“اثر بخشی آلیاژها بر خواص مکانیکی فولادهای پیشرفته با استحکام بالا”

آرش مجیدیان- مدیریت تحقیق و توسعه شرکت پیشاهنگان عصر صنعت

 

 در شش فولاد با استحکام بالا و مقادیر مختلف کربن(۰٫۴ تا ۰٫۶%) ٬منگنز (۰٫۶ تا ۱٫۲%)٬سیلیکون(۲ تا ۲٫۶%) و کروم(۰٫۸ تا ۱٫۳ %) ٬ فرآیند کویینچ و تقسیم بندی با تغییر شکل جزیی بهینه سازی گردید.بهینه سازی در هر فولاد با توجه به خواص و ریزساختار نهایی به صورت تدریجی انجام گرفت.اثر بخشی سرعت سرد کردن٬دمای کویینچ و تقسیم بندی در توسعه ریزساختار مورد بررسی بیش تری قرار گرفت. ترکیباتی شگفت انگیزاز خواص مکانیکی با استحکام کششی حدودMPa 2400-1600 و شکل پذیری ۶ تا ۲۶% بدست آمد.

۱٫مقدمه

استراتژی های جدید و ابتکاری در عملیات حرارتی و ترمومکانیکی التزام فولادهای کم آلیاژ با استحکام نهایی بالا و شکل پذیری مناسب و مقرون به صرفه را برآورده میکند. چنین ترکیبات جالبی در خواص مکانیکی با توسعه ریز ساختار کنترل شده قابل دستیابی است. به تازگی اقسام جدید فولادهایی که از تاثیر مثبت آستنیت باقیمانده در استحکام و توازن شکل پذیری فولادهای کم آلیاژ بهره می برند٬ توسعه یافته اند. این اثر همچنین در فولادهای مارتنزیتی تهیه شده از فرآیند کویینچ و تقسیم بندی(P-Q) به صورت موفقیت آمیزی استفاده شده است.

زمانی که فرآیند P-Q  با تغییر شکل فشرده جزیی که در ناحیه آستنیت جهت دستیابی به ماتریس مارتنزیتی انجام میشود ترکیب گردد ٬حتی منجر به افزایش بیشتر خواص مکانیکی میشود. مقدار تغییر شکل بکار برده شده ممکن است  بر مورفولوژی و ثبات آستنیت باقیمانده نیز تاثیر بگذارد. همانگونه که تغییر شکل جزیی یک اصل پایه در فرآیندهای مختلفی است که در آزمایشات صنعتی استفاده میشود، ترکیب عملیات حرارتی و تغییر شکل کنترل شده نیز تاثیرات تجربی بسیار مهمی دارد. با این حال جهت حصول ترکیب خوبی از خواص مکانیکی، بهینه سازی چندین پارامتر از فرآیند P-Q الزامیست.از مهمترین این پارامترها، دمای آستنیته کردن، سرعت سرد کردن، دمای کویینچ و هولد تقسیم بندی میباشد. ترکیب شیمیایی معمول فولادهایی که در فرآیند P-Q استفاده میشوند بصورت

 Mn2-1%-Si2-1%-Ϲ ۰٫۴ % با آلیاژهای انتخابی کروم،نیکل،مولیبدن و یا میکروآلیاژ ﺌیوبیوم میباشد.اولین کاربردهای تجربی این فولادها دراستمپینگ گرم قطعات صنعت خودروسازی است.

۲: روش آزمایش

هدف از این مطالعه بررسی اثربخشی عناصر آلیاژی مختلف در پارامترهای فرآیند P-Q، خواص و ریزساختار نهایی میباشد. سرعت سرد کردن از دمای آستنیته تا دمای کویینچ، دمای کویینچ، دمای تقسیم بندی و هولدینگ از مهمترین پارامترهایی هستند که در این تحقیق مورد بررسی قرار گرفته اند. در فرآیند نمونه ،از یک شبیه ساز ترمومکانیکی استفاده گردید که از روش های حرارتی و تغییر شکلی کنترل شده بسیار دقیقی بهره می برد که ممکن است شامل تغییر شکل های جزیی سریع نیز باشد. این قابلیت ها تنظیم دقیق پارامترهای دما و تغییر شکل را مشابه فرآیندهای واقعی در صنعت ممکن میسازند. نمونه های شبیه ساز دارای بخش مولد استوانه ای به قطر mm8  و طول ۱۶ mm  هستند. طول کل نمونه شامل برجستگی ها و شیارها در دو طرف انتهایی ۷۶mm است. این شکل هندسی نمونه جهت دستیابی به توزیع میدانی حرارتی همگن در قسمت مولد نمونه بهینه سازی گردید.

