PL234490B1 - Sposób obróbki cieplnej stali - Google Patents

Description

Opis wynalazku

Przedmiotem wynalazku jest sposób obróbki cieplnej nisko- lub średniostopowych stopów żelaza: stali i staliwa, w wyniku której wytwarza się silnie rozdrobnioną, wielofazową mikrostrukturę zawierającą płytki lub listwy ferrytu bainitycznego, wydzielenia odpuszczonego martenzytu w postaci płytek, igieł lub listew, oraz stabilny austenit resztkowy w postaci cienkich warstw lub drobnodyspersyjnych ziaren. Odpowiednio sterując parametrami obróbki można wytworzyć skład fazowy i mikrostrukturę stopu, które zapewniają mu wysokie parametry wytrzymałościowe, ciągliwość, odporność na pękanie i na zużycie ścierne.

Z opisu patentowego US20060011274 A1 znana jest metoda obróbki cieplnej hartowania i partycjonowania. Po procesie pełnej austenityzacji stal hartowana jest do określonej temperatury (Tq) leżącej pomiędzy temperaturą Ms - początku przemiany martenzytycznej i temperaturą Mf - końca przemiany martenzytycznej, umożliwiając wytworzenie zadanej ilości martenzytu. Następnie element podgrzewany jest do temperatury partycjonowania (Tp) spełniającej warunki specyficznej para-równowagi, przy której granice międzyfazowe austenit-martenzyt pozostają nieruchome. W temperaturze Tp dochodzi do dyfuzji węgla z martenzytu do austenitu i do wzrostu zawartości węgla w austenicie. W rezultacie następuje stabilizacja austenitu. Aby cały dyfundujący węgiel wzbogacał i stabilizował austenit stal powinna zawierać odpowiednią koncentrację atomów takich pierwiastków jak krzem (Si) lub aluminium (Al), hamujących zarodkowanie węglików żelaza (cementytu). W wyniku tej obróbki uzyskuje się dwufazową mikrostrukturę martenzytyczno-austenityczną. Niedogodnością tego rodzaju obróbki jest brak możliwości kontroli wielkości wydzieleń (igieł, płytek lub listew) martenzytu powstających w etapie hartowania. Wydzielenia martenzytu rosną w pierwszym etapie przemiany martenzytycznej przez całe ziarno, co może przekładać się na zwiększone odkształcenia hartownicze podczas procesu hartowania oraz na spadek odporności na pękanie.

Znana jest także metoda wytwarzania nanostrukturalnego bainitu bezwęglikowego (tzw. nanobainitu), przy zastosowaniu hartowania izotermicznego w ściśle określonym zakresie temperatur przemiany bainitycznej (opisy zgłoszeń patentowych: EP2410070 A1, WO 2010013054 A2, US 2011 0126946 A1. Po procesie pełnej austenityzacji stal jest hartowana do temperatury leżącej powyżej temperatury Ms, w zakresie 190-300°C, i wytrzymywana w tej temperaturze aż do całkowitego zakończenia przemiany bainitycznej, a następnie powoli chłodzona. W wyniku tej obróbki otrzymuje się strukturę nanokrystalicznego bainitu zawierającą 50-90% ferrytu bainitycznego, reszta to austenit szczątkowy. Udział każdej z faz zależy bezpośrednio od składu chemicznego stali oraz temperatury przystanku izotermicznego. Niedogodnością tej obróbki cieplnej jest konieczność całkowitego zakończenia przemiany bainitycznej, tak aby pozostający austenit szczątkowy podczas końcowego chłodzenia nie ulegał przemianie w twardy i kruchy martenzyt, co skutkowałoby znaczącym obniżeniem właściwości mechanicznych (odporności na pękanie). Obróbka ograniczona jest do stali o zwiększonej zawartości węgla (0,6-1,1% mas.), gdyż w takich stalach pozostały po przemianie bainitycznej austenit jest stabilny podczas chłodzenia do temperatury pokojowej, w związku z czym nie ma ryzyka wystąpienia przemiany martenzytycznej. W metodzie tej istnieją ograniczenia co do jej stosowalności względem udziału pozostałych dodatków stopowych, których zawartość powinna mieścić się w następujących zakresach % mas.: 1,5-2,0% Si, 0,5-1,8% Mn, do 3% Ni, 1,0-1,5% Cr, 0,2-0,5% Mo, 0,1-0,2% V. Ponadto stale te wymagają niezwykle długotrwałego procesu wyżarzania izotermicznego. W zależności od składu chemicznego stali i temperatury wyżarzania izotermicznego proces ten może trwać od kilkunastu godzin do kilku tygodni. Tak długie procesy nie są akceptowane w produkcji przemysłowej, zwłaszcza średnio- i wielkoseryjnej, ze względów ekonomicznych. Ponadto wysoka zawartość węgla w tych stalach ogranicza ich spawalność i powoduje niską udarność, która w próbie Charpy'ego mieści się w zakresie 4-7 J. Ograniczenia składu chemicznego sprawiają, że metoda ta może być stosowana do oryginalnych wytopów stali o precyzyjnie zaprojektowanym składzie chemicznym.

Z opisu zgłoszenia patentowego US 2013 0167983 A1 znany jest sposób wytwarzania struktury superbainitycznej, składającej się z austenitu szczątkowego o zawartości 10-30% obj. węglików o zawartości 5-20% obj. oraz płytek bainitu dolnego i płytek nanobainitu, przy czym wielkość tych płytek jest mniejsza niż 100 nm. Mikrostruktura taka otrzymywana jest poprzez zastosowanie precyzyjnie zaprojektowanej obróbki cieplnej z wyżarzaniem w zakresie bainitycznym, powyżej temperatury MS i poniżej 350°C, najlepiej w zakresie 220-300°C Zawartość dodatków stopowych w składzie chemicznym stali superbainitycznych powinna mieścić się w następujących zakresach % mas.: 0,4-1,1% C, 0,15-1,2% Si, 0,4-2,1% Mn, do 2% Al, do 1,4% Cr, do 2,5% Ni, do 0,6% Mo, do 0,3% V, do 3% Co, maks. 0,025% P, maks. 0,025% S. Stale superbainityczne w porównaniu do stali nanobainitycznych wymagają krótszego czasu trwania procesu (od 8 do

PL 234 490 B1

h), jednak obecność wydzieleń cementytu (w zakresie 5-20% obj.) może przyczyniać się do spadku odporności na kruche pękanie.

