MODELOWANIE PRZEMIAN FAZOWYCH W PROCESIE WYŻARZANIA BLACH ZE STALI DP Z WYKORZYSTANIEM PROGRAMÓW THERMOCALC I DICTRA

Transkrypt

1 Prace IMŻ 3 (2011) 7 Roman KUZIAK, Ryszard MOLENDA, Krzysztof RADWAŃSKI Instytut Metalurgii Żelaza MODELOWANIE PRZEMIAN FAZOWYCH W PROCESIE WYŻARZANIA BLACH ZE STALI DP Z WYKORZYSTANIEM PROGRAMÓW THERMOCALC I DICTRA Celem artykułu było dokonanie oceny przydatności programu ThermoCalc oraz programu DICTRA do analizy termodynamicznej stali typu DP. W oparciu o obliczenia termodynamiczne wyznaczono zakres temperatur piku profilu temperaturowego, a następnie przeprowadzono doświadczenia symulacjyjne z wykorzystaniem symulatora Gleeble, które pokazały dużą zbieżność wyników obliczeń z ilościową oceną struktury blachy DP. Kinetykę przemian fazowych podczas wyżarzania symulowano za pmocą programu DICTRA. Wyniki symulacji pokazały, że program ten przewiduje zawyżoną zawartość ferrytu w strukturze blachy poddanej wyżarzaniu w porównaniu do wartości zmierzonej. Można wnosić, że jest to spowodowane ograniczeniami modelu stosowanego w tym programie, który bazuje wyłącznie na rozwiązaniu równań dyfuzji. Pomimo tych ograniczeń, obliczenia przeprowadzone z wykorzystaniem obu programów dostarczają cennych informacji, które można wykrzystać przy projektowaniu parametrów profilu termicznego w procesie wyżarzania. Słowa kluczowe: Stale DP, proces ciągłego wyżarzania, obliczenia termodynamiczne, przmiany fazowe, segregacja węgla, mikrostruktura MODELLING OF PHASE TRANSFORMATIONS DURING ANNEALING OF DP STEEL SHEETS USING THERMOCALC AND DICTRA SOFTWARE The objective of this article was to evaluate the usefulness of ThermoCalc and DICTRA software for thermodynamic analysis of DP steels. Based on the thermodynamic calculations the range of temperatures for the temperature profile peak was determined and simulation experiments were carried out with Gleeble simulator. The experiments showed high similarity of calculation results to quantitative assessment of DP sheet structure. The kinetics of phase transformations during annealing was simulated with DICTRA software. The simulation results revealed that this program provides for overestimated ferrite content in structure of the sheet subject to annealing as compared to the measured value. It can be assumed that it is caused by the limitations of the model used in this program, which relies on diffusion equation solution only. In spite of such limitations, the calculations made with the two programs give valuable information that can be used for designing thermal profile parameters in the annealing process. Key words: DP steels, continuous annealing process, thermodynamic calculations, phase transformations, carbon segregation, microstructure 1. WSTĘP Blachy ze stali DP do zastosowań w konstrukcji samochodu wytwarzane są z wykorzystaniem metody ciągłego wyżarzania. Z uwagi na wymaganą wysoką wytrzymałość i ciągliwość tych blach, parametry profilu temperaturowego tego procesu muszą być dokładnie wyznaczone i kontrolowane. Podstawą dla wyznaczenia parametrów profilu temperaturowego są obliczenia termodynamiczne. Obecnie, obliczenia takie prowadzone są za pomocą programów komputerowych, które umożliwiają wyznaczenie równowagowego składu fazowego w układach wieloskładnikowych zawierających maksymalnie do dwudziestu składników [1]. W artykule oceniono przydatność programu TermoCalc do analizy termodynamicznej stali typu DP. Przedstawiono również wyniki obliczeń przebiegu przemian fazowych i segregacji węgla w procesie ciągłego wyżarzania blach z wykorzystaniem programu Dictra. Segregacja węgla w procesie ciągłego wyżarzania, która zależy od parametrów profilu temperaturowego ma decydujący wpływ na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne stali wielofazowych stosowanych w przemyśle samochodowym. Z tego powodu możliwość symulacji segregacji węgla ma bardzo duże znaczenie dla określenia parametrów ciągłego wyżarzania. 2. PODSTAWY TEORETYCZNE OBLICZEŃ TERMODYNAMICZNYCH Ze względu na łatwość uogólnienia i dla uproszczenia rozważań zostanie omówiony układ trójskładnikowy Fe C X, w którym X jest pierwiastkiem stopowym.