در این تحقیق از شش فولاد با استحکام بالا و ترکیب شیمیایی با اختلافات جزیی استفاده گردید. جهت بررسی اثربخشی عناصر آلیاژی اصلی بر ریز ساختار نهایی و خواص مکانیکی از کربن به میزان ۰٫۴ تا ۰.۶٪ و مقادیر مختلف منگنز(۰٫۶ تا ٪۱٫۲)،سیلیکون(۲تا ٪۲٫۶) و کروم (۰ تا ٪۱٫۳) استفاده گردید (جدول۱). هم چنین مقادبر مختلف عناصر آلیاژی بر تغییرات جزیی بازه های دمایی استحاله مارتنزیتی نیز موثر میباشند. بنابراین پارامترهای حرارتی  فرآیند P-Q باید با توجه به این دماها بهینه سازی شوند. ریزساختارهای نهایی با میکروسکوپ لیزری هم کانون،میکروسکوپ الکترونی روبشی و میکروسکوپ الکترونی عبوری آنالیز گردیدند. کسر حجمی آستنیت باقیمانده با آنالیز پراش فازی اشعه ایکس توسط آنالیزگر اشعه ایکس  AXS D8 Discover با شعاع αCo K انجام گردید.

خواص مکانیکی بر حسب استحکام کششی و انعطاف پذیری با آزمون کشش ریزنمونه های مسطح با طول ۵mm و مقطع عرضی قسمت مولد نمونه به ابعاد  ۲*۱٫۲ mm تعیین گردید. دو نمونه برای هر بار آزمایش کشش انتخاب شده و مقادیر میانگین گزارش شد.

 (Ϲ°)Mf وMs دمای ٬(wt%) جدول شماره ۱: ترکیب شیمیایی

 

۱_۲: فرآیند ترمومکانیکی

برای هر نوع فولاد،استراتژی های فرآیند ترمومکانیکی با سرعت های سرد کردن متفاوتی طراحی گردید (جدول ۲ شکل۱). بر مبنای تجربیات بهینه سازی قبلی در فولاد Mn0.6-Si2-Ϲ ۰٫۴ ،برای تمامی فولادها فرآیند ترمومکانیکی با ۲۰ مرحله تغییر شکل جزیی و P-Q ثبت شده انتخاب گردید{۴}. دمای حرارتی بر مبنای مقرون به صرفه ترین نوع فرآیند طراحی گردید. بنابراین از پایین ترین دماهایی که موجب آستنیته شدن کامل فولادها میگردیدند استفاده شد. مناسب ترین دما برای تمامی فولادهای کروم دار Ϲ°۹۵۰ بود و تنها فولادهای کم کروم به دمای حرارتی بالاتر از Ϲ°۱۰۰۰ نیاز داشتند. تغییر شکل جزیی همواره به صورت ۲۰ کشش ثانویه و متراکم با تغییر شکل لگاریتمی ۵=Φ در طول سرد کردن از دمای آستنیته اعمال گردید. در تمامی فرآیندها با دمای حرارتی Ϲ°۹۵۰ از دمای عملیات شکل دهی نهایی Ϲ°۷۲۰ استفاده گردید. جهت حصول اطمینان از وقوع تمامی تغییر شکل ها در ناحیه آستنیت ،در فولادهای کم کروم با دمای حرارتی Ϲ°۱۰۰۰، از دمای نهایی بالاتر،Ϲ°۸۵۰ استفاده شد. از آنجایی که سرعت سرد کردن یکی از مهمترین پارامترهای هر فرآیند ترمومکانیکی است جهت سرد کردن فولادها تا دمای کویینچ بعد از تغییر شکل جزیی، چهار سرعت میانگین s /Ϲ°۷ و ۵۰٬۳۰٬۲۰ اعمال گردید. بر مبنای نتایج بدست آمده قبلی از فولاد rϹiS42، Ϲ°۲۰۰ دمای کویینچ عملیات مرجع انتخاب گردید{۳}. s/ Ϲ°۲۰  مناسب ترین سرعت سرد کردن برای چهار فولاد با کروم بالا (٪۱٫۳) بود. با توجه به تجربیات قبلی دمای هولد ایزوترمال Ϲ°۲۵۰ با زمان هولدینگ s600انتخاب گردید