Z opisu patentowego PL 218480 B1 znany jest sposób wytwarzania nanokompozytowej stali bainityczno-austenitycznej zawierającej w % mas.: 0,55-0,59% C, 1,95-2,10% Mn, 1,75-1,90% Si, 1,23-1,40% Cr, 0,70-0,80% Mo, 0,09-0,12% V, 0,006-0,009% Ti, 0,015-0,025% Al, maks. 0,015% P, maks. 0,015% S, maks. 0,0050% N. Sposób wytwarzania ultrawysokowytrzymałych blach z nanokompozytowej stali bainityczno-austenitycznej jest procesem zintegrowanym ciągłym, składającym się z operacji wykonywanych bezpośrednio po sobie: nagrzewania wsadu do walcowania, walcowania na gorąco kończonego w temperaturze z przedziału 950-850°C, regulowanego chłodzenia bezpośrednio po zakończeniu walcowania do temperatury Ms + 35°C, gdzie Ms jest temperaturą początku przemiany martenzytycznej, i następującego bezpośrednio po ochłodzeniu do temperatury Ms + 35°C wygrzewania izotermicznego w temperaturze Ms + 35°C w czasie 70 godzin z następującym po tym wygrzewaniu chłodzeniem blachy w spokojnym powietrzu. Sposób wytwarzania nanokompozytowej stali bainityczno-austenitycznej ma podobne ograniczenia jak metoda wytwarzania nanobainitu, które wynikają z długiego czasu trwania procesu (70 h) i konieczności stosowania oryginalnych wytopów o precyzyjnie zaprojektowanym składzie chemicznym.

Wiadomo, że właściwości stali są ściśle związane z jej składem fazowym i mikrostrukturą. Składniki twarde, takie jak ferryt bainityczny i martenzyt, umacniają stop, natomiast austenit zapewnia jego plastyczność i odporność na kruche pękanie. Warunkiem jest odpowiednia morfologia austenitu szczątkowego, która powinna zapewniać jego perkolację, co występuje w przypadku, gdy ma on postać cienkich wydłużonych warstw, a jego udział objętościowy jest większy niż 10% (H.K.D.H. Bhadeshia, Materials Science and Engineering, A 481-482 (2008), 36-39). Generalnie zawartość austenitu może być większa i sięgać nawet 50%. Austenit powinien mieć jednak postać wąskich warstw lub drobnodyspersyjnych wydzieleń rozmieszczonych równomiernie w mikrostrukturze. Wzrost udziału stabilnego austenitu resztkowego o takiej morfologii w końcowej mikrostrukturze przyczynia się do przyrostu p lastyczności stali oraz jej udarności i odporności na kruche pękanie. Natomiast wystąpienie austenitu w postaci dużych bloków może odwrotnie, przyczyniać się do spadku udarności stali (H.K.D.H. Bhadeshia „Bainite in Steels: Theory and Practice”, Maney Publishing, 3rd Edition, 2015).

Celem wynalazku było wytworzenie w stali lub staliwie drobnoziarnistej i wielofazowej mikrostruktury, gwarantującej połączenie wysokich parametrów mechanicznych, takich jak twardość, granica plastyczności i wytrzymałość podczas rozciągania z wysoką ciągliwością, przy jednoczesnym wyeliminowaniu niedogodności obróbek cieplnych znanych z opisu stanu techniki.

Sposób obróbki cieplnej stali według wynalazku, oznaczony symbolem B-Q&P, obejmuje pięć występujących kolejno po sobie etapów: (A) austenityzację, (B) hartowanie z przystankiem izotermicznym w zakresie bainitycznym, (Q) niepełne hartowanie martenzytyczne, (P) partycjonowanie węgla oraz (C) chłodzenie.

Sposób obróbki cieplnej według wynalazku polega na tym, że element z materiału wyjściowego, którym jest stal lub staliwo nisko- lub średniostopowe, w których występuje przemiana bainityczna, a udział węgla i dodatków stopowych jest taki, by stop po austenityzacji zapewniał temperaturę początku przemiany martenzytycznej Ms wyższą niż 130°C i niższą od 350°C, obrabia się termicznie w następujących etapach:

- etap A: nagrzewanie do temperatury austenityzacji Ta i wytrzymanie w tej temperaturze przez określony czas tA,

- etap B: hartowanie do temperatury przystanku izotermicznego Tb leżącej w zakresie pomiędzy temperaturą Ms(y) + ΔΤ a 350°C i wytrzymanie w tej temperaturze przez określony czas tB, do uzyskania udziału objętościowego wytworzonego ferrytu bainitycznego w zakresie 10-80%, korzystnie 20-75% obj.,

- etap Q: hartowanie do zadanej temperatury Tq leżącej pomiędzy temperaturą początku Ms(ym) i końca Mf(yr1) przemiany martenzytycznej austenitu (υγι) pozostałego po przemianie bainitycznej i wytrzymanie w tej temperaturze przez czas to, przy czym temperatura Tq i czas to są tak dobrane, aby po tym etapie w mikrostrukturze pozostało co najmniej 10% obj. austenitu resztkowego,

- etap P: wyżarzanie w temperaturze Tp > To i wytrzymywanie w tej temperaturze przez określony czas Tp pozwalający na dyfuzję węgla i stabilizację austenitu, przy czym temperatura T p i czas tp są tak dobrane, aby zapewnić uzyskanie temperatury początku przemiany martenzytycznej austenitu w końcowej mikrostrukturze Ms(Yr2) mniejszej niż planowana temperatura eksploatacji końcowego wyrobu Te, przy zachowaniu zawartości austenitu szczątkowego w końcowej mikrostrukturze stopu powyżej 10% obj.,

PL 234 490 B1

- etap C: chłodzenie.

Korzystnie, etap B prowadzi się z co najmniej jednym przystankiem izotermicznym, przy czym przystanek lub przystanki izotermiczne mieszczą się w zakresie 200°C < Tb < 350°C, korzystniej między 210°C a 300°C.

Korzystnie, etap B prowadzi się w temperaturze malejącej w sposób ciągły w zakresie 200°C < Tb < 350°C, korzystniej między 210°C a 300°C.

Korzystnie, w etapie B temperatura Tb leży powyżej temperatury Ms(y) o przedział AT wynoszący co najmniej 10°C, przy czym wartość przedziału AT jest tak dobrana, aby temperatura Tb była większa niż 200°C, korzystniej większa niż 210°C i mniejsza niż 350°C, korzystniej mniejsza niż 300°C.

Korzystnie, temperatura Tp mieści się w zakresie 25-135°C, korzystniej pomiędzy temperaturą pokojową a 35°C.

Korzystnie, temperatura Tq mieści się w zakresie 200-450°C, korzystniej w zakresie 230-350°C.

Korzystnie, stosuje się materiał wyjściowy o łącznej zawartości Si i Al nie większej niż 3,2%, korzystniej w zakresie 1,5-2,2% mas.

Korzystnie, stosuje się materiał wyjściowy o zawartości co najmniej 0,5% Si.

Korzystnie jeśli zawartość Si jest mniejsza niż 0,5%, to łączna zawartość krzemu i aluminium wynosi co najmniej 0,8% mas.

Materiał wyjściowy powinien zawierać podwyższoną zawartość pierwiastków hamujących wydzielanie węglików, takich jak krzem (Si) i/lub aluminium (Al). Zawartość Si w stopie powinna wynosić co najmniej 0,5% mas. lub jeśli zawartość Si jest mniejsza, to łączna zawartość krzemu i aluminium powinna wynosić co najmniej 0,8% mas. W stalach, w których łączna zawartość (Si+Al) < 1,0% mas. mogą się pojawić wydzielenia cementytu lub innych węglików w trakcie przemiany bainitycznej lub partycjonowania, pogarszając końcowe właściwości mechaniczne stali. Ryzyko to zmniejsza się jeśli spełnione jest kryterium (Si+Al) > 1,0% mas., natomiast jest znikome jeśli (Si+Al) > 1,5%. Trzeba przy tym pamiętać, że krzem hamuje silniej wydzielanie cementytu niż Al. Górna granica zawartości obu tych pierwiastków łącznie nie powinna być większa niż 3,2% mas. Optymalnie stosuje się materiał wyjściowy o zawartości krzemu lub aluminium lub (Si+Al) w zakresie 1,5-2,2% mas.

