G6.Influence of Plastic Deformation-TRADUCID-2[1]

VOLUME 51

ISSUE 2

of Achievements in MaterialsApril

and Manufacturing Engineering2012

Influencia de la deformacin plstica en diagramas CTT del nuevo acero desarrolado microaleadoM. Opiela a,*, W. Zalecki b, A. Grajcar aa Division of Constructional and Special Materials, Institute of Engineering Materials and Biomaterials, Silesian University of Technology,

ul. Konarskiego 18a, 44-100 Gliwice, Poland

b Institute for Ferrous Metallurgy, ul. K. Miarki 12, 44-100 Gliwice, Poland * Corresponding e-mail address: [email protected]

Properties

ABSTRACT

Propsito: El objetivo del trabajo es investigar la influencia de la deformacin plstica y las condiciones de enfriamiento sobre la estructura y forma del diagrama CCT del nuevo acero desarrollado de microaleados de Nb-Ti-V.Diseo/metodologa/enfoque: Se determinaron los diagramas de transformaciones de austenita superenfriadas no deformadas y deformados ppasticamente-para Nb-Ti-V del acero micro aleado. Una parte de los especmenes fueron austenitizados a una temperatura de 885 C y luego enfriados a temperatura ambiente a varias velocidades desde 234 C/s a 1 C/min. Para investigar la influencia de la deformacin plstica en la forma de los diagramas CCT (transformaciones de enfriamiento continuo), otra parte de los especmenes fueron 50% deformados a 885 C o 1100 C y enfriada a temperatura ambiente con una velocidad de 95 C/s a 1 C/min. El Dilatmetro DIL de 805A/D, con un cabezal de medicin tipo LVDT, fue utilizado para llevar a cabo la prueba dilatomtrica.Resultados: Las investigaciones dilatomtricas realizadas revelaron que el acero se caracteriza con Ac3 = 843 C, Ac1 = 707 C y una relativamente baja temperatura de Ms igual a 370 C. La deformacin plstica del acero a la temperatura de 885 C antes del inicio de las transformaciones de fase produce una aceleracin distinta de transformacin perltica y ligera traslacin de la transformacin bainitica hacia tiempos ms cortos.

Limitaciones/implicaciones de la investigacin: curvas elaboradas de transformacin de austenita superenfriada de acero completamente estudiado predisponen a la produccin de piezas forjadas templadas directamente desde la temperatura de acabado de forja y sucesivamente sometidos a alta temperatura de revenido.Implicaciones prcticas: los diagramas CCT obtenidos de las transformaciones de la austenita superenfriada y deformada plsticamente pueden ser tiles en la determinacin de la condicin del procesamiento termomecnico de enfriamiento para piezas de mquinas de alta resistencia al forjado obtenidas de aceros microaleados.Originalidad y valor: Se obtuvieron los diagramas de la austenita superenfriada plsticamente deformada para un nuevo acero desarroollado microaleado .Palabras clave: Microaleaciones de acero; Diagrama CCT; Sobreenfriado austenita; Tratamiento termomecnico; Elementos de forjado

Referencia a este documento deber indicarse de la siguiente manera:

M. Opiela, W. Zalecki, A. Grajcar, Influencia de la deformacin plstica en CCT-diagramas de acero micro-aleado nuevo desarrollado, diario de logros en ingeniera de materiales y fabricacin 51/2 (2012) 78-89.

P

Properties

1. Introduccin

La condicin necesaria para la formacin de la microestructura de grano fino de productos de acero es para realizar el procesamiento metalrgico bajo condiciones que aseguran la microestructura de grano fino de la austenita antes de la transformacin de esta fase que se produce durante el enfriamiento de los productos desde la temperatura de acabado de trabajo en caliente. En el caso de aceros de construccin convencionales, la microestructura de grano fino de la austenita se puede conseguir a travs de la reduccin de la temperatura final de trabajo en caliente, asegurando el curso de la recristalizacin de la austenita deformada plsticamente, sin embargo la prevencin de crecimiento del grano de esta fase antes del comienzo de la transformacin se produce durante el enfriamiento de los productos. Teniendo en cuenta que el tamao de granos de austenita recristalizada es la funcin de la temperatura y velocidad de deformacin, el mismo tamao de grano de fase que puede obtenerse slo en el caso de placas no muy gruesas, cuando la deformacin plstica se distribuye de manera uniforme en su seccin durante rodadura. Considerando que, en el caso de formas complejas y piezas forjadas de espesor diversificadas, la deformacin plstica no se distribuye de manera uniforme, por tanto, el tamao de grano de austenita recristalizada se diversifica en distintas reas. Esta es la razn por la cual piezas forjadas de aceros convencionales son sometidos a la normalizacin con el fin de obtener el refinamiento de grano y la unificacin de sus propiedades y las hechas de aceros de aleacin - sometido a endurecimiento. La normalizacin no es necesaria en el caso de piezas forjadas de aceros microaleados, producidos bajo condiciones apropiadamente seleccionadas de trabajo plstico, como micro adiciones introducidas en el acero que facilitan la formacin de la microestructura homognea de grano fino con respecto a tamao de grano y previenen el crecimiento del grano de austenita recristalizada. La presencia de micro adiciones en aceros de endurecimiento permite producir piezas forjadas utilizando los mtodos de tratamiento termomecnico lo que tiene un importante significado econmico [1-8].