در هر فولاد بهینه سازی بیشتری بروی دمای کویینچ و تقسیم بندی شده و جزییات کاملتر آن در ادامه آمده است.

فولاد بدون کروم نه تنها به دمای حرارتی بالا،Ϲ°۱۰۰۰ نیاز دارد ،بلکه جهت جلوگیری از تشکیل پرلیت و فریت آزاد    نیازمند سرعت های سرد کردن بالاتر قابل توجهی نیز میباشد. بنابراین جهت دستیابی به ریز ساختار مارتنزیتی  سرعت های s/Ϲ°۳۰ و s/Ϲ°۵۰ اعمال گردید.

از سوی دیگر در فولاد پر کروم(%۱٫۳) و پر کربن(۰٫۶%) جهت دستیابی به بهترین خواص مکانیکی٬ باید دماهای کویینچ و تقسیم بندی پایینتر با هولد کوتاهتری (s100/Ϲ°۲۰۰-s10/Ϲ°۱۷۵) اعمال گردد.

شکل۱: پارامترهای فرآیند P-Q با تغییر شکل جزیی یکپارچه

 

جدول۲: پارامترهای عملیات ترمومکانیکی٬ خواص مکانیکی٬ حجم آستنیت باقیمانده

 

۳:بحث و نتایج

۳٫۱: اثربخشی سرعت سردکردن در خواص و ریزساختار

 در فولادهای rϹ۱٫۳-Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۴ وrϹ۱٫۳-Mn0.6-Si2.6-Ϲ۰٫۴ و rϹ۱٫۳-Mn1.2-Si2.6-Ϲ۰٫۴ و rϹ۰٫۸-Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۶ در یک ریزساختار P-Q معمول با ترکیبی از ماتریس مارتنزیتی وبینیت پایینی و

۱۳ تا ۱۷ درصد آستنیت باقیمانده ٬ سرعت سرد کردن s/Ϲ°۲۰ حاصل گردید.(شکل ۲). آستنیت در مرزهای مارتنزیت لایه ای اساسا منجر به تشکیل فیلم های نازک میگردد(شکل۳). در فولادهای پرکروم(۱٫۳%) و متوسط کربن(۰٫۴%) این ریزساختار به بالاترین استحکام نهایی حدود MPa 2118-1965 و شکل پذیری ۱۴ تا ۱۷% رسید. سرد کردن آهسته ترs/Ϲ° ۷ موجب استحاله های فریتی و پرلیتی در هر دو فولاد Mn0.6-Si2.6-Ϲ۰٫۴ و Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۴ گردید و بنابراین نواحی کوچک پرلیت و فریت آزاد در ریزساختار نهایی مشاهده گردید. در فولاد پر سیلیس Mn0.6-Si2.6-Ϲ۰٫۴ مقدار و اندازه دانه های فریت و نواحی پرلیتی بیشتر بود که از استحکام پایین تر آن نیز مشخص بود.