2 8 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) W stanie równowagi termodynamicznej, austenit i ferryt (charakteryzujące się jednorodnym składem chemicznym, odpowiednio, x i i x i, gdzie i = 1, 2, 3; 1-C, 2-X, 3-Fe) zachodzi równość potencjałów chemicznych składników układu: a i c 1a 2a 3a i 1c 2c 3c (1) n ( x, x, x ) = n ( x, x, x ) Warunek ten zwany globalnym warunkiem równowagi przedstawiono za pomocą konstrukcji geometrycznej na rysunku 1. W tym ujęciu równanie (1) jest równoważne warunkowi występowania wspólnej płaszczyzny stycznej do powierzchni energii swobodnej składników fazowych układu. Warunek równowagi termodynamicznej, zdefiniowany za pomocą układu równań (1) oznacza, że w układzie będącym w stanie równowagi termodynamicznej nie występują gradienty potencjału chemicznego, zarówno w obrębie jednej fazy, jak również między fazami. W rzeczywistych procesach przemysłowych, które na ogół charakteryzują się szybkimi zmianami warunków termodynamicznych, niemożliwe jest osiągnięcie stanu równowagi globalnej. Aby opisać rzeczywiste warunki termodynamiczne, przy których zachodzą przemiany fazowe, wprowadzono różne modele quasi-równowagowe opisujące zachowanie się składników układu. Jednym ze sposobów przybliżenia się do rzeczywistych warunków postępu przemian fazowych w stalach było wprowadzenie modelu pararównowagi (ang. paraequilibrium). Model ten odnosi się do warunków postępu przemiany fazowej, które wykluczają zajście dyfuzji pierwiastków stopowych, zaś zrównoważenie potencjału chemicznego zapewnia dyfuzja węgla między składnikami fazowymi stali. Warunek pararównowagi między austenitem i ferrytem zdefiniowany jest za pomocą układu równań: x2a x2c xr 2 x = 3 x = a 3c xr 3 (2) a c n = n 1 1 gdzie wskaźnik 1 odnosi się do węgla, zaś xr 2 i xr 3 są średnimi zawartościami składników 2 i 3 w stali. Innymi słowy, w stanie pararównowagi, stosunek stężeń pierwiastków stopowych do stężenia żelaza jest stały dla współistniejących faz. Z układu równań (2) wynika ogólny warunek pararównowagi: c a c a xr 3 n2- n2+ ( n3- n3) c m = 0 (3) x r 2 Warunek (2) został wyprowadzony przez Gilmoura [2]. Graficzną ilustrację stanu pararównowagi przedstawiono na rysunku 2. W tym przypadku nie występuje wspólna płaszczyzna styczna do powierzchni energii swobodnych składników układu. Warunek pararównowagi zdefiniowany jest natomiast za pomocą dwu płaszczyzn. Jedna z tych płaszczyzn jest styczna do powierzchni swobodnej austenitu, a druga do powierzchni swobodnej ferrytu. W stanie pararównowagi potencjał chemiczny węgla ma taką samą wartość w austenicie i ferrycie. Oznacza to, że płaszczyzny na rysunku 2 przecinają się w punkcie leżącym na osi zmian stężenia węgla. Natomiast różnica potencjałów żelaza jest równoważona przez różnicę potencjałów pierwiastków stopowych. Jak łatwo wywnioskować, rzut linii przecięcia płaszczyzn z rysunku 2 na płaszczyznę Fe X C jest miejscem geometrycznym (linią), dla której stosunek Fe/X przyjmuje stałą wartość. Rys. 2. Geometryczne przedstawienie stanu pararównowagi w układzie trójskładnikowym Fig. 2. Geometric presentation of para-equilibrium condition in three-component system Rys. 1. Graficzne przedstawienie warunku równowagi termodynamicznej w układzie trójskładnikowym. Linia wiążąca łączy składy chemiczne faz będących w równowadze termodynamicznej Fig. 1. Graphic presentation of thermodynamic equilibrium condition in three-component system. The tie connects chemical compositions of the phases in thermodynamic equilibrium Jak pokazał Hillert [3], granice występowania faz a i c w stanie pararównowagi znajdują się wewnątrz obszaru współistnienia tych faz w stanie równowagi globalnej (rys. 3). Przez wiele lat obliczenia właściwości materiałów w oparciu o modele termodynamiczne traktowane były, jako podejście ściśle teoretyczne z ograniczonym zakresem stosowalności do prostych układów fazowych. Stosowanie metody zaproponowanej przez CALPHAD zmieniło ten pogląd. Umożliwiło, bowiem, prowadzenie dokładnych obliczeń termodynamicznych w oparciu o metody numeryczne przemian fazowych i procesów wydzieleniowych w stopach technicznych [4]. Zaletą metody jest możliwość uzyskania termodynamicznego