Consideraciones econmicas determinan que la mayora de las piezas forjadas para la industria automotriz, la minera, la agricultura y otras mquinas en la actualidad produce los aceros microaleados ferrtico - perlticos. Acero designado como 49MnVS3 que contiene 0,44 a 0,54 % de C, hasta el 0,6 % de Si, 0,6 a 1,0 % de Mn, desde 0,045 hasta 0,065 % S y 0,08-0,13 % V, caracterizado con YS > 450 MPa , UTS 750-900 MPa y DVM energa de impacto de ejemplares que van de 15 a 30 J , fue el primer grado de acero micro - aleado utilizado para un cigeal del motor en el Thyssen Edelstahlwerke [ 9 ]. Tales propiedades mecnicas altas de las piezas forjadas se pueden conseguir mediante la seleccin apropiada de las condiciones de forja, es decir, la temperatura de calentamiento de carga y deformacin plstica, ya que la distribucin de las cepas y la velocidad de deformacin durante la produccin de piezas forjadas de matriz de forma compleja es difcil de ajustar. Las condiciones de calentamiento de carga de forja no deben dar lugar a la disolucin total de las fases intersticiales de micro adiciones introducidos en acero en una solucin slida para que cause el crecimiento del grano disadvan tajosa. La deformacin a alta velocidad y los intervalos de corta duracin para mover la parte producida a partir de una impresin de matriz a otra no crean condiciones convenientes para el curso de la recristalizacin esttica, lo que permite el refinamiento de grano de los granos de austenita.De hecho, la transformacin de austenita tanto deformado plsticamente espesor y de grano fino, empieza en los lmites de grano, los lmites individuales y bandas de deformacin , en el caso de la fase de grano grueso no asegura suficientemente microestructura de grano fino y propiedades mecnicas esperadas de piezas forjadas .