           

شکل ۲: فولاد Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۴ ٬ s600/Ϲ°۲۵۰Ϲ°۲۰۰- Ϲ°٬۹۵۰سرعت سردکردنs/Ϲ° ۲۰

 

شکل ۳: فولاد Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۴ ٬ s600/Ϲ°۲۵۰Ϲ°۲۰۰- Ϲ°٬۹۵۰ سرعت سردکردنs/Ϲ°٬۲۰تصویر زمینه سیاه آستنیت باقیمانده TEM در ریزساختار مارتنزیتی ٬

 

در سرعت سردکردن پایین تر فولاد Mn1.2-Si2.6-Ϲ۰٫۴ که مقادیر بالاتر آلیاژهای سیلیکون ومنگنز را داشت٬ رفتار متفاوتی با فولادهای کم سیلیکون متوسط کربن از خود نشان داد. تفاوت اصلی٬ عدم وجود کولون های پرلیتی رشد یافته در ریزساختار نهایی حتی پس از سرد کردن آهسته s/Ϲ° ۷ بود. دیگر ویژگی قابل توجه این است که این سرعت سرد کردن هیچ افت محسوسی در خواص مکانیکی ایجاد نکرد بطوریکه استحکام نهایی هم چنان حدود MPa 2000 بود.

در فولاد پرکربن و کم کروم rϹ۱٫۳-Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۶ ٬ اعمال سرعت s/Ϲ° ۲۰ بیشتر در ریزساختار مارتنزیتی با مقادیر اندک بینیت پایینی و %۱۶ آستنیت باقیمانده حاصل گردید(شکل ۵). علی رغم اینکه فولاد استحکام بالایی در حدود MPa 2100 بدست آورد اما شکل پذیری آن کم و تنها به ۸% رسید. جهت بهبود استحکام تا توازن شکل پذیری٬ ترکیبات مختلف دمای کویینچ و هولد تقسیم بندی آزمایش گردید. مناسب ترین آنها که در بالاترین استحکام MPa2438 با شکل پذیری خوب ۱۴% حاصل شد٬ دمای کویینچ Ϲ°۱۷۵ با هولد s100 در دمایϹ° ۲۰۰ بود.

 ریز ساختار نهایی فولاد پر کربن کم کروم rϹ۰٫۸-Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۶  بعد از سردکردن آهسته شامل مخلوطی از بینیت و فریت آزاد بود. سرد کردن سریعتر درs/ Ϲ°۲۰ عمدتا موجب تولید ریزساختار مارتنزیتی با ۲۲% آستنیت باقیمانده گردید. تنها چند ناحیه با بینیت پایینی یا فریت بینیتی لایه ای بصورت تصادفی در این ریزساختار مشاهده گردید(شکل ۶) که دارای استحکام نهایی MPa2100 و شکل پذیری بسیار خوب ۱۹% بود.هم چنین بیشترین مقدار آستنیت باقیمانده نیز پس از سردکردن s /Ϲ°۲۰ در این نوع فولاد آشکار شد.

دمای شروع مارتنزیت در فولاد Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۴ به دلیل کمبود کروم به Ϲ°۳۲۰ افزایش یافت و استحاله های پرلیت و فریت نیز در زمان های کوتاهتری صورت گرفتند{۹}. بنابراین سرعت های سردکردن بالاتری برای این نوع فولاد لازم بود. در ابتدا  عملیات مرجع در دمای Ϲ°۹۵۰ با سرعت های s/ Ϲ° ۲۰و۳۰و۵۰ بر فولاد اعمال گردیدند. ریزساختار نهایی شامل فریت٬ بینیت و مارتنزیت بود. جهت حصول عمده ریز ساختار مارتنزیتی٬ سرعت های بالاتر s/Ϲ°  ۳۰ و s/Ϲ° ۵۰ با دمای آستنیته بالاتر٬ Ϲ°۱۰۰۰ آزمایش گردید. در نهایت پس از سرد کردن در s/Ϲ° ۵۰ ریزساختارمارتنزیتی مطلوب (شکل ۷) حاصل گردید. اما با این حال٬ بینیت بالایی همچنان در مرزهای آستنیت اصلی وجود داشت و مقدار آستنیت باقیمانده نیز بسیار پایین بود و شکل پذیری به ۱۶% رسید. استحکام کششی این ریزساختارها حدود MPa1300 بود که حتی از استحکام ریزساختار مرکب بینیتی-فریتی-مارتنزیتی (MPa1959) که بعد از سرد کردن آهسته همان فولاد بدست آمده هم پایین تر بود.