Materiał wyjściowy powinien również zawierać dodatki pierwiastków stopowych zwiększających hartowność stali, takich jak np. Mn, Cr, Mo, Ni itp. Zawartość tych pierwiastków powinna być dobrana odpowiednio do zakładanej hartowności, będącej funkcją wielkości obrabianych cieplnie przekrojów elementów stalowych oraz zakładanych celów w obróbce cieplnej, związanych np. z potrzebą osiągnięcia określonej twardości na określonej głębokości hartowanego elementu stalowego.

Stop (stal lub staliwo) może również zawierać dodatki pierwiastków takich jak: Ti, V, Nb lub W. Pierwiastki te tworzą wysokotopliwe węgliki, na których mogą zarodkować płytki bainitu. Dyspersyjne węgliki w ziarnach austenitu przyczyniają się do zwiększenia gęstości miejsc zarodkowania i jednorodności rozmieszczenia płytek bainitu w osnowie austenitycznej, co jest korzystne dla właściwości mechanicznych stopu.

Zawartość pierwiastków zanieczyszczeń takich jak: P, S, As, Sb, Sn, O itp. powinna być zredukowana, dla uniknięcia segregacji i kruchości między krystalicznej w trakcie obróbki cieplnej, przy czym kryteria zawartości najczęściej występujących zanieczyszczeń są następujące (w % mas.): P < 0,025%, S < 0,025%.

Sposób według wynalazku w zasadzie nie wymaga materiałów o nadmiernej zawartości drogich pierwiastków stopowych takich, jak Mo, V, Ni, Co, Ti, V, Nb lub W, a ze względów ekonomicznych ich nadmierna zawartość jest niewskazana.

Optymalnie etap B prowadzi się z co najmniej jednym przystankiem izotermicznym, przy czym przystanek lub przystanki izotermiczne mieszczą się w zakresie 200 < Tb < 350°C. Etap (B) może być także prowadzony w temperaturze malejącej w sposób ciągły w podanym zakresie temperatur.

Optymalnie w etapie B temperatura Tb leży powyżej Ms(y) o przedział AT wynoszący co najmniej 10°C, przy czym wartość przedziału AT jest tak dobrana, aby temperatura Tb była większa niż 200°C, korzystnie większa niż 210°C i mniejsza niż 350°C, korzystnie mniejsza niż 300°C.

Optymalnie temperatura Tq mieści się w zakresie przemiany martenzytycznej austenitu γη pozostałego po przemianie bainitycznej pomiędzy temperaturą 25°C a temperaturą 135°C, najkorzystniej pomiędzy temperaturą pokojową 35°C.

Optymalnie temperatura Tp mieści się w zakresie 200-450°C, korzystnie w zakresie 230-350°C.

Pierwszy etap A, czyli austenityzacja, ma na celu uzyskanie austenitu jako mikrostruktury wyjściowej, w którym w miarę możliwości rozpuszczone są dodatki stopowe dla zapewnienia odpowiedniej hartowności stali. Obecność w austenicie drobnodyspersyjnych węglików prostych lub złożonych takich

PL 234 490 B1 pierwiastków jak: Ti, V, Nb, Cr, Mo lub W jest dopuszczalna a może być nawet korzystna, gdyż wydzielenia te stanowią miejsca zarodkowania płytek bainitu w procesie bainityzacji. Podobną rolę mogą odgrywać drobnodyspersyjne wydzielenia wysokotopliwych azotków pierwiastków takich jak Ti, V, Nb, Al, lub węglikoazotków. Unikać należy natomiast segregacji wydzieleń lub ciągłych warstw węglikowych na granicach ziaren austenitu, gdyż zwiększa to silnie kruchość stali. Parametry temperatury i czasu austenityzacji powinny być odpowiednio dobrane do danej stali, aby uzyskać jednorodny skład chemiczny austenitu lecz nie doprowadzić do nadmiernego rozrostu jego ziaren. Osiągnięcie jednorodności składu chemicznego powinno zapewniać jednakową kinetykę przemian fazowych w różnych obszarach stali, co z kolei przekłada się na uzyskanie jednorodnej mikrostruktury końcowej i jednorodnych właściwości stali po obróbce cieplnej.

Drugi etap B polega na hartowaniu stali z temperatury austenityzacji z przystankiem izotermicznym w zakresie bainitycznym. Sam proces hartowania prowadzi się tak, aby uniknąć wystąpienia dyfuzyjnej przemiany ferrytycznej lub perlitycznej. Wytwarzane w tych przemianach fazy miękkiego ferrytu i kruchego cementytu pogarszają bowiem końcowe właściwości mechaniczne stali. Dlatego też zapewnia się chłodzenie z szybkością większą od szybkości krytycznej na takiej grubości elementu stalowego, na jakiej ma być wytworzona pożądana mikrostruktura bainityczno-martenzytyczno-austenityczna. W trakcie hartowania z temperatury austenityzacji Ta do temperatury bainityzacji Tb mogą być zastosowane przystanki izotermiczne w temperaturach pośrednich, celem wyrównania temperatury w objętości hartowanego elementu, ale powinny być one tak przeprowadzone, aby uniknąć wytwarzania faz dyfuzyjnych: ferrytu i cementytu. Przystanki pośrednie pozwalają zredukować odkształcenia hartownicze elementów stalowych, zwłaszcza tych o smukłych lub skomplikowanych kształtach.

Temperatura przystanku w zakresie bainitycznym Tb powinna być nieco wyższa niż Ms, ale nie większa niż 350°C. Zwiększenie dolnego zakresu temperatury przystanku izotermicznego o wartość AT, czyli do poziomu Ms + AT, ma na celu zapobieżenie wytworzeniu fazy martenzytycznej w trakcie pierwszego hartowania z zakresu austenitu. Temperatura Ms jest bowiem temperaturą średnią dla stopu i lokalnie, w poszczególnych obszarach stali, zwłaszcza staliwa, może przyjmować rożne wartości w zależności od stopnia niejednorodności składu chemicznego austenitu. Z drugiej strony wartość AT zależy od technicznej możliwości stabilizacji temperatury przystanku izotermicznego w piecu. W stalach, w których austenit jest jednorodny chemicznie a urządzenie do obróbki cieplnej pozwala precyzyjnie sterować temperaturą przystanku izotermicznego, można przyjąć, że AT jest małe rzędu 10-15°C, natomiast jeśli lokalne wartości temperatury Ms w stali wykazują duży rozrzut, lub jeśli nie ma możliwości precyzyjnej kontroli temperatury przystanku izotermicznego w różnych miejscach stalowego wsadu w piecu, to wówczas wartość AT może sięgać nawet 50°C. Generalnie, im niższa jest temperatura przystanku izotermicznego tym płytki ferrytu bainitycznego mają mniejszą grubość, co jest korzystne dla końcowej mikrostruktury stopu i jego właściwości mechanicznych. Ze względu jednak na małą szybkość przemiany bainitycznej w niskiej temperaturze (H.K.D.H. Bhadeshia „Bainite in Steels: Theory and Practice”, Maney Publishing, 3rd Edition, 2015), dolna wartość temperatury przystanku izotermicznego nie powinna być mniejsza niż 200°C.