Piezas forjadas producidas en esas condiciones, al aire libre enfran a la temperatura de acabado trabajo plstico, sin duda obtener alta resistencia como consecuencia del fuerte endurecimiento por precipitacin, sino tambin baja resistencia al agrietamiento. Una manera eficaz de aumentar la ductilidad y la resistencia del acero ferrtico-perltica es obtener una microestructura que consiste en ultra finas exceso de ferrita y perlita mejores zonas de limitada con lmites angulares estrechas, que son las colonias individuales o reas que encierran varias colonias vecinas. Esto se puede realizar a travs de la transformacin de la austenita con granos ms finos y disminucin de la temperatura de transformacin ferrtica y perltica. Los estudios sobre el aumento en la tenacidad de los aceros microaleados-ferrticos perltica han llevado al desarrollo de los grados con disminucin de la concentracin de carbono. Un ejemplo de un grado tal es de acero 27MnSiVS6 que contiene 0,25-0,30% C, 1,30 a 1,60% de Mn, 0,5-0,8% de Si, 0,030 a 0,050% S y 0,08 a 0,13% V. Este acero es caracterizado con YS> 500 MPa, UTS 800 a 950 MPa y DVM energa de impacto que van de 40 a 60 J [10].Propiedades mecnicas superiores, especialmente agrietan resistencia, en comparacin con las piezas forjadas con ferrtico-perltica microestructura, se pueden obtener de piezas de aceros de baja aleacin de endurecimiento microaleados con Ti, Nb y V y N o B forjados en muere con el mtodo de procesamiento termomecnico [11-14]. Este mtodo consiste en la deformacin plstica de acero bajo condiciones de forja controlado con sucesiva de temple habitual o isotrmica de piezas forjadas directamente desde la temperatura de acabado de forja. Sin embargo, el endurecimiento de las forjas de la temperatura de acabado forja directamente despus de la deformacin plstica se hace no garantiza una espera utilizando propiedades de los productos, especialmente las hechas de aleaciones de acero que contienen Cr, Mo y V. Est conectado con un impacto de dislocaciones de alta densidad y la precipitacin de partculas de dispersin de carburos de estos defectos en la red sobre la transformacin martenstica en austenita deformada plsticamente durante el endurecimiento de los productos manufacturados. Entonces acero obtiene alta dureza y fragilidad directamente despus del temple y martensita, que se agota en adiciones de carbono y de aleacin, es ms susceptible a revenido. Se produce una disminucin de la temperatura de las transformaciones de fase de carburos de aleacin que se producen durante el templado, as como cortes e incluso decadencia de dureza secundaria. Por lo tanto, la austenita deformada plsticamente debe ser de al menos el 50% recristalizado antes del endurecimiento con el fin de evitar este impacto desventajoso de las dislocaciones de alta densidad y precipitacin - con su participacin - de carburos dispersivos de microadditions introducidas en acero. Esto se puede realizar a travs de la celebracin de piezas forjadas en la temperatura de forja acabado por el momento t0.5 necesaria para la formacin de la fraccin de 50% de austenita se recristaliza, mientras tanto realizar el recorte, como por ejemplo. Endurecimiento habitual directa de piezas forjadas de la temperatura de forja acabado o despus de la hora t0,5 limita tratamiento trmico de los productos forjados nicamente a revenido, mientras holding isotrmica de piezas forjadas elimina completamente la necesidad de endurecimiento caro. Por ejemplo, las piezas forjadas con acero de 25GVN con microestructura de bainita superior producida con el mtodo de tratamiento termo-mecnico, aplicando el momento t0.5 y endurecimiento cerca de isotrmica, posiblemente puede obtener YS0.2> 650 MPa, UTS> 900MPa, impacto energtico KV20 C > 45 J y los valores de dureza de 280 a 290 HB [15]. Tratamiento termomecnico con el uso de endurecimiento habitual de piezas forjadas de plsticos temperatura de acabado de trabajo y sucesivo de templado de alta temperatura es ms fcil cuando se trata de la realizacin. En este caso, aceros con microaddition de boro, lo que aumenta la templabilidad y microaddition de titanio que es un escudo contra su unin en BN nitruro estable, son particularmente tiles.

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Journal of Achievements in Materials and Manufacturing EngineeringVolume 51 Issue 2 April 2012

El conocimiento de diagramas de transformaciones de austenita superenfriada es necesario para un diseo adecuado de las condiciones de tratamiento termomecnico y enfriamiento controlado de piezas forjadas de la temperatura de forja acabado, en particular. Sin embargo, los diagramas de CCT clsicos han idoneidad para la elaboracin de las condiciones de los productos de enfriamiento desde la temperatura de acabado en caliente de trabajo limitado. Diagramas de transformaciones de superenfriada austenita deformada plsticamente tienen idoneidad tcnica significativa. Por ejemplo, se realizaron estudios de influencia de la deformacin plstica en el curso de las curvas de transformacin de austenita superenfriada [16] en el acero que contiene 0,17% de C, 1,37% de Mn, 0,26% de Si, 0,24% de Cr, 0,48% de Mo y microadditions de Nb, V, Ti y B en la cantidad de 0,025%, 0,019% V, 0,004% y 0,002%, respectivamente. Exmenes realizados indicaron que la deformacin plstica de la austenita antes de la transformacin causa una considerable aceleracin de las transformaciones de difusin, es decir, la transformacin ferrtica y perltica y conduce a la menor duracin de la transformacin bainitica, as como a una ligera disminucin de la temperatura Ms para el acero investigado. Tambin se encontr en [ 17 , 18 ] que la deformacin plstica de la austenita antes del comienzo de las transformaciones de fase de acero que consiste en 0,24 % de C, 1,55 % de Mn, 0,87 % de Si, 0,4 % de Al, 0,034 % de Nb y 0,023 % de Ti causado un aumento de la baha ferrtico y aumento de la temperatura de transformacin , independientemente de la velocidad de enfriamiento . Por otra parte , la disminucin de la transformacin baintica empezar se observ la temperatura y la traduccin clara de la transformacin ferrtica a tiempos ms cortos. Problemas similares se han estudiado en [ 19-23 ] .

2. Material and methodology

La investigacin se llev a cabo en el acero recin elaborado con-que contiene 0,28% de C, 1,41% de Mn, 0,29% de Si, 0,008% P, 0,004% S, 0,26% de Cr, 0,11% de Ni, 0,22% de Mo, 0,20% de Cu, 0.027% Nb, 0,028% de Ti, 0,019% de V, 0,003% de B y 0,025% de Al, asignado para la produccin de piezas de la mquina forjado con el mtodo de tratamiento termomecnico.