3 Prace IMŻ 3 (2011) Modelowanie przemian fazowych w procesie wyżarzania blach... 9 Rys. 3. Przecięcie izotermiczne układu Fe Mn C z naniesionymi granicami międzyfazowymi dla przypadku równowagi globalnej i pararównowagi [3] Fig. 3. Isothermal intersection of Fe Mn C system with phase boundaries plotted for the case of global equilibrium and para-equilibrium [3] opisu skomplikowanego układu wieloskładnikowego z wykorzystaniem modeli termodynamicznych opracowanych dla układów dwuskładnikowych. Procedura obliczeniowa obejmuje rozwiązanie termodynamicznych równań równowagi fazowej z wykorzystaniem metod numerycznych, w oparciu o znaną postać funkcji Gibbsa, dla faz występujących w analizowanym układzie. gdzie x i jest ułamkiem molowym składnika i, G 0 i jest energią Gibbsa składnika i w stanie odniesienia, którym jest pojedyncza faza będąca składnikiem roztworu, T jest temperaturą w skali absolutnej, R jest stałą gazową, Ω v jest parametrem oddziaływania zależnym od wartości v. Jeśli wartość ta wynosi 0, to odpowiada to roztworowi regularnemu, jeśli mieści się w przedziale między 0 a 1, to odpowiada to roztworowi sub-regularnemu. Poszczególne człony w równaniu (5) odpowiadają składowym energii Gibbsa, zdefiniowanym za pomocą równania (4). Zasadniczą zaletą omawianej metody jest możliwość przewidywania układów równowag fazowych w złożonych systemach, zawierających do 20 składników, na podstawie parametrów termodynamicznych wyznaczonych dla układów dwuskładnikowych. Obliczenia termodynamiczne w ramach niniejszej pracy przeprowadzono za pomocą programu komputerowego ThermoCalc w oparciu o metodę CALPHAD [6]. Strukturę programu ThermoCalc przedstawiono na rysunku KOMPUTEROWA SYMULACJA UKŁADÓW RÓWNOWAGI FAZOWEJ Jedną z metod analizy układów równowag fazowych oraz obliczania wielkości termodynamicznych, których znajomość konieczna jest do modelowania kinetyki przemian fazowych, jest metoda komputerowej symulacji układów równowag fazowych. Obliczenia te prowadzone są z wykorzystaniem metody CALPHAD [4, 5]. Metoda ta opiera się na matematycznym opisie funkcji termodynamicznych faz, z których podstawowe znacznie ma energia Gibbsa. Najprostszy przypadek obliczeń numerycznych obejmuje związki chemiczne o ustalonej stechiometrii. Energia swobodna Gibasa zależy wtedy od temperatury, ewentualnie ciśnienia oraz oddziaływań magnetycznych [1]: 2 3 C6 GT = C1+ C2T+ C3Tln( T) + C4T + C5T + (3) T gdzie C 1 C 6 parametry materiałowe. Składniki fazowe najważniejszych stopów technicznych występują w szerokim przedziale składu chemicznego, tworząc najczęściej roztwory stałe. W tym przypadku funkcja Gibasa uwzględniać musi wpływ składu chemicznego. Funkcja Gibbsa dla poszczególnych faz, stosowana w procedurze obliczeniowej, utworzona jest poprzez sumowanie trzech składowych: id m xs m G = G + G + G (4) 0 gdzie G 0 jest energią dla stanu odniesienia, G id m jest energią mieszania roztworu idealnego, a G xs m jest energią nadmiarową procesu mieszania roztworu stałego. Energia Gibbsa faz, które tworzą roztwory stałe podstawieniowe z wystarczającą dokładnością może być opisana za pomocą następującego wielomianu [1]: 0 o RS / i i / i i / i j o i j i i i j o / / (5) G = xg + RT x ln x + xx X ( x -x ) Rys. 4. Moduły obliczeniowe programu termodynamicznego ThermoCalc [6] Fig. 4. Modules of thermodynamic program ThermoCalc [6] Najważniejszymi modułami programu są bazy danych termodynamicznych oraz moduł POLY 3, który służy do prowadzenia obliczeń równowag fazowych z wykorzystaniem metod numerycznych. Moduł GES (Gibbs Energy System) wykorzystywany jest do opracowywania modeli funkcji Gibbsa, zaś moduł Parrot stosowany jest do optymalizacji parametrów termodynamicznych w oparciu o wyniki pomiarów, prowadzonych po zastosowaniu obróbki cieplnej metali i stopów, obejmujących ułamek objętościowy oraz skład chemiczny faz w strukturze. Moduł tabulacji danych daje możliwość wydruku parametrów i wielkości termodynamicznych w postaci stabelaryzowanej, zaś Post Procesor pozwala na wykonanie graficznej reprezentacji wyników obliczeń. Najważniejszym czynnikiem wpływającym na jakość obliczeń termodynamicznych jest dokładność baz danych termodynamicznych. Obecnie najdokładniejsze bazy danych są opracowywane na zamówienie firm wykorzystujących w swojej produkcji nowoczesne materiały techniczne i na ogół nie są udostępniane do powszechnego użytku. 4. KOMPUTEROWA SYMULACJA PRZEMIAN FAZOWYCH, KTÓRYCH KINETYKA UWARUNKOWANA JEST PROCESEM DYFUZJI Metoda CALPHAD, w połączeniu z rozwiązaniem równań dyfuzji, wykorzystana została w programie komputerowym DICTRA do symulacji przemian fazowych, w których dyfuzja jest podstawowym zjawiskiem