Jeśli temperatura Ms stali jest wysoka, to odpowiednio wyższa będzie temperatura hartowania izotermicznego. Nie powinna ona jednak przekraczać temperatury 350°C. Wynika to z konieczności uniknięcia ryzyka tworzenia wydzieleń cementytu na granicach ferryt bainityczny-austenit. Takie ryzyko może wystąpić w stalach, w których zbyt niska jest zawartość pierwiastków hamujących wydzielanie węglików. Zbyt wysoka temperatura przystanku izotermicznego, powyżej 350°C, powoduje również wzrost wielkości płytek ferrytu bainitycznego powyżej 100 nm, co zmniejsza twardość i parametry wytrzymałościowe stali. Celem zredukowania tego efektu proponuje się zastosowanie dwustopniowego hartowania bainitycznego lub hartowania z ciągłym spadkiem temperatury procesu bainityzacji. Możliwość taką stwarza zjawisko wzbogacania austenitu w węgiel podczas przemiany bainitycznej, co skutkuje ciągłym obniżaniem temperatury Ms austenitu w trakcie procesu. Jeśli początkowo temperatura Ms jest wysoka i temperatura przystanku izotermicznego leży powyżej 300°C, to po pewnym stopniu zaawansowania tej przemiany temperatura Ms spada i wówczas można odpowiednio obniżyć temperaturę procesu bainityzacji do niższych temperatur czyli poniżej 300°C, tak by tworzące się płytki bainitu miały grubości nanometryczne.

W trakcie procesu bainityzacji następuje przyrost gęstości i udziału objętościowego płytek ferrytu bainitycznego oraz wzbogacenie w węgiel pozostałego w stali austenitu. Czas trwania przystanku izotermicznego ma istotne znaczenie dla stopnia zaawansowania tych zjawisk i dla następnego etapu obróbki, a mianowicie niepełnego hartowania (quenching), w trakcie którego wytwarzane są listwy lub igły

PL 234 490 B1 martenzytu. Tworzenie płytek ferrytu bainitycznego, które przy niskiej temperaturze procesu mają nanometryczne grubości, prowadzi do intensywnego podziału ziaren austenitu na mniejsze obszary. Odległość pomiędzy płytkami ferrytu bainitycznego będzie determinować długość tworzących się podczas przemiany martenzytycznej płytek, listew lub igieł martenzytu w austenicie resztkowym. Jest to kluczowy aspekt wynalazku, gdyż przemiana martenzytyczna realizowana w niepodzielonych ziarnach austenitu prowadzi do powstania martenzytu gruboziarnistego, o dużej kruchości i małej efektywności procesów partycjonowania węgla. Podział ziaren austenitu płytkami ferrytu bainitycznego pozwala silnie rozdrobnić strukturę martenzytyczną powstającą w trakcie niepełnego hartowania martenzytycznego. Dlatego też czas trwania etapu bainityzacji powinien zapewnić przede wszystkim odpowiednią gęstość płytek i równomierny podział ziaren austenitu przed przemianą martenzytyczną. Udział objętościowy wytworzonego bainitu może zawierać się w znacznych granicach: od około 10% do 80% obj. Im więcej wytworzonego ferrytu bainitycznego tym większa gęstość płytek i mniejsze odległości nimi, a w efekcie drobniejszy martenzyt powstaje w kolejnym etapie. Zbyt mała objętość wytworzonego ferrytu bainitycznego może nie zapewnić odpowiedniej równomierności rozłożenia płytek w mikrostrukturze i pozostawić zbyt duże obszary niepodzielonego austenitu. Z drugiej strony, zbyt duży udział objętościowy ferrytu bainitycznego może doprowadzić do nadmiernej stabilizacji termicznej austenitu resztkowego i spadku temperatury Ms do zakresu temperatury pokojowej lub niższej, co uniemożliwi przeprowadzenie efektywnej przemiany martenzytycznej. Można tu ewentualnie zastosować obróbkę podzerową, ale ta z kolei może zmniejszyć udział objętościowy austenitu w stali poniżej wymaganych 10% obj. Dlatego korzystnie jest, aby udział objętościowy ferrytu bainitycznego mieścił się w zakresie od 20% do 75%. Udział ferrytu bainitycznego, jaki tworzy się w danych warunkach temperatury i czasu, można obliczyć dla danego składu chemicznego stali i dla danej zawartości węgla na podstawie wzorów, lub wyznaczyć przy wykorzystaniu znanych programów komputerowych do symulacji kinetyki przemian fazowych. Bardziej precyzyjne jest jednak wyznaczenie udziału objętościowego ferrytu bainitycznego na podstawie eksperymentalnych pomiarów dylatometrycznych, uzupełnionych przez pomiary składu fazowego po zakończeniu przemiany bainitycznej metodą rentgenowską lub metodą magnetyczną. Przy planowaniu zawartości ferrytu bainitycznego dla procesu według wynalazku uwzględnia się również stopień wzbogacenia w węgiel pozostałego po bainityzacji austenitu resztkowego Ms(ym), co determinuje jego temperaturę początku przemiany martenzytycznej Ms(ym) - parametr kluczowy do zaprojektowania następnego etapu procesu obróbki cieplnej.

Trzeci etap Q, czyli proces niepełnego hartowania, polega na schłodzeniu stali do temperatury Tq leżącej pomiędzy temperaturą początku przemiany martenzytycznej Ms(ym), jaką ma austenit szczątkowy (υγι) po bainityzacji, a temperaturą końca przemiany martenzytycznej austenitu resztkowego Mf(yr1). Wartość temperatury Tq powinna być tak dobrana, aby po hartowaniu do tej temperatury w stali pozostało co najmniej 10% austenitu resztkowego. Ilość powstającego martenzytu można wyznaczyć na podstawie równania Koistinen'a i Marburger'a (Acta Metall. 7 (1959) 59-60) lub przy wykorzystaniu programów do komputerowej symulacji przemian fazowych w stalach. Dzięki wstępnemu podzieleniu pierwotnych ziaren austenitu przez wiązki bainitu powstający martenzyt ma ograniczone miejsce do wzrostu, dzięki czemu uzyskuje się kontrolę nad wielkością jego igieł. Praktycznym rozwiązaniem będzie zastosowanie temperatury Tq większej lub równej temperaturze pokojowej, ale w razie zbyt niskiej temperatury Ms(ym), lub jeśli planuje się wytworzyć więcej martenzytu, można zastosować obróbkę podzerową. Czas wytrzymania stali w temperaturze Tq jest podyktowany względami praktycznymi i zależy od wielkości obrabianych elementów, wielkości wsadu w piecu oraz szybkości odprowadzania ciepła przez ośrodek chłodzący. Czas ten powinien zapewnić osiągnięcie temperatury Tq i wyrównanie tej temperatury na przekroju obrabianych cieplnie elementów. Austenit pozostały po etapie niepełnego hartowania do temperatury Tq większej niż temperatura pokojowa pozostaje niestabilny, tzn. może ulec przemianie martenzytycznej, jeśli stal zostałaby od razu schłodzona do temperatury pokojowej. Dla ustabilizowania pozostałego austenitu, czyli obniżenia temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms poniżej temperatury pokojowej, konieczne jest przeprowadzenie procesu partycjonowania węgla. Proces ten ważny jest z jeszcze jednego powodu - otóż powstały w trakcie niepełnego hartowania martenzyt jest przesycony węglem, a przez to jest twardy ale kruchy.