Fusin de acero, con un peso de 100 kg, se hizo en VSG-100S Tipo de laboratorio horno de induccin al vaco, producido por PVA TePla AG. Casting se realiz en atmsfera de argn a travs de la cuchara intermedia calentada a la seccin cuadrtica hierro fundido lingotera-rematado caliente: top - 160 / inferior - 140 mm x 640 mm. Con el fin de obtener 32x160 mm barras planas, se realiz trabajo plstico caliente inicial de lingotes, que implementa el mtodo de forja de troquel abierta en prensa hidrulica de alta velocidad, producido por Kawazoe, aplicando 300 MN de la fuerza. El calentamiento de un lingote de forja se realiz en un horno de forja gas. El rango de temperatura de forja era igual 1200-900 C, con recalentamiento interoperacin con el fin de evitar que la temperatura del material a caer por debajo de 900 C.Evaluacin de la influencia de la deformacin plstica en caliente sobre las transformaciones de fase de austenita sobreenfriado de acero investigado aplicando enfriamiento continuo de las muestras se realiz utilizando el mtodo dilatomtrico. El experimento se realiz en el Instituto de Metalurgia de metales ferrosos en Gliwice, la aplicacin de dilatmetro DIL 805A / D, fabricado por Baehr Thermoanalyse GmbH, equipado con cabezal de medicin tipo LVDT con la resolucin terica igual 0,057 mm. Calefaccin de los especmenes en dilatmetro se realiz con el mtodo de induccin utilizando un generador a la frecuencia de 250 kHz. Tanto, calefaccin y isotrmico celebracin de muestras a temperatura asignada se llevaron a cabo en 5 10-4 bar vaco, creado por la bomba rotativa y turbomolecular.

Desviaciones de temperatura transitorias de valor asignado no excedieron 1,0 C. Medicin de la temperatura se hizo utilizando S PtRh10-Pt tipo termoelemento con el dimetro de los cables de Igualdad 0,1 mm. Ambos extremos termoelementos se soldaron en muestras en el medio de su longitud.Exmenes y anlisis de los resultados se realizaron usando la tcnica que consiste en poner una tangente en contra de una curva de dilatacin en las proximidades de la salida y llegada de la fase de transfor-macin. En caso de transformaciones inseparables (que se producen uno tras otro) diferenciacin numrica de las curvas de dilatacin se utiliz para el anlisis. En caso de TRANSFOR-maciones ferrticos y perlticos, se aplic el mtodo basado en la transformacin lineal de seccin analizada de la curva de dilatacin con el fin de determinar el inicio de transformacin de fase y la temperatura final.Basndose en los exmenes realizados, puntos crticos de acero (Ac1, AC3 y Ms) se determinaron as como los rangos de transformacin de fase de austenita superenfriada en el estado no deformado y despus de deformacin plstica a 885 C y 1100 C, as. Investi-gacin de las transformaciones de fase de austenita no deformada se realiz en muestras tubulares 4x 3x7 mm, mientras que los estudios de las transformaciones de fase de austenita deformados plsticamente se llevaron a cabo en 4x7 mm muestras cilndricas slidas. Antes del experimento, todas las muestras fueron sometidas a estabilizacin trmica, es decir, que se calentaron a la temperatura de 650 C a una velocidad de 10 C / s, a continuacin, mantenidos para la 600s a esta temperatura y se enfri sucesivamente a la temperatura ambiente con la tasa de 30 C / min.

En el caso de la determinacin de las transformaciones de fase de austenita sobreenfriado no deformado, las muestras se calentaron a una velocidad de 10 C / s hasta la temperatura de 885 C, siendo el inicio de enfriamiento controlado. Las muestras se austenized a esta temperatura durante 600 s y despus se enfri a temperatura ambiente a una velocidad diversificada, es decir, 234 C / s, 99 C / s, 50 C / s, 20 C / s, 10 C / s, 4 C / s, 2 C / s, 1 C / s, 30 C / min, 15 C / min, 6 C / min, 3 C / min, 1 C / min.Dos diagramas de las transformaciones de fase de superenfriada austenita deformada plsticamente se han determinado. En la primera versin, despus de que las muestras se calentaron hasta la temperatura de 885 C a una velocidad de 10 C / s, fueron austenized para 600 s y deformados plsticamente en esta compresin la aplicacin de temperatura. En la segunda variante, despus de la austenizacin a la temperatura de 1200 C para las muestras 300s se enfriaron a la temperatura de 1100 C a la que la deformacin plstica se llev a cabo. En ambas variantes, el valor de deformacin real era igual 0,69 y la velocidad de deformacin igualdad de 1 s-1. Despus de la deformacin plstica, las muestras se enfriaron a temperatura ambiente a una velocidad diversificada, es decir, 95 C / s, 79 C / s, 50 C / s, 20 C / s, 10 C / s, 4 C / s, 2 C / s, 1 C / s, 30 C / min, 15 C / min, 6 C / min, 3 C / min, 1 C / min.