4 10 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) limitującym postęp przemian [7]. Strukturę programu DICTRA przedstawiono na rysunku 5. W skład tego programu wchodzą trzy podstawowe moduły, mianowicie: Moduł POLY 3 programu ThermoCalc prowadzący obliczenia lokalnych warunków równowagi w granicach międzyfazowych, Moduł wykonujący obliczenia równań dyfuzji, Moduł prowadzący obliczenia bilansu strumieni masy składników układu. obliczony dla stali zawierającej: 1,53%Mn, 0,22%Si, 0,44%Cr, 0,06%Ni i 0,06%Mo. Jest to typowy skład stali typu DP600 do wytwarzania blach z wykorzystaniem technologii ciągłego wyżarzania. Położenie linii granicznych dla powyższego składu chemicznego stali, przy zmiennej zawartości węgla przedstawiono na rysunku 6. Rys. 5. Struktura programu komputerowego DICTRA [7] Fig. 5. Structure of computer program DICTRA [7] Zadaniem modułu POLY 3 jest prowadzenie obliczeń warunków równowag fazowych. Na tej podstawie podczas symulacji numerycznej identyfikowany jest moment czasu, w którym zapoczątkowana jest przemiana fazowa. Obliczenia termodynamiczne prowadzone są w trakcie symulacji przemian fazowych, bowiem procesy lokalnej segregacji pierwiastków spowodować mogą istotne zmiany warunków termodynamicznych. W szczególności zaś spowodować mogą powstrzymanie przemiany. Ponadto za pomocą modułu PARROT 3 prowadzone są obliczenia parametrów termodynamicznych, które wykorzystywane są do modelowania procesu dyfuzji, takich jak na przykład aktywności pierwiastków, czy też pochodne funkcji Gibbsa. Program DICTRA pozwala zdefiniować warunki termodynamiczne oraz kinetyczne symulowanego zagadnienia, a także cechy geometryczne struktury. Rys. 6. Układ równowagi dla stali zawierającej 1,53%Mn, 0,22%Si, 0,44%Cr, 0,06%Ni i 0,06%Mo Fig. 6. Equilibrium system for steel containing 1.53%Mn, 0.22%Si, 0.44%Cr, 0.06%Ni and 0.06%Mo Z rysunku 6 wynika, że w porównaniu z konwencjonalnym układem dwuskładnikowym Fe-C, wprowadzenie do stali większej ilości składników spowodowało wystąpienie obszaru współistnienia trzech składników fazowych, mianowicie, ferrytu, austenitu i cementytu. Z uwagi na duży wpływ manganu na kinetykę przemian fazowych, początkowo analizowano wpływ tego pierwiastka na położenie linii granicznych. Wpływ ten ilustruje rysunek 7. Obliczenia termodynamiczne pokazują, że ze wzrostem zawartości manganu wzrasta szerokość obszaru 5. ANALIZA UKŁADÓW RÓWNOWAG FAZOWYCH W ZASTOSOWANIU DO TECHNOLOGII CIĄGŁEGO WYŻARZANIA BLACH ZE STALI DP Proces ciągłego wyżarzania stali typu DP był przedmiotem publikacji [8]. Bardzo ważnym zagadnieniem tej technologii jest precyzyjne określenie parametrów profilu temperaturowego stosowanego do uzyskania struktury dwufazowej składającej się z ferrytu i martenzytu/bainitu. W przeprowadzonych badaniach, potencjalny wpływ dodatków stopowych na przemiany fazowe w stalach badano początkowo w oparciu o analizę układów równowagi fazowej. Celem tych badań było określenie wpływu dodatków stopowych na położenie granic międzyfazowych oraz na skład chemiczny austenitu i ferrytu. Do konstrukcji układów równowag fazowych wykorzystano program ThermoCalc. Odniesieniem do prowadzonych analiz jest układ równowagi fazowej Rys. 7. Wpływ manganu na położenie granic międzyfazowych Fig. 7. Effect of manganese on location of phase boundaries

5 Prace IMŻ 3 (2011) Modelowanie przemian fazowych w procesie wyżarzania blach współistnienia trzech faz, α + γ + Fe 3 C oraz obszar ten przesuwa się w stronę niższych temperatur. Największy rozstęp między granicami współistnienia faz występuje w przedziale zawartości węgla 0,2 0,6 % mas. Ponadto ze wzrostem zawartości manganu następuje przesunięcie linii GS i punktu S w stronę niższych zawartości węgla i niższych temperatur. Wpływ manganu na równowagowy udział ferrytu i austenitu oraz skład chemiczny tych faz w temperaturze 800ºC przedstawiono na rysunku 8. Rysunek 8 pokazuje silny wpływ manganu na udział ferrytu i austenitu, przy zawartość 2%Mn, jedyną fazą w stali jest austenit. Węgiel i mangan dzielą się na fazy nierównomiernie, zawartość tych pierwiastków jest dużo większa w austenicie, niż w ferrycie. Wpływ krzemu na położenie granic międzyfazowych w stali modelowej przedstawiono na rysunku 9. Rys. 9. Wpływ krzemu na położenie granic międzyfazowych Fig. 9. Effect of silicon on location of phase boundaries c) Podobnie jak mangan, krzem przesuwa linię GS w stronę wyższych zawartości węgla, jednak w przeciwieństwie do manganu, zmienia również wyraźnie położenie linii SE w stronę niższych zawartości węgla. Wpływ zawartości krzemu w stali na udział ferrytu i austenitu oraz na zawartości pierwiastków w tych fazach w temperaturze 800ºC przedstawiono na rysunku 10. Z rysunku tego wynika, że wzrost zawartości krzemu, przede wszystkim, powoduje wzrost udziału ferrytu kosztem austenitu oraz wzrost zawartości manganu w obu fazach. Rys. 8. Wpływ manganu na udział ferrytu i austenitu (; zawartość pierwiastków w austenicie ( i zawartość pierwiastków w ferrycie (c) Fig. 8. Effect of manganese on ferrite and austenite content (; content of elements in austenite ( and content of elements in ferrite (c) Rys. 10. Wpływ krzemu na udział ferrytu i austenitu ( Fig. 10. Effect of silicon on ferrite and austenite content (