Czwarty etap P - partycjonowanie węgla polega na wyżarzeniu stali w temperaturze, w której zachodzi intensywna dyfuzja węgla z martenzytu powstałego w procesie niepełnego hartowania (etap Q) do austenitu szczątkowego (υγ2). Celem tego etapu jest zmniejszenie przesycenia węglem martenzytu, co zmniejsza jego kruchość. Ponadto chodzi o ustabilizowanie austenitu pozostałego po procesach bainityzacji (etap

PL 234 490 B1

B) i niepełnego hartowania (etap Q). Wskutek tego procesu następuje dalsze obniżenie temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms(yr2). Korzystne jest, jeśli wartość temperatury Ms(yr2) na końcu procesu będzie mniejsza od temperatury pokojowej, lub w przypadku elementu eksploatowanego poniżej temperatury pokojowej, wartość Ms(yr2) będzie mniejsza od najniższej temperatury Te - eksploatacji elementu stalowego. Pozwala to zapobiec niekontrolowanej przemianie martenzytycznej austenitu podczas końcowego chłodzenia elementu stalowego do temperatury pokojowej lub do temperatury eksploatacji, jeśli leży ona poniżej temperatury pokojowej. Czas i temperatura partycjonowania powinny być tak dobrane, aby skutecznie osiągnąć spadek przesycenia węglem martenzytu i stabilizację austenitu szczątkowego, i jednocześnie nie spowodować wydzielania cementytu lub innych węglików stopowych. Zazwyczaj temperatura procesu Tp > Tq i mieści się w zakresie 200-450°C, korzystnie w zakresie 230-350°C. Proces partycjonowania można przeprowadzić w temperaturze Tq, jeśli jest ona dostatecznie wysoka do zapewnienia skutecznego partycjonowania węgla. Czas trwania partycjonowania zależy ściśle od temperatury i ilości wytworzonych w poprzednich etapach ferrytu bainitycznego i martenzytu. Im mniejsza objętość faz bainitu i martenzytu tym dłuższy powinien być etap partycjonowania, aby zapewnić jednorodne wzbogacenie w węgiel całej objętości fazy austenitu powodując jego stabilizację.

Za pomocą równań empirycznych lub symulacji komputerowych przy użyciu znanych specjalistom programów, można określić temperaturę początku przemiany martenzytycznej austenitu w funkcji zawartości węgla i na tej podstawie określić minimalną zawartość węgla, do jakiej musi zostać wzbogacony austenit, aby nie ulegał on przemianie przy końcowym chłodzeniu - tj. około 1,2% C. Dla każdego składu chemicznego stali długość czasu partycjonowania w obróbce sposobem według wynalazku powinna być dobierana doświadczalnie, ze względu na brak możliwości dokładnej symulacji dyfuzji węgla w układach wieloskładnikowych.

W trakcie całego procesu temperatura początku przemiany martenzytycznej austenitu zmienia się zgodnie z regułą:

Ms(y) > Ms(yri) > Ms(yr2) oraz Ms(yr2) <Te gdzie: Ms(y) - temperatura początku przemiany martenzytycznej austenitu (γ) po austenityzacji (etap A), Msfyri) - temperatura początku przemiany martenzytycznej austenitu (γη) pozostałego po bainityzacji (etap B), Msfyr2) - temperatura początku przemiany martenzytycznej austenitu (γι-2) pozostałego po niepełnym hartowaniu i partycjonowaniu (etap P), zaś T e - temperatura eksploatacji elementu stalowego. Istotne jest, aby austenit po obróbce sposobem według wynalazku miał temperaturę początku przemiany martenzytycznej odpowiednio niższą niż planowana temperatura eksploatacji elementu stalowego, jeśli element będzie narażony na eksploatację poniżej temperatury pokojowej.

Poszczególne figury rysunku przedstawiają:

Fig. 1 - schemat etapów procesu według wynalazku,

Fig. 2 - przebieg obróbki cieplnej według wynalazku na schematycznym wykresie kinetyki przemian fazowych przy wyżarzaniu izotermicznym (Czas-Temperatura-Przemiana CTPi) oraz zmiany temperatury Ms w poszczególnych etapach obróbki cieplnej,

Fig. 3 - schemat mikrostruktury ziarna austenitu po austenityzacji (etap A),

Fig. 4 - schemat mikrostruktury pierwotnego ziarna austenitu z płytkami ferrytu bainitycznego po etapie bainityzacji (etap B), zaś

Fig. 5 - schemat mikrostruktury pierwotnego ziarna austenitu z płytkami ferrytu bainitycznego i martenzytu po etapie bainityzacji (etap B) i niepełnym hartowaniu (etap Q).

Sposób obróbki cieplnej według wynalazku pozwala na wytworzenie silnie rozdrobnionej, wielofazowej mikrostruktury stopu, zawierającej odpowiednie proporcje twardych składników takich jak ferryt bainityczny i martenzyt, które umacniają stop, oraz odpowiedniego udziału plastycznego austenitu resztkowego, zapewniającego plastyczną relaksację naprężeń powstających w trakcie obciążania lub eksploatacji pod obciążeniem elementu stalowego lub staliwnego. Rozdrobnienie mikrostruktury polega na ograniczeniu wielkości tworzących się w trakcie przemian fazowych wydzieleń składników fazowych - ferrytu bainitycznego i martenzytu, oraz ich równomiernym rozmieszczenia w mikrostrukturze, tak aby również pozostały w mikrostrukturze końcowej austenit resztkowy był równomiernie rozdrobniony.

Sposób obróbki cieplnej według wynalazku nadaje się do nisko- lub średniostopowych stopów Fe (stali lub staliwa), w których występuje przemiana bainityczna, przy czym skład chemiczny stopu powinien zapewniać temperaturę początku przemiany martenzytycznej Ms wyższą niż 130°C i niższą od 350°C. Stop powinien zawierać również podwyższoną zawartość krzemu (Si) i/lub aluminium (Al) hamujących wydzielanie węglików. Pomimo tego ograniczenia istnieje możliwość wyselekcjonowania wielu gatunków stali handlowych nadających się do zastosowania w obróbce cieplnej według wynalazku

PL 234 490 B1 lub można odpowiednio zaprojektować nowe stale. Opisany tu proces B-Q&P może być również stosowany do obróbki cieplnej wszystkich żeliw ADI (Austempered Ductile Iron). Z powyższych względów proces B-Q&P ma szerokie pole zastosowań do obróbki cieplnej zarówno stali, jak i staliwa lub żeliwa ADI.