Con el fin de identificar microestructura de los productos de transformaciones de austenita subfundidas, despus de los estudios dilatomtricos, las muestras se sometieron a anlisis metalogrfico en NEOPHOT 2 microscopio de luz con la grabacin de imagen digital, con un aumento de 400x y 800x. Investigacin de la microestructura de las muestras se llev a cabo en microsecciones transversales - en caso de especmenes no deformadas y en microsecciones longitudinales - en caso de muestras deformadas plsticamente. HV10 dureza de las muestras se estudi utilizando el mtodo Vickers aplicar la carga de 98 N, implementar suizo Max 300 mquina universal de ensayos. Haba cinco mediciones realizadas en cada muestra.

80Research paperM. Opiela, W. Zalecki, A. Grajcar

Properties

3. Results and discussion

El diagrama de transformaciones de austenita sobreenfriado de acero investigado y microestructuras seleccionadas de muestras enfra desde la temperatura de 885 C a la velocidad que van desde 234 C / s a 1 C / s se muestran en las Figs. 1-2, mientras que los resultados detallados del anlisis de dilatograms para el acero examinados se establecen conjuntamente en la Tabla 1. experimento realizado revel que el acero estudiado obtuvo los valores de Ac3 = 843 C, Ac1 = 707 C y considerablemente baja temperatura Ms, igualdad de 370 C. Enfriamiento las muestras a una amplia gama de velocidades de enfriamiento, es decir, 234 a 50 C / s asegura la obtencin de la microestructura martenstica (Fig. 1), sin embargo la dureza de las muestras se enfri en este rango es ligeramente disminuido y es igual 527 HV para la velocidad de enfriamiento de 234 C / s, 512 HV para la velocidad de enfriamiento de 99 C / s y 506 HV - para la velocidad de enfriamiento de 50 C / s. Las muestras enfriadas en el rango analizado de velocidades de enfriamiento, es decir, 234 a 50 C / s, demostrar microestructura fina malla de martensita (Figs. 2a-c). Disminucin de la velocidad de enfriamiento de muestras a 20 C / s resultados en la obtencin de la microestructura martenstica-baintica (Fig. 2d) con una ligera porcin de bainita (aprox. 2%).Esa pequea fraccin de esta fase en la microestructura del acero se enfra a una velocidad de 20 C / s es un resultado de muy poco tiempo para la realizacin de la transformacin baintica, igual alrededor de 6 s. Adems disminucin de la velocidad de enfriamiento provoca aparicin de ferrita en la microestructura del acero. Microestructura Multifase de acero, que consiste en martensita, bainita y ferrita, est presente en una amplia gama de la velocidad de enfriamiento, es decir, desde 10 C / s a 15 C / min. Estimar porcin de fases individuales en esta gama de la velocidad de enfriamiento, determinado con el mtodo dilatomtrico, los cambios de la siguiente manera: martensita - de 95% a 2%, de bainita - de 4% a 95% de ferrita y - de 1% a 3%. La dureza de las muestras se enfri en el rango analizado de refrigeracin disminuye la velocidad de 488 a 256 HV. Particular atencin debe ser llevado por el hecho de la fraccin dominante de martensita en la microestructura, que es igual alrededor de 63% en la velocidad de enfriamiento de 2 C / s. Disminucin de la velocidad de enfriamiento a 6 resultados C / min en la formacin de perlita en la microestructura (Figs. 2f-h). Participacin de esta fase en microestructura aumenta de acero de 2% a 38% junto con una disminucin de la velocidad de enfriamiento de 6 C / min a 1 C / min. Acero enfri a razn de 1 C / min demuestra de grano fino microestructura ferrtica-perltica (Fig. 2h) con el valor de dureza igual aprox. 144 HV.La deformacin plstica del acero investigado en la temperatura de austenizacin (885 C) antes del comienzo de enfriamiento controlado result en ligero desplazamiento de los lmites interfaciales y las zonas de temperatura-tiempo de las transformaciones de fase individuales de austenita sobreenfriado (Fig. 3) con respecto a los lmites de fase transformaciones de sobreenfriado austenita no deformada hacia la direccin de tiempo corto. La deformacin plstica de la austenita antes de la transformacin hace que la aceleracin distinta de la transformacin perltica y ligero desplazamiento de la transformacin baintica al poco tiempo. El aumento de velocidad de difusin en austenita deformada plsticamente y alta densidad de zonas aptas para la nucleacin heterognea de productos de transformaciones difusivos de la fase, es decir, de deformacin y de cizallamiento bandas con dislocaciones de alta densidad y acumulando en marcha de dislocaciones en frente de los lmites de grano son los factores que deciden sobre el desplazamiento de las transformaciones de fase lmites de austenita superenfriada. Considerando que, se ha encontrado ninguna influencia significativa de la deformacin plstica a