با وجود اینکه نظریه اصلی فرآیند P-Q درباره ریز ساختار نهایی مارتنزیتی با کسر آستنیت باقیمانده کنترل شده بحث میکند٬ اما نتایج حاصل از کار چندین محقق ثابت میکند که مقادیر مختلف بینیت بالایی نیز معمولا جزیی از ریزساختار نهایی هستند. این بینیت حتی میتواند در فولادهای پایه سیلیکونی شامل ɛ کاربید باشد و همانطور که اثبات شد سیلیکون در جلوگیری از رسوب جزیی کاربید در سمنتیت چندان موثر نیست. بنابراین ریزساختار نهایی بدست آمده در این تحقیق عمدتا مخلوطی از مارتنزیت٬ بینیت بالایی و آستنیت باقیمانده میباشد که نه تنها از این قاعده مستثنی نیست بلکه در توافق خوبی با دیگر یافته هایی است که از فرآیندهای P-Q دیگر بروی فولادهای مشابه بدست آمده اند.

 

شکل ۴: فولاد Mn1.2-Si2.6-Ϲ۰٫۴ ٬ s600/Ϲ°۲۵۰Ϲ°۲۰۰- Ϲ°٬۹۵۰ سرعت سردکردنs/Ϲ°٬۷ ریزساختار نهایی بدون پرلیت و حجم های بالای فریت آزاد٬میکروسکوپی روبشی لیزری هم کانون

 

شکل ۵: فولاد rϹ۱٫۳-Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۶ ٬ s600/Ϲ°۲۵۰Ϲ°۲۰۰- Ϲ°٬۹۵۰ سرعت سردکردنs/Ϲ°٬۲۰ریزساختار مارتنزیتی با مقادیر  SEM٬   اندک بینیت پایینی

 

شکل۶: فولاد rϹ۰٫۸-Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۶ ٬ s600/Ϲ°۲۵۰Ϲ°۲۰۰- Ϲ°٬۹۵۰ سرعت سردکردنs/Ϲ°٬۲۰ریزساختار مارتنزیتی با دو فریت SEM لایه ای و مقادیر اندک بینیت پایینی ٬

 

شکل ۷: فولاد Mn0.6-Si2-Ϲ۰٫۴ ٬ s600/Ϲ°۲۵۰-Ϲ°۲۰۰- s100/Ϲ°۱۰۰۰ ٬ سرعت سردکردنs/Ϲ°٬۵۰ریزساختار مارتنزیتی با اندک SEM فریت تشکیل شده در مرزهای آستنیت اصلی ٬

 

 ۴: نتایج

دستیابی به یک ریزساختار P-Q متداول با ترکیبی از ماتریس مارتنزیت وبینیت پایینی و ۲۲-۶% آستنیت باقیمانده با بهینه سازی پارامترهای این فرآیند در شش فولاد با مقادیر مختلف کربن (۰٫۴ تا ۰٫۶%) ٬ کروم (۰ تا ۱٫۳%)٬ منگنز (۰٫۶ تا ۱٫۲%) و سیلیکون(۲ تا ۲٫۶%) میسر گردید. استحکام نهایی بدست آمده MPa2243-1300 و شکل پذیری ۲۱-۷% بود.

فولاد با بالاترین میزان سیلیکون(۲٫۶%) و منگنز(۱٫۲%)٬ حساسیت کمتری به سرعت سردکردن از خود نشان داد که حتی پس از سرد کردن آهسته در s/Ϲ° ۷ ٬ مانع تشکیل نواحی پرلیت- فریتی در ریز ساختار نهایی گردید.

در فرآیند P-Q٬ فولاد کم کروم به دلیل کویینچ پذیری پایین آن و استحکام اندک بدست آمده در ریزساختار مارتنزیتی نامناسب شناخته گردید.

از سوی دیگر در بیش ترین استحکام MPa 2438 با شکل پذیری نسبتا بالا ۱۴٬%٬ ترکیب پر کربن (۰٫۶%) و پرکروم(۱٫۳%) بدست آمد. با این حال٬ اعمال دمای کویینچ پایینتر Ϲ°۱۷۵ با هولد کوتاه s100 در Ϲ°۲۰۰ جهت دستیابی به این خواص الزامیست.