Dzięki przerwaniu przemiany bainitycznej w trakcie bainityzacji poprzez hartowanie do niższej temperatury i wytworzenie martenzytu znacząco skraca się czas całej obróbki cieplnej, w porównaniu do procesu nanobainityzacji opisanego w patentach EP2410070A1, W02010013054A2, US 2011 0126946 A1 oraz PL218480B1. Maksymalny czas trwania całego procesu obróbki cieplnej według wynalazku z reguły nie przekracza 8 h, a w większości przypadków zamyka się w czasie 2-3 godzin. Tym samym obróbka według wynalazku wymaga znacznie krótszego czasu do jej realizacji w porównaniu do czasu trwania procesu wytwarzania bainitu nanokrystalicznego (tzw. nanobainitu) na drodze hartowania z przystankiem izotermicznym.

Jednocześnie obróbka zapewnia mniejsze odkształcenia hartownicze obrabianego elementu stalowego w porównaniu do konwencjonalnej obróbki hartowania martenzytycznego i odpuszczania.

Na podstawie obliczeń, symulacji komputerowych lub badań eksperymentalnych można dla każdej stali obliczyć parametry temperatury i czasu trwania danego etapu, celem uzyskania określonego udziału objętościowego danej fazy. Pozwala to na precyzyjne zaplanowanie i wytworzenie określonych udziałów objętościowych poszczególnych składników stopowych w mikrostrukturze końcowej. Można też zaplanować i osiągnąć stopień rozdrobnienia poszczególnych składników fazowych oraz uzyskać określoną stabilność austenitu szczątkowego mierzoną poprzez temperaturę Ms. Dzięki temu możliwa jest pełna kontrola składu fazowego końcowej mikrostruktury stopu. Ponieważ końcowe właściwości mechaniczne stopu zależą bezpośrednio od udziału poszczególnych faz i mikrostruktury, obróbka według wynalazku zapewnia pełną kontrolę właściwości mechanicznych materiału.

Odmiennie niż w konwencjonalnych obróbkach hartowania martenzytycznego i odpuszczania, obróbka według wynalazku łączy sprzeczne właściwości mechaniczne uzyskanego produktu, a mianowicie dużą twardość i wytrzymałość z ciągliwością i odpornością na pękanie. Z tego względu stopy po obróbce mogą zastąpić stosowane dotychczas materiały w wielu wymagających aplikacjach, w których wymagane jest połączenie tych sprzecznych właściwości. Duża wytrzymałość sprawia, że obrobione w ten sposób stale i staliwa mogą być stosowane na silnie obciążone elementy maszyn i konstrukcji, zapewniając mniejsze przekroje elementów konstrukcyjnych i mniejszy ciężar. Zmniejszenie ciężaru konstrukcji jest istotnym wymogiem w przypadku pojazdów, samolotów, statków oraz urządzeń zasilanych w eksploatacji energią, gdyż skutkuje to oszczędnością energii przy takiej samej sprawności tych urządzeń.

Obróbka według wynalazku może być stosowana w produkcji wszelkiego rodzaju stalowych lub staliwnych narzędzi lub silnie obciążonych elementów maszyn i konstrukcji, które narażone są na pękanie. Obróbka taka zapewnia dłuższą żywotność, zwiększa okres bezawaryjnej eksploatacji narzędzi, maszyn i konstrukcji wykonanych z tak obrobionych stali lub staliwa.

Przy odpowiednio dużej zawartości austenitu szczątkowego stal lub staliwo po tej obróbce może wykazywać efekt TRIP (TRansformation Induced Plasticity), czyli plastyczności indukowanej przemianą, co dodatkowo rozszerza jej zastosowanie np. na elementy wzmocnienia konstrukcji pojazdów samochodowych, zapewniających większy poziom bezpieczeństwa pasażerom. Stale wykazujące efekt TRIP są zdolne do pochłaniania części energii mechanicznej poprzez zachodzącą przemianę austenitu szczątkowego w martenzyt.

Podsumowując, obróbka według wynalazku może być stosowana w produkcji wszelkiego rodzaju wyrobów stalowych lub staliwnych, w szczególności przy wytwarzaniu:

- narzędzi, np. stempli, narzędzi do tłoczenia i do przeróbki plastycznej na zimno, narzędzi budowlanych i rolniczych,

- silnie obciążonych elementów maszyn górniczych, rolniczych, budowlanych, np. przekładni, kół zębatych,

- elementów konstrukcji urządzeń energetycznych, np. wałów, turbin,

- silnie obciążonych elementów konstrukcji pojazdów samochodowych, np. sworzni, elementów zawieszenia, wzmocnienia karoserii,

- obciążonych części konstrukcji statków, samolotów, helikopterów,

- elementów taboru kolejowego,

- elementów złącznych, jak np. śruby, łapki sprężyste do mocowania szyn do podkładów,

- części uzbrojenia i pancerzy.

PL 234 490 Β1

Przedmiot i korzystne skutki wynalazku zostały bliżej opisane w poniższych przykładach.

P r z y k ł a d 1

Realizację procesu obróbki cieplnej typu B-Q&P przeprowadzono dla stali sprężynowej 65SiWMn7-4-3 o składzie chemicznym podanym w tabeli 1. Stal ta została wyselekcjonowana do tego typu obróbki na podstawie jej składu chemicznego, który zapewnia wartość temperatury Ms mieszczącą się w wymaganym zakresie temperatur oraz odpowiedni wykres kinetyki przemian fazowych (CTPi). Wykres ten potwierdza obecność przemiany bainitycznej a także odpowiednią hartowność, umożliwiającą uniknięcie przemian dyfuzyjnych w rdzeniu próbek do testów mechanicznych w trakcie hartowania z temperatury austenityzacji do zakresu przemiany bainityczej.

Tabela 1. Skład chemiczny stali sprężynowej 65SiWMn 7-4-3 wg analizy chemicznej

Gatunek stali	65SiWMn 7-4-3
Pierwiastek stopowy	C	Mn	Si	Cr	Mo	W	Ni	Cu	P	S
Zawartość pierwiastka w % mas.	0,63	0,82	1,58	0,20	0,01	0,88	0,03	0,07	0,020	0,010

W pierwszym etapie projektowania obróbki na podstawie badań dylatometrycznych oraz symulacji komputerowych wyznaczono następujące parametry:

- Temperaturę Ms(y) po austenityzacji

- Czas inkubacji do początku przemiany bainitycznej

- Kinetykę przemiany bainitycznej - oznaczając czas niezbędny do uzyskania danego zaawansowania przemiany bainitycznej

- Nową temperaturę Ms po przerwaniu przemiany bainitycznej Ms(yi)

- Czas etapu partycjonowania pozwalający na stabilizację austenitu.