la temperatura de 885 C en la transformacin ferrtica. No se observ desplazamiento de la fase hacia tiempo ms corto con respecto a los lmites de esta transformacin de fase de austenita no deformada superenfriada. Adems, la temperatura de inicio de transformacin no aument. Determina la temperatura Ms de austenita deformada plsticamente es igual 356 C y es inferior a la temperatura de inicio de la fase martensita no deformada. De alta densidad de dislocaciones, causada por la deformacin plstica de la fase de entrada antes del inicio de transfor-macin, hace que el movimiento de los lmites de fase y el crecimiento de cristales de martensita difcil. Estos defectos en la red son obstculos intrnsecos para la migracin de los lmites de fase y la causa desorden en una estructura cristalina apropiada. Por lo tanto, la alta densidad de dislocaciones en austenita deformada plsticamente caus la disminucin de la "temperatura de inicio de martensita. Los resultados detallados de anlisis de dilatograms de superenfriada austenita deformada plsticamente, junto con los resultados de la prueba de dureza del acero estudiado se presentan en la Tabla 2.La obtencin de la microestructura totalmente martenstica (Fig. 4a) requiere la aplicacin de la velocidad de enfriamiento de 95 C / s. La dureza de la muestra se enfri a esa tasa es igual 529 HV. La reduccin de la velocidad de enfriamiento a 50 C / s, 20 C / s y 10 C / s resultados en la apariencia de bainita en la microestructura del acero (Figs. 4b-d), sin embargo, la porcin de esta fase para velocidades de enfriamiento indicado es menor y no exceda el 2%. Aparte de martensita y bainita, pequeas cantidades de ferrita se pueden encontrar en la microestructura en una gama de la velocidad de enfriamiento de 6 C / s a 30 C / min. Del mismo modo como en el caso del diagrama de las transformaciones de fase de austenita superenfriada no deformada, tambin en caso de deformacin de fase antes de enfriamiento controlado, martensita es una fase dominante en una amplia gama de velocidades de enfriamiento. Porcentaje fraccin de esta fase cambia de 100% para la velocidad de enfriamiento de 95 C / s a 3% - para la velocidad de enfriamiento de 15 C / min. Junto con la reduccin de la velocidad de enfriamiento, la porcin de bainita en microestructura aumenta distintamente. Su mximo, es decir 94%, se observ despus de enfriar el acero a una velocidad de 15 C / min. Perlita aparecer en la microestructura una vez que el acero se enfra a este ritmo de enfriamiento. Disminucin de la velocidad de enfriamiento a 6 C / min y 3 resultados C / min en aumento de la fraccin de perlita (Figs. 4f-g). El enfriamiento de la de acero en la tasa de 1 C / min asegura la formacin de la microestructura ferrtica-perltica con pequea fraccin de bainita (Fig. 4h).La deformacin plstica de la fase previa al enfriamiento controlado result tambin en el refinamiento del grano de la microestructura, lo que se confirm por los valores ms altos de la dureza de las muestras enfriadas a las mismas velocidades de enfriamiento con respecto a la dureza obtenida para los especmenes no deformadas. El diagrama de transformaciones de austenita sobreenfriado deformado plsticamente a la temperatura de 1100 microestructura-turas de las muestras C y se enfriaron desde la temperatura a la tasa en un intervalo de 79 C / s a 1 C / min se presenta en las Figs. 5-6, mientras que los resultados detallados del anlisis de dilatograms preparados para el acero investigado se encuentran juntos en la Tabla 3. Decidido temperatura de inicio de martensita es igual 347 C y es ligeramente inferior a la temperatura Ms de austenita deformada plsticamente a la temperatura de 885 C y claramente inferior a la temperatura Ms destaca por austenita no deformada. La obtencin de la microestructura martenstica (Fig. 6a) requiere la aplicacin de la tasa igual de refrigeracin 79 C / s. La dureza de la muestra se enfri a este ritmo es igual 516 HV y es claramente inferior a la dureza de la muestra se enfra a una velocidad de enfriamiento similar despus de la deformacin plstica a la temperatura de 885 C.Las muestras de refrigeracin en una amplia gama de velocidades de enfriamiento, es decir, desde 50 C / s a 1 C / s despus de la deformacin plstica a la temperatura de 1100 C garantas obtencin de la microestructura martenstica-baintica.