6 12 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) manifestuje się to tym, że krzem destabilizuje węgliki żelaza w stalach, w przeciwieństwie do chromu, który stabilizuje te związki. Wzrost zawartości chromu rozszerza obszar stabilności cementytu w stali. Wpływ zawartości chromu w stali na udział austenitu i ferrytu oraz skład chemiczny tych faz w 800ºC przedstawiono na rysunku 12. c) Rys. 10 cd. Zawartość pierwiastków w austenicie ( i zawartość pierwiastków w ferrycie (c) Fig. 10 cont. Content of elements in austenite ( and content of elements in ferrite (c) W przeciwieństwie do manganu i krzemu, chrom silniej wpływa na położenie linii SE, rys. 11, przesuwając ją w stronę wyższych temperatur. W praktyce, c) Rys. 11. Wpływ chromu na położenie granic międzyfazowych Fig. 11. Effect of chromium on location of phase boundaries Rys. 12. Wpływ chromu na udział ferrytu i austenitu (; zawartość pierwiastków w austenicie ( i zawartość pierwiastków w ferrycie (c) Fig. 12. Effect of chromium on ferrite and austenite content (; content of elements in austenite ( and content of elements in ferrite (c)

7 Prace IMŻ 3 (2011) Modelowanie przemian fazowych w procesie wyżarzania blach Dla niskich zawartości chromu w stali, wzrost zawartości tego pierwiastka przy temperaturze 800ºC powoduje wzrost zawartości austenitu kosztem zawartości ferrytu. Silny jest też wpływ chromu zawartego w stali na zawartość tego pierwiastka w austenicie i ferrycie, przy słabym wpływie na zawartości pozostałych pierwiastków. Wpływ molibdenu na położenie granic międzyfazowych przedstawiono na rysunku 13. Najsilniej pierwiastek ten wpływa na położenie linii GS, jednak wpływ ten jest dużo słabszy w porównaniu do wpływu manganu i krzemu. c) Rys. 13. Wpływ molibdenu na położenie granic międzyfazowych Fig. 13. Effect of molybdenum on location of phase boundaries Z rysunku 14 wynika, że wzrost zawartości tego pierwiastka w stali powoduje umiarkowany wzrost udziału ferrytu i spadek udziału austenitu. Dlatego ze wzrostem zawartości molibdenu w stali silniej wzrasta zawartość tego pierwiastka w ferrycie, w porównaniu do austenitu. Wpływ molibdenu na zwartość pozostałych pierwiastków w austenicie i ferrycie jest niewielki. Rys. 14 cd. Zawartość pierwiastków w austenicie ( i zawartość pierwiastków w ferrycie (c) Fig. 14 cont. Content of elements in austenite ( and content of elements in ferrite (c) Coraz częściej w stalach dla przemysłu motoryzacyjnego, zamiast krzemu stosuje się aluminium, które nie Rys. 14. Wpływ chromu na udział ferrytu i austenitu ( Fig. 14. Effect of chromium on ferrite and austenite content ( Rys. 15. Wpływ aluminium na położenie granic międzyfazowych Fig. 15. Effect of aluminium on location of phase boundaries

8 14 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) 15 wynika, że wzrost zawartości aluminium w stali powoduje wzrost zawartości manganu w austenicie i ferrycie. Z punktu widzenia procesu ciągłego wyżarzania istotne są zmiany udziału faz w funkcji temperatury. Na tej podstawie można zdefiniować temperaturę piku profilu temperaturowego. Na rysunku 17 przedstawiono zmiany składników fazowych stali w funkcji składu chemicznego dla składu chemicznego stali będącej przedmiotem badań w niniejszym opracowaniu. Z rysunku tego wynika, że temperatura piku profilu temperaturowego podczas wyżarzania stali DP powinna mieścić się w przedziale ºC, bowiem w strukturze powinno wtedy pozostać około 20% ferrytu. c) Rys. 17. Zmiany udziału objętościowego austenitu, ferrytu i cementytu dla stali o składzie chemicznym: 0,10%C, 1,53%Mn, 0,22%Si, 0,44%Cr Fig. 17. Changes in volume fraction of austenite, ferrite and cementite for steel with chemical composition of 0.10%C, 1.53%Mn, 0.22%Si, 0.44%Cr 6. SYMULACJA ZMIAN ZACHODZĄCYCH W STRUKTURZE KONTROLOWANYCH DYFUZJĄ W PROCESIE CIĄGŁEGO WYŻARZANIA BLACH ZE STALI DP 6.1. ROZPUSZCZANIE CZĄSTEK CEMENTYTU W PROCESIE CIĄGŁEGO WYŻARZANIA Rys. 16. Wpływ aluminium na udział ferrytu i austenitu (; zawartość pierwiastków w austenicie ( i zawartość pierwiastków w ferrycie (c) Fig. 16. Effect of aluminium on ferrite and austenite content (; content of elements in austenite ( and content of elements in ferrite (c) generuje takich problemów podczas cynkowania, jak krzem. Stosowanie tego pierwiastka w ilości do około 1,5% musi wiązać się ze zmianą parametrów procesu ciągłego wyżarzania, co ma związek z silną stabilizacją ferrytu przez ten pierwiastek, rys. 15 i 16. Z rysunku Podczas nagrzewania blach walcowanych na zimno, o strukturze ferrytyczno-perlitycznej, początkowo następuje fragmentacja płytek cementytu powyżej A c1, zaś powstałe cząstki rozpuszczają się w trakcie dalszego wyżarzania. Przykład symulacji procesu rozpuszczania cząstek w temperaturze 750 C z wykorzystaniem programu DICTRA przedstawiono na rysunku 18. Promień cząstki, przyjęty w symulacjach, wynosił 0,52 μm. Rozważono dwa przypadki, mianowicie, cementyt charakteryzujący się taką samą zawartością manganu, jak osnowa, oraz cementyt silnie wzbogacony w mangan (12%). Rysunki 18(a1) i 18(b1) przedstawiają zmiany ułamka objętości cementytu w funkcji czasu. Z obliczeń wynika, że czas rozpuszczania (zaniku cementytu, jako odrębnej fazy) jest bardzo krótki, zaś wzbogacenie cementytu w mangan wydłuża go około czterokrotnie, jednak i tak proces ten postępuje bardzo szybko. Jest przy tym charakterystyczne, że w początkowym

9 Prace IMŻ 3 (2011) a1) Modelowanie przemian fazowych w procesie wyżarzania blach... b1) 15 a2) b2) a3) b3) Rys. 18. Symulacja procesu rozpuszczania sferycznej cząstki cementytu przy temperaturze 750 C; a1-a3) jednorodny rozkład manganu; b1-b3) początkowa zawartość manganu w cementycie 12% Fig. 18. Simulation of spherical cementite particle solution at 750 C; a1-a3) homogeneous distribution of manganese; b1-b3) initial manganese content in cementite 12% okresie rozpuszczania cementytu, w którym zawartość manganu jest taka sama jak w osnowie, obserwuje się proces dyfuzji tego pierwiastka do cementytu. Jest to spowodowane tym, że cementyt powstający w warunkach równowagi termodynamicznej jest silnie wzbogacony w mangan w porównaniu do osnowy. Z kolei proces rozpuszczania cementytu wzbogaconego w mangan, oprócz wydłużenia czasu zaniku tej fazy, pozostawia obszar wzbogacony w mangan, nawet po długich czasach wygrzewania. W oparciu o symulację komputerową można wnosić, że cząstki cementytu rozpuszczają się całkowicie w momencie osiągnięcia maksymalnej temperatury profilu temperaturowego procesu wyżarzania, która mieści się w przedziale ºC.

10 16 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) 6.2. SEGREGACJA PIERWIASTKÓW PODCZAS WYŻARZANIA W ZAKRESIE MIĘDZYKRYTYCZNYM W pierwszym etapie symulowano proces dyfuzji manganu i węgla. Jak pokazały obliczenia termodynamiczne, te dwa pierwiastki najsilniej wpływają na skład fazowy stali. Założoną geometrię struktury wyjściowej w symulacji przemian fazowych pokazano na rysunku 19. Wielkości obszarów dobierano tak, aby uzyskać odpowiedni udział objętościowy faz. Z uwagi na symetrię, wyniki prezentowano w jednej ćwiartce układu współrzędnych (rys. 19c). Symulacje przeprowadzono dla stanu osiąganego przy temperaturze 800º, w którym udział ferrytu w strukturze stali wynosi około 0,2, a pozostałość stanowił austenit. Na podstawie obliczeń termodynamicznych przyjęto, że zawartość węgla w austenicie wynosi 0,17, a w ferrycie 0,005, natomiast zawartość manganu w obu fazach jest taka sama i wynosi 1,53%. To ostatnie założenie jest podyktowane tym, że w krótkich okresach czasu, w jakich stal jest nagrzewania do temperatury piku w procesie ciągłego wyżarzania, segregacja manganu jest niemożliwa, zaś struktura pierwotna (ferry+perlit) w blachach gorącowalcowanych z reguły nie wykazuje zróżnicowania pierwiastków stopowych między tymi składnikami. Zmiany profilu stężenia manganu i węgla w funkcji czasu dla analizowanego przypadku przedstawiono na rysunku 20. c) Rys. 20. Profil stężenia manganu ( i węgla ( po różnych czasach wyżarzania w temperaturze 800ºC Fig. 20. Concentration profile of manganese ( and carbon ( after different times of annealing at 800 C Rys. 19. Geometria struktury stali DP przyjęta dla potrzeb symulacji przemiany struktury wyjściowej w austenit: obraz struktury stali na zgładzie metalograficznym; definicja komórki, w której prowadzone są obliczenia; c) definicja układu współrzędnych Fig. 19. Geometry of DP steel structure adopted for simulation of transition of initial structure into austenite: image of steel structure on metallographic specimen; definition of cell the calculations are carried out in; c) definition of coordinate system Z rysunku 20 wynika, że w początkowej fazie procesu, mangan rozpoczyna dyfuzję w kierunku austenitu, co powoduje wystąpienie stromego profilu stężenia tego pierwiastka w ferrycie. Z czasem profil stężenia manganu przybliża się do równowagowych zawartości tego pierwiastka w ferrycie i austenicie, jednak czas, po którym przyjmuje on stałe wartości w obu fazach jest większy od 10 6 sekund, a więc jest nieporównywalny z czasem ciągłego wyżarzania, który wynosi (cały cykl) około 500 sekund. Węgiel, w przeciwieństwie do manganu segreguje bardzo szybko. Z tego powodu, w dalszych symulacjach założono, że przemiany fazowe w trakcie ciągłego wyżarzania blach taśmowych zachodzą w warunkach pararównowagii, czyli przy braku segregacji pierwiastków stopowych.