Jako parametry austenityzacji przyjęto temperaturę Ta= 930°C i czas tA = 30 min. Austenityzacja przy takich parametrach pozwala na rozpuszczenie większości węglików, przy czym węgliki wolframu zostały rozpuszczone tylko częściowo, i równomierną dystrybucję węgla w austenicie. Na podstawie badań dylatometrycznych określono temperaturę początku przemiany martenzytycznej po austenityzacji Ms(y) = 230°C. Przyjmując wartość AT=15°C ustalono temperaturę hartowania izotermicznego w procesie bainityzacji Tb = 245°C. Hartowanie izotermiczne przeprowadzono w gorącym oleju nagrzanym do temperatury 245°C. Olej zapewnił wystarczającą prędkość hartowania izotermicznego z temperatury austenityzacji próbek do testów mechanicznych, by uniknąć wytworzenia perlitu lub bainitu górnego, co mogłoby obniżyć końcowe właściwości mechaniczne. Badania przeprowadzono dla różnych czasów te trwania przystanku izotermicznego, celem uzyskania różnych stopni zaawansowania przemiany bainitycznej (tabela 2).

PL 234 490 Β1

Tabela 2. Kinematyka przemiany bainitycznej w temperaturze 245°C wraz ze zmianą temperatury Ms(yr) w funkcji czasu wyżarzania

Proces bainityzacji Tb [°C] - tB [min]	Stopień zaawansowania przemiany bainitycznej [%]	Temperatura Ms(yri) po przerwaniu przemiany bainitycznej [°C]
B: 245°C - 17 min	30	166
B: 245°C - 20 min	40	140
B: 245°C - 25 min	50	90
B: 245°C- 33 min	60	55
B: 245°C - 44 min	70	poniżej 25°C
B: 245 °C- 1440 min (24h)	100	poniżej 25°C

Temperaturę niepełnego hartowania Ta dobrano tak, aby wytworzyć określoną zawartość martenzytu. Należy uwzględnić spadek temperatury Ms wraz ze zwiększającą się ilością węgla w austenicie w etapie bainityzacji, gdyż martenzyt wytworzy się jeśli temperatura Ta będzie mniejsza od temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms(yi) austenitu pozostałego po procesie bainityzacji (etap B). W zależności od wielkości przechłodzenia pomiędzy temperaturami Ms(yi) i To można sterować ilością powstającego w strukturze martenzytu, a przez co także austenitu pozostałego w mikrostrukturze końcowej.

Czas i temperatura partycjonowania uwarunkowane są odpowiednim wzbogaceniem austenitu w węgiel. Istotną rolę odgrywają tu pierwiastki stopowe hamujące wydzielanie węglików, dzięki czemu cały dyfundujący węgiel w warunkach para-równowagi jest rozdystrybuowany w austenicie, i podczas końcowego chłodzenia do temperatury pokojowej nie obserwuje się przemiany austenitu szczątkowego w martenzyt. Wystąpienie takiej przemiany spowodowałaby pojawienie się silnie przesyconego węglem martenzytu w końcowej mikrostrukturze stali, co mogłoby doprowadzić do znacznego spadku udarności i plastyczności wyrobu.

Podczas realizacji zdecydowano się na przeprowadzenie etapu partycjonowania w takiej samej temperaturze jak hartowania izotermicznego, czyli 245°C, celem ułatwienia procesu. Dostosowano także czas partycjonowania wykonując uprzednio próby dylatometryczne.

Obróbkę cieplną przeprowadzono dla czterech różnych wariantów różniących się czasem te i/lub temperaturą To a także czasem tp. Chodziło o wytworzenie różnych proporcji bainitu, martenzytu i austenitu szczątkowego w końcowym składzie fazowym:

Wariant B-Q&P 1

- Austenityzacja w temperaturze Ta = 930°C przez czas tA = 30 min

- Hartowanie do temperatury Tb = 245°C

- Wytrzymanie w temperaturze Tb = 245°C przez te = 17 min

- Hartowanie do temperatury To = 25°C

- Partycjonowanie w temperaturze Tp = 245°C przez czas tp = 4 min

- Chłodzenie do temperatury pokojowej

Wariant B-Q&P 2

- Austenityzacja w temperaturze Ta = 930°C przez czas tA = 30 min

- Hartowanie do temperatury Tb = 245°C

- Wytrzymanie w temperaturze Tb = 245°C przez te = 25 min

- Hartowanie do temperatury To = 25°C

- Partycjonowanie w temperaturze Tp = 245°C przez czas tp = 4 min

- Chłodzenie do temperatury pokojowej

Wariant B-Q&P 3

- Austenityzacja w temperaturze Ta = 930°C przez czas tA = 30 min

- Hartowanie do temperatury Tb = 245°C

- Wytrzymanie w temperaturze Tb = 245°C przez te = 17 min

PL 234 490 Β1

- Hartowanie do temperatury Τα = 120°C

- Partycjonowanie w temperaturze Tp = 245°C przez czas tp = 15 min

- Chłodzenie do temperatury pokojowej

Wariant B-Q&P 4

- Austenityzacja w temperaturze Ta = 930°C przez czas tA = 30 min

- Hartowanie do temperatury Tb = 245°C

- Wytrzymanie w temperaturze Tb = 245°C przez te = 17 min

- Hartowanie do temperatury Ta = 60°C

- Partycjonowanie w temperaturze Tp = 245°C przez czas tp = 4 min

- Chłodzenie do temperatury pokojowej

Na tak obrobionych próbkach wykonano pomiary twardości, próby jednoosiowego rozciągania oraz próby udarności metodą Charpy’ego, celem określenia podstawowych właściwości mechanicznych stali. W celach porównawczych wykonano również testy mechaniczne na próbkach po obróbce konwencjonalnego hartowania z temperatury 850°C w oleju do temperatury pokojowej i odpuszczania w temperaturze 420°C przez 1 h, a także po procesie pełnej bainityzacji, polegającym na hartowaniu izotermicznym z temperatury 930°C w oleju o temperaturze 245°C i wytrzymaniu w tej temperaturze przez 24h. Właściwości mechaniczne próbek po zastosowaniu powyższych wariantów obróbki zostały przedstawione w tabeli 3.

Tabela 3. Właściwości mechaniczne stali 65SiWMn 7-4-3 po różnych wariantach obróbki B-Q&P

Rodzaj obróbki	Twardość HV2	Granica plastyczności Rpo,2 [MPa]	Wytrzymałość mechaniczna Rm [MPa]	Ro,2/Rm	Udarność KV[J]	Wydłużenie całkowite Ac [%]
B-Q&P 1	705	1633	2500	0.65	9,9	3,9
B-Q&P 2	676	1246	2300	0.54	11,0	7
B-Q&P 3	675	944	2350	0.40	8	11,0
B-Q&P 4	701	1203	2440	0.49	7	6,1
Pełna nanobainityzacja	651	1700	2210	0.77	18	8
Hartowanie i odpuszczanie	520	1670	1860	0.90	11	5

Na szczególną uwagę zasługują wyniki wytrzymałości mechanicznej, która osiąga we wszystkich wariantach wartości niespotykane w innych stalach nisko- i średniostopowych, porównywalne z wartościami wytrzymałości, jakimi cechują się wysokostopowe i bardzo drogie stale maraging. Parametry wytrzymałościowe HV i R_m jakie uzyskuje stal po każdym z zastosowanych wariantów obróbki są wyższe od analogicznych parametrów stali obrobionej konwencjonalnie, oraz parametrów stali nanostrukturalnej po pełnej bainityzacji. Jednocześnie stal po obróbce B-Q&P w wariancie 3 uzyskuje większą wartość wydłużenia całkowitego w porównaniu do wydłużenia po obróbce konwencjonalnej i po pełnej nanobainityzacji. Wartości udarności są generalnie niskie ale większe niż te, jakimi cechują się wysokowęglowe stale nanobainityczne opisane w publikacjach EP2410070A1, W02010013054A2 i US 2011 0126946 A1. Na uwagę zasługuje również wysoki współczynnik umocnienia wyrażający się niską wartością stosunku Ro,2/Rm, co świadczy o tym, że w stali występuje efekt TRIP. Stale o takich właściwościach zapewniają konstrukcji bezpieczeństwo eksploatacji, gdyż mają zdolność pochłaniania znacznej ilości energii przed ostatecznym pęknięciem.