Influence of plastic deformation on CCT-diagrams of new-developed microalloyed steel81


Fig. 1. Esquema de transformaciones de la austenita sobreenfriado de acero investigado

Table 1.

Resultados del anlisis de dilatograms de las transformaciones de la austenita sobreenfriado y la dureza de prueba para las muestras estudiadas de acero

CoolingHardnessStart and finish temperature of transformation, C

rateHV10MsMfBsBfPsPfFsFf

234C/s527370122

99C/s512368131

50C/s506366136380366

20C/s508372146468372

10C/s488366152507366541507

4C/s477369158533369614533

2C/s434378177557378655557

1C/s348369205578369684578

30C/min289369223602369700602

15C/min256370295604370717604

6C/min230590359610590733610

3C/min205575360642575745642

1C/min144528437657528761657


Properties

Fig. 2. Estructuras obtienen despus de las muestras de la temperatura austenitizing 885 c con una tasa de enfriamiento: a) 234 C/s, b) C 99/s, c) 50 C/s, d) 20 C/s, e) 4 C/s, f) 6 C/min, g) 3 C/min, h) 1 C/min



Fig. 3. Esquema de transformaciones de la austenita deformada plsticamente sobreenfriado de acero investigado; temperatura de deformacin: 885 C

Table 2.Resultados del anlisis de dilatograms de las transformaciones de la austenita sobreenfriado deformadas plsticamente a la temperatura de 885 C y los resultados de la prueba de dureza para las muestras estudiadas de acero



95C/s529356125

50C/s530357138379357

20C/s518356147465356

10C/s506353156512353

6C/s515355156533355551533

4C/s490355157551355584551

2C/s459357164566357620566

1C/s413360211576360648576

30C/min306358249579358672579

15C/min285357307584357601584686601

6C/min256582348615582697615

3C/min233580363632580711632

1C/min185559371644559728644


Properties

Fig. 4. Estructuras obtienen despus de las muestras de la temperatura de deformacin de 885 C con una tasa de enfriamiento: a) 95 C/s, b) 50 C/s, c) 20 C/s, d) 10 C/s, e) 4 C/s, f) 6 C/min, g) 3 C/min, h) 1 C/min



Fig. 5. Esquema de transformaciones de la austenita deformada plsticamente sobreenfriado de acero investigado; temperatura de deformacin: 1100 C

Table 3.

Resultados del anlisis de dilatograms de las transformaciones de la austenita sobreenfriado deformadas plsticamente a la temperatura de 1100 C y los resultados de la prueba de dureza para las muestras estudiadas de acero



79C/s516347143

50C/s516347144413346

20C/s522350147480350

10C/s506346153502346

6C/s516345162519345

4C/s495337160531337

2C/s391324200552324

1C/s309316226566316

30C/min289315245568315575568

15C/min265565356615563

6C/min252572363650572

3C/min248578391599578670599

1C/min245545426614537696614


Properties

Fig. 6. Estructuras obtienen despus de las muestras de la temperatura de deformacin de 1100 C con una tasa de enfriamiento: a) 79 C/s, b) 50 C/s, c) 20 C/s, d) 10 C/s, e) 4 C/s, f) 6 C/min, g) 3 C/min, h) 1 C/min



Estimado parte de estas fases en dicho rango de tasas de enfriamiento determinado con el uso de cambios de mtodo dilatomtricos de 85% a 5% de martensita y de 15% a 95%-bainita, pero dureza de ejemplares disminuye de 516 a 309 HV (cuadro 3). Reducir la velocidad de enfriamiento a 30 C/min resulta en la aparicin de ferrita en la microestructura, pero su fraccin menor e igual a 3%. En una gama de la velocidad de enfriamiento de 15 C/min a 6 C/min, la microestructura del acero estudiado es ferrtica con bainita con porcin dominante de bainita. Ferrita, bainita y perlita en la estimacin de cantidades de estas fases igual 75%, 20% y 5%, respectivamente, est presente en la microestructura del acero investigado enfriado a un ritmo de 1 C/min despus de la deformacin plstica a la temperatura de 1100 C. La dureza de la muestra refrescada a ese ritmo es HV 245 igual.

Comparar diagramas de transformaciones de la austenita sobreenfriado plsticamente deformado a la temperatura de 885 y 1100 C, diferencias substanciales con respecto a zonas de temperatura-tiempo de martenstica y se encontraron con bainita transformaciones. Es significativo que en una muy amplia gama de tarifas, especialmente en el caso de deformacin plstica realizada a la temperatura de 1100 C y de enfriamiento acero demuestra microestructura martenstica con bainita.

Lo que puede ser observado al analizar el esquema de transformaciones de la austenita sobreenfriado de acero deformado plsticamente a la temperatura de 885 C (Fig. 3) es que es una traduccin muy distinta de la baha de transformacin ferrticos en direccin a un tiempo ms corto con respecto a los lmites de esta transformacin de fase de la austenita deformada plsticamente a la temperatura de 1100 C. Por otra parte, se encontr ese aumento de la deformacin resultados de temperatura en clara disminucin de la temperatura de inicio de transformacin. Segn el ejemplo, para la velocidad de enfriamiento de s/de 30 C la temperatura de inicio de transformacin ferrtico es igual 672 C y 575 C, enfriamiento a este ritmo despus de una deformacin plstica realizada a la temperatura de 885 C y 1100 C, respectivamente. La diferencia con respecto a comienzo de la transformacin para ambos casos disminuye junto con la disminucin de la velocidad de enfriamiento. Reduccin de la temperatura de deformacin plstica tambin result en la aparente aceleracin de la transformacin perltica. Se han observado diferencias significativas en cuanto a dureza de muestras deformado en diferentes temperaturas, enfriado sucesivamente a la misma velocidad.

4. Conclusions

Realiza investigaciones permitidas evaluar la influencia de la deformacin plstica y velocidad de enfriamiento en el curso de las curvas de transformaciones de la austenita sobreenfriado de acero recin elaborado. Investigacin dilatomtricos realizado revelaron que el acero se caracteriza con Ac3 = 843 C, Ac1 = 707 C y temperatura relativamente baja de Ms igualan a 370 C. El curso de las curvas CCT de las transformaciones de la austenita sobreenfriado indica que microestructura del acero es martenstica en una amplia gama de tasas de enfriamiento. Incluso despus de enfriar el acero en tasa relativamente baja, es decir, 2 C/s, la fraccin de la fase en la microestructura es igual 60%. Indica que el acero posee alto hardenability, garantizado por el microaddition de boro y su escudo contra formacin de BN en la forma de microaddition de titanio. Microaddition de boro, introducido en el acero en la cantidad de 0.003%, disuelto en una solucin slida, causa una disminucin de la energa de estos defectos de enrejado, retrasa la nucleacin durante la transformacin y disminuye la velocidad de enfriamiento crtica mientras segregando en lmites de grano de austenita.

Deformacin plstica del acero a la temperatura de 885 C antes del inicio de las transformaciones de fase cambia ligeramente la forma del diagrama de las transformaciones de la austenita sobreenfriado. Determinada temperatura Ms de la austenita deformada plsticamente es igual 356 C y es menor que la temperatura de inicio de martensita de fase no deformado. Deformacin plstica de la austenita antes de los resultados de la transformacin en aceleracin distinta de transformacin perltica y traduccin ligera de transformacin con bainita hacia tiempos ms cortos. Se ha encontrado ninguna influencia significativa de la tensin plstica en transformacin ferrtico. Adems, se encontr que las muestras deformadas plsticamente a la temperatura de 885 C antes de su enfriamiento controlado demuestran valores ms altos de la dureza con respecto a valores de dureza de muestras no deformado, enfriados a la misma velocidad. Es el resultado de grano-refinamiento de la microestructura en toda la gama de la velocidad de enfriamiento.

Muy clara la traduccin de la baha ferrtica hacia derecha despus de deformacin plstica a la temperatura de 1100 C con respecto a su posicin en el diagrama CCT de sometido a sobrefusin austenita no deformado es un resultado de temperatura austenitizing mayor igual a 1200C.

Elaborado curvas de transformaciones sobreenfriado austenita del acero estudiado completamente lo predisponen a la produccin de piezas forjadas apag directamente con la temperatura de acabado de la forja y sucesivamente sometidos a alta temperatura de revenido.

Determinados esquemas de transformaciones de la austenita no deformado y plsticamente deformado sobreenfriado ser la base para la elaboracin de las condiciones de tratamiento termomecnico para forjas de acero investigados.

Acknowledgements

Trabajo cientfico fue financiado desde los fondos de ciencia del Ministerio polaco de ciencia y educacin superior en un perodo 2010-2013 en el marco del proyecto N N N508 585239.

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