11 Prace IMŻ 3 (2011) Modelowanie przemian fazowych w procesie wyżarzania blach W kolejnym etapie badań symulacyjnych przeprowadzono obliczenia postępu przemian fazowych podczas realizacji profilu temperaturowego przedstawionego na rysunku 21. Z rysunku 22 wynika, że w momencie osiągnięcia punktu C, udział ferrytu w strukturze stali maleje do około 39%. Równolegle z postępem przemiany zachodzi segregacja węgla w austenicie. Średnia zawartość tego pierwiastka tej fazie po osiągnięciu punktu C wynosi około 0,19%. Wyniki symulacji przemiany austenitu w ferryt podczas chłodzenia na odcinku CE przedstawiono na rysunku 23. Rys. 21. Cykl temperaturowy dla procesu ciągłego wyżarzania blach taśmowych ze stali DP Fig. 21. Temperature cycle for continuous annealing of DP steel metal sheets W symulacjach założono, że przemiana perlitu w austenit podczas nagrzewania zachodzi bardzo szybko, zaś zawartość węgla w austenicie odpowiada zawartości węgla w punkcie S układu równowagi. Zmiany udziału ferrytu podczas nagrzewania do punktu C (rys. 21) przedstawiono na rysunku 22. Początek skali czasu przyjęto w momencie uzyskania przez blachę temperatury 700ºC. c) Rys. 23. Zmiany udziału objętościowego ferrytu podczas chłodzenia na odcinku CE (; zmiany profilu stężenia węgla na odcinku CD (; zmiany profilu stężenia węgla na odcinku CE (c) Fig. 23. Changes in volume fraction of ferrite during cooling at section CE (; changes in concentration profile of carbon at section CD (; changes in concentration profile of carbon at section CE (c) Rys. 22. Zmiany udziału objętościowego ferrytu w funkcji czasu nagrzewania od 700ºC do punktu C na rys. 21 ( oraz zmiana profilu stężenia węgla podczas tego procesu ( Fig. 22. Changes in volume fraction of ferrite as a function of the time of heating from 700 C to point C in fig. 21 (, and change in concentration profile of carbon during this process ( Rysunek 23 pokazuje, że udział ferrytu w strukturze stali podczas chłodzenia na odcinku CD rośnie od około 40 do około 70%. Przy czym profil węgla w austenicie w punkcie D jest bardzo stromy. Dużo wolniejszy wzrost udziału ferrytu obserwuje się podczas wolnego chłodzenia na odcinku DE, jednak rozkład węgla w austenicie jest bardziej równomierny w porównaniu do rozkładu po schłodzeniu do punktu D.

12 18 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) 7. SYMULACJA FIZYCZNA PROCESU WYŻARZANIA CIĄGŁEGO BLACH CIENKICH ZE STALI DP Symulacje wyżarzania ciągłego blach cienkich wykonano za pomocą symulatora Gleeble Próbki do symulacji wykonano z blachy walcowanej na zimno o grubości 1,5 mm; miały one szerokość 55 mm i długość 250 mm. Początkowo badano wpływ maksymalnej temperatury profilu termicznego na udział faz. Profile termiczne dla tych badań przedstawiono na rysunku 24. Maksymalne temperatury profilu termicznego wynosiły, odpowiednio, 750, 790 i 810ºC. Próbki chłodzono wodą po wygrzaniu w tych temperaturach. SA D01 (T p = 790ºC) Rys. 24. Profile temperaturowe dla doświadczeń wyżarzania w zakresie dwufazowym Fig. 24. Temperature profiles for two-phase annealing experiments Na rysunku 25 i 26 przedstawiono mikrostruktury próbek po trawieniu, odpowiednio, Nitalem i odczynnikiem La Pera. Jasne obszary na rysunku 26 są martenzytem. Trawienie odczynnikiem La Pera sugeruje, ponadto, że w strukturze taśm występować może również bainit. Ze zdjęć mikrostruktury można odczytać, że udział ferrytu w strukturze próbek maleje ze wzrostem temperatury. Przy temperaturze 790ºC wynosi on około 55%, zaś przy temperaturze 810ºC udział ferrytu wynosi około 38%. Udział ferrytu w strukturze próbek jest zawyżony w porównaniu z wynikami obliczeń termodynamicznych (rys. 17), ale zbliżony do wyników obliczeń z wykorzystaniem programu Dictra (rys. 22). SA D01 (T p = 810ºC) Rys. 25. Mikrostruktury próbek po zrealizowaniu profile termicznych z rysunku 24. Trawienie 2% Nitalem Fig. 25. Sample microstructures upon execution of thermal profiles in fig. 24. Etching with 2% nital W dalszej części badań zrealizowano pełne profile temperaturowe dla technologii ciągłego wyżarzania blach, z różnymi temperaturami piku (rys. 27). Struktura badanych próbek wykazuje podobne cechy dla różnych temperatur piku profilu termicznego i dlatego ograniczono się do jej prezentacji dla temperatury piku wynoszącej 810ºC, rys. 28. Jak widać struktura ta zawiera około 7% martenzytu i około 20% bainitu. SA D01 (T p = 770ºC) SA D01 (T p = 770ºC)