Powyższe wyniki wskazują, że dzięki zastosowaniu obróbki cieplnej według wynalazku możliwe jest uzyskanie bardzo wysokich właściwości mechanicznych oraz sterowanie nimi w pewnym zakresie poprzez zmianę parametrów obróbki: te, Ta, oraz tp.

Przykład2

Realizację procesu obróbki cieplnej typu B-Q&P przeprowadzono dla stali łożyskowej 67SiMnCr6-6-4 o składzie chemicznym podanym w tabeli 4. Skład chemiczny tej stali spełnia wymagania do tego typu obróbki, zapewniając pożądane wartości temperatur charakterystycznych (Bs, Ms) i odpowiednią kinetykę przemian fazowych (wykres CTPi). Wykres ten potwierdza

PL 234 490 Β1 obecność przemiany bainitycznej a także odpowiednią hartowność, umożliwiającą uniknięcie przemian dyfuzyjnych w rdzeniu próbek do testów mechanicznych w trakcie hartowania z temperatury austenityzacji do zakresu przemiany bainityczej. Proces przemiany bainitycznej prowadzący do wytworzenia w tej stali struktury nanobainitycznej w temperaturze 240°C trwa około 60 h, i jest zbyt długi z punktu widzenia zastosowań przemysłowych. Dlatego zastosowanie procesu B-Q&P może być w przypadku tej stali korzystnym rozwiązaniem.

Tabela 4. Skład chemiczny stali 67SiMnCr6-6-4 wg analizy chemicznej

Gatunek stali	67SiMnCr6-6-4
Pierwiastek stopowy'	C	Mn	Si	Cr	Mo	Ni	Cu	Al	P	S
Zawartość pierwiastka w % mas.	0,65	1,32	1,43	1,02	0,24	0,14	0,17	0.046	0,013	0,007

W pierwszym etapie projektowania obróbki na podstawie badań dylatometrycznych oraz symulacji komputerowych wyznaczono następujące parametry:

- Temperaturę Ms(y) po austenityzacji

- Czas inkubacji do początku przemiany bainitycznej

- Kinetykę przemiany bainitycznej - oznaczając czas niezbędny do uzyskania danego zaawansowania przemiany bainitycznej

- Nową temperaturę Ms po przerwaniu przemiany bainitycznej Ms(yi)

- Czas etapu partycjonowania pozwalający na stabilizację austenitu.

Jako parametry austenityzacji przyjęto temperaturę Ta = 925°C oraz czas tA = 10 min. Austenityzacja realizowana w takich warunkach pozwala na rozpuszczenie węglików, lecz nie prowadzi do nadmiernego rozrostu ziaren austenitu. Na podstawie badań dylatometrycznych określono temperaturę początku przemiany martenzytycznej po austenityzacji Ms(y) = 219°C. Temperaturę hartowania izotermicznego w procesie bainityzacji ustalono na poziomie te = 240°C, a zatem wyższą od temperatury początku przemiany martenzytycznej austenitu o wartość ΔΤ = 21 °C. Hartowanie izotermiczne przeprowadzono w ciekłym stopie cyny nagrzanej do temperatury 240°C. Takie warunki zapewniły wystarczającą prędkość hartowania izotermicznego z temperatury austenityzacji próbek do testów mechanicznych, by uniknąć wytworzenia perlitu lub bainitu górnego, co mogłoby obniżyć końcowe właściwości mechaniczne. Proces obróbki przeprowadzono dla jednego czasu trwania przystanku izotermicznego te = 3 h 50 min.

Jako temperaturę niepełnego hartowania Ta przyjęto temperaturę pokojową, która leży pomiędzy temperaturą początku przemiany martenzytycznej Ms(yi) austenitu pozostałego po procesie bainityzacji (B) a temperaturą końca tej przemiany Mf(yi).

Jako temperaturę partycjonowania przyjęto taką samą temperaturę jak hartowania izotermicznego, czyli Tp = 240°C. Zastosowano natomiast różne czasy tp trwania tego procesu: 1 min, 10 min oraz 30 min, celem ustalenia optymalnej wartości czasu partycjonowania z punktu widzenia właściwości wytrzymałościowych.

Proces B-Q&P przeprowadzono dla czterech różnych wariantów, umożliwiających wytworzenie martenzytu o różnym stopniu przesycenia węglem i austenitu resztkowego o różnym stopniu stabilizacji, co wynika z różnej długości czasu partycjonowania. W pierwszym wariancie nie przeprowadzono partycjonowania.

Na tak obrobionych próbkach wykonano pomiary twardości, próby jednoosiowego rozciągania oraz próby udarności metodą Charpy’ego, celem określenia podstawowych właściwości mechanicznych stali. Ponadto wykonano próby wytrzymałościowe na próbkach po obróbce konwencjonalnego hartowania z temperatury Ta = 925°C w oleju do temperatury pokojowej i odpuszczania w temperaturze 450°C przez 1 h.

Właściwości mechaniczne próbek po zastosowaniu powyższych wariantów obróbki zostały przedstawione w tabeli 5.

PL 234 490 Β1

Tabela 5. Właściwości mechaniczne stali 67SiMnCr6-6-4 po obróbce B-Q&P przy różnych czasach partycjonowania

Parametry procesu B-Q&P	Twardość HV2	Granica plastyczności Rpo,2 [MPa]	Wytrzymałość mechaniczna Rm [MPa]	Ro,2/Rm	Wydłużenie całkowite Ac[%]	Udarność [J]
B:240°C-3h50’ Q:25°C	596	1060	1940	0,55	2	2,4
B: 240°C-3h50’ Q:25°C-1’ P: 240°C- Γ	553	1000	2180	0.46	3	2,8
B: 240°C-3h50’ Q:25°C-1’ P: 240°C-10’	535	1100	1980	0,56	2	8,3
B: 24O°C-3h5O’ Q:25°C-1’ P:240°C-30’	463	1110	2170	0,51	16	8,5
Hartowanie i odpuszczanie 450°C -Ih	638	1360	1730	0,79	3,5	5,7

Szczególnie wysokie parametry wytrzymałościowe oraz wydłużenia, będącego miarą ciągliwości, osiąga stal po najdłuższym czasie partycjonowania tp = 30 min. Wartości wytrzymałości, a przede wszystkim wydłużenia całkowitego i udarności po tej obróbce są większe niż po obróbce konwencjonalnego hartowania i odpuszczania. Przy braku etapu partycjonowania, lub zