronice deoarece, în materialul studiat, lărgirea axială nu contribuie la asimetria vârfului. Acest lucru a fost confirmat cu ajutorul unei probe standard de siliciu, care nu a prezentat asimetrie de vârf (figura 8).

Variațiile cantităților celor două forme de austenită în timpul tratamentului de revenire I sunt reprezentate grafic în figura 9. Graficul arată că austenita blocată păstrează întotdeauna o fracție volumică mai mare decât filmele. Fracția volumică atât a austenitei de tip bloc cât și a celei de tip peliculă a scăzut odată cu progresul revenirii, dar această reducere este treptată pentru constituentul de tip bloc, în timp ce există o scădere bruscă a fracției de tip peliculă în etapa inițială, după care se înregistrează puține modificări. În mod similar a fost analizat procentul în vol. al ambelor variante de austenită în timpul tratamentului II (figura 10). Tendința este similară cu cea de la tratamentul I. Singura diferență față de graficul anterior este că, aici, ambii constituenți se reduc treptat pe măsură ce trece timpul de revenire. Deconvoluția constituenților individuali ai intensității austenitei este sensibilă la ajustarea profilului. Ca exemplu, în timpul ajustării iterative, fracțiunile de austenită peliculară și de austenită blocată se situează în intervalele 0,083-0,097 și, respectiv, 0,096-0,108.

Parametrul de rețea al austenitei netransformate la temperatura de revenire T a fost calculat de la valoarea de la temperatura camerei (298 K) folosind coeficientul de dilatare termică, eγ,

3.1

unde T este temperatura în Kelvin și aγ reprezintă parametrul de rețea al austenitei. Coeficientul de dilatare termică a austenitei considerat în aceste calcule a fost eγ=2,065×10-5 K-1 (Takahashi 1992). Coeficientul de dilatare este necesar pentru a converti aγ măsurat la temperatura de revenire într-o valoare la temperatura ambiantă, pentru a permite estimarea compoziției austenitei. Conținutul de carbon al austenitei reținute a fost calculat folosind relația dintre parametrul de rețea și compoziția chimică raportată de Dyson & Holmes (1970). Această expresie a fost selectată ca fiind cea mai completă în ceea ce privește contribuția diferiților soliți la parametrul de rețea al austenitei, iar utilizarea sa a fost validată datorită concordanței rezonabile cu măsurătorile cu sondă atomică (Peet et al. 2004; Garcia-Mateo & Caballero 2005; Caballero et al. 2007).

Să presupunem că austenita de film este mai bogată în carbon, concentrațiile deduse ale celor două forme de austenită sunt reprezentate grafic în figura 11a,b. Concentrația constant mai mare de carbon din filme explică de ce acestea se descompun relativ rapid (figura 9), deoarece forța motrice pentru precipitarea cementitei este mai mare. Prin urmare, deși peliculele sunt mai stabile la transformare în timpul răcirii sau sub influența tensiunilor, ele sunt mai puțin stabile decât blocurile de austenită cu conținut mai scăzut de carbon în timpul tratamentului termic de revenire.

În timpul tratamentelor de revenire I și II, epruvetele au fost stinse la temperatura camerei după etapa 1. Figura 11 arată că, în ambele ocazii, conținutul de carbon al austenitei sub formă de peliculă și blocuri a crescut față de valoarea măsurată la 400°C înainte și după călire. Acest lucru este posibil numai atunci când austenita nestabilizată se transformă în martensită în timpul răcirii, ceea ce duce la creșterea conținutului de carbon al austenitei rămase (Saha Podder & Bhadeshia 2010). Rezultatele la temperatura camerei după etapa 2 prezintă, de asemenea, un comportament similar, deoarece există încă 12,3 % vol. de austenită reținută în probă.

Progresul transformării în timpul călirii in situ poate fi realizat prin modificarea conținutului total de austenită (figura 12). Reacția de descompunere devine lentă după 1 h; ca urmare, cantitatea de austenită care a rămas în structură a fost similară în urma tratamentelor II și III.

În figura 13 sunt prezentate modelele cu raze X de sincrotron ale materialului netemperat și după revenire timp de 30 și 120 min, obținute la temperatura camerei. Efectul revenirii poate fi observat din vârful (002) al austenitei. Rezultatele cu raze X de joasă energie sunt prezentate în figura 14, care arată o reducere mai rapidă a fracțiunii de austenită prin scăderea intensității vârfurilor de austenită. După transformarea izotermă, materialul conținea o fracție volumică de austenită de 0,16±0,01 și 0,19±0,01, măsurată cu ajutorul difracției de raze X de joasă și, respectiv, de înaltă energie.

Microstructura după revenire este prezentată în figura 15a. Cantitatea de austenită reținută în structură după 2 h de revenire a fost de 12,3 % în volum. Austenita blocată poate fi observată clar în microstructură, în principal la granițele de grăunți; se poate observa că austenita blocată este prezentă în structură în volume mai mari, așa cum este descris în figurile 9 și 10. Examinarea prin microscopie electronică de transmisie a evidențiat prezența particulelor de cementită în epruveta călită. Figura 16a arată că cementita (θ) precipită la granițele de grăunți, iar tiparul de difracție electronică corespunzător confirmă faza de cementită.

Rezumat

Se pot face unele deducții clare din discrepanțele dintre măsurătorile de austenită sincrotronică efectuate la temperatura de revenire și cantitățile mai mici detectate cu ajutorul radiației cu raze X de joasă energie în urma răcirii probelor la temperatura ambiantă (figura 5). S-a demonstrat că diferența nu poate fi explicată în termeni de decarburare.

În consecință, rezultatele indică faptul că o parte din reziduul de austenită rămas la temperatura de revenire se descompune prin transformare martensitică în timpul răcirii la temperatura ambiantă. Acest lucru nu este surprinzător, având în vedere că precipitarea carburilor reduce stabilitatea transformării austenitei în martensitică (Saha Podder & Bhadeshia 2010).

Un rezultat interesant este că, deși este bine cunoscut faptul că filmele de austenită sunt mai stabile decât blocurile la transformarea martensitică, fie că sunt induse prin răcire sau prin aplicarea de tensiuni, filmele sunt mai puțin stabile atunci când vine vorba de descompunerea în timpul revenirii prin precipitarea cementitei. Motivul este simplu: filmele sunt mai bogate în carbon și, prin urmare, există o forță motrice mai mare pentru precipitarea cementitei.

În cele din urmă, se speculează că, dacă regiunea de austenită este mai mică decât dimensiunea critică a unui nucleu de cementită, atunci este posibil ca această din urmă fază să nu se formeze deloc.

Footnotes

.