13 Prace IMŻ 3 (2011) Modelowanie przemian fazowych w procesie wyżarzania blach W artykule przedstawiono przykład zastosowań programu termodynamicznego ThermoCalc oraz Dictra do projektowania parametrów profilu temperaturowego procesu ciągłego wyżarzania blach cienkich ze stali DP. Obliczenia termodynamiczne, w połączeniu z symulacją fizyczną procesu, umożliwiają wyznaczenie podstawowego parametru procesu, jakim jest temperatura piku. W zależności od wydajności chłodzenia w linii technologicznej i koncepcji składu chemicznego stali, parametr ten może mieścić się w zakresie międzykrytycznym lub w zakresie stabilności austenitu. W przypadku, gdy mieści się od w zakresie międzykrytycznym, udział ferrytu w strukturze stali powinien wynosić około 20%. Obliczenia przeprowadzone z wykorzystaniem programu DICTRA pokazały, że w krótkich okresach czasu na realizację poszczególnych segmentów profili termicznego, które są cechą charakterystyczną ciągłego wyżarzania, nie należy spodziewać się segregacji pierwiastków stopowych w stali. Z tego powodu, można przyjąć, że przemiany fazowe podczas ciągłego wyżarzania zachodzą w warunkach pararównowagi. Obliczenia przeprowadzone z wykorzystaniem modelu pararównowagi dały w wyniku udział objętościowy ferrytu w strukturze stali wynoszący około 87%, po zastosowaniu profilu ter SA D01 (T p = 790ºC) SA D01 (T p = 810ºC) Rys. 26. Mikrostruktury próbek po zrealizowaniu profile termicznych z rys. 24. Trawienie odczynnikiem La Pera Fig. 26. Sample microstructures upon execution of thermal profiles in fig. 24. Etching with La Pera s reagent Rys. 28. Mikrostruktura próbki po symulacji zgodnie z profilem temperaturowym z rysunku 21 z maksymalną temperaturą 810ºC po trawieniu Nitalem ( i odczynnikiem La Pera ( Fig. 28. Sample microstructure after simulation in accordance with temperature profile in fig. 21, with max. temperature of 810 C, after etching with nital ( and La Pera s reagent ( 8. PODSUMOWANIE Rys. 27. Zrealizowane symulacje ciągłego wyżarzania blach ze stali DP ze zróżnicowanymi maksymalnymi temperaturami profilu termicznego Fig. 27. Completed simulations of continuous annealing of DP steel sheets with different max. temperatures of thermal profile Zatem sumaryczny udział objętościowy ferrytu jest mniejszy w porównaniu z wynikami obliczeń z wykorzystaniem programu DICTRA (rys. 23

14 20 Roman Kuziak, Ryszard Molenda, Krzysztof Radwański Prace IMŻ 3 (2011) micznego z rysunku 21. Wynik ten jest znacznie zawyżony w porównaniu do wyniku oceny mikrostruktury końcowej próbki poddanej wyżarzaniu w symulatorze Gleeble 3800 (rys. 28). Konsekwencją tego jest znaczne zawyżenie zawartości węgla w austenicie przed zastosowaniem intensywnego chłodzenia (rys. 23) w porównaniu do rzeczywistej zawartości węgla. Ma to bardzo duży wpływ na oszacowanie szybkości krytycznej niezbędnej do zajścia przemiany austenitu w martenzyt. Z rysunku 28 wynika, że twardy składnik struktury stali jest mieszaniną bainitu i martenzytu. Na tej podstawie można wnosić, że zastosowana szybkość chłodzenia była za niska, by uzyskać w pełni martenzytyczną strukturę w wyniku przemiany austenitu. Uzyskanie w obliczeniach zawyżonej zawartości ferrytu może wynikać z modelu obliczeniowego zastosowanego w programie DICTRA, który wyłącznie opiera się na rozwiązaniu równania dyfuzji z uwzględnieniem warunków bilansu strumieniu masy. Obliczenia nie uwzględniają, natomiast, typowych cech przemian fazowych, jakimi są: okres inkubacyjny, napięcie powierzchniowe i jego wpływ na proces zarodkowania, czy też, spotykanie się powierzchni czołowych zarodków podczas wzrostu. Uzyskanie dokładniejszej charakterystyki procesów towarzyszących przemianom fazowym, w szczególności segregacji węgla, wymaga więc zastosowania bardziej zaawansowanych modeli matematycznych. LITERATURA 1. SGTE solution database, Scientific Group Thermodata Europe, November, Gilmour J.B., Purdy G.R., Kirkaldy J.S.: Metall. Trans., vol. 3, 1972, Hillert M.: Jernkontorets Ann. vol., 136, 1952, The SGTE Casebook Thermodynamics at Work, ed. K. Hack, The Institute of Materials, Hillert M.: CALPHAD, vol. 4, 1980, Jansson B., Schalin M., Selleby M., Sundman B.: Computer Software in Chemical and Extractive Metallurgy, eds. C.W. Bale, G.A. Irins, Quebec: Canadian Inst. Met., 1993, Ågren J.: ISIJ International, vol. 32, 1992, Molenda R., Kuziak R.: Prace IMŻ 2(2011), 29. Uwaga końcowa: Pracę wykonano w ramach projektu NR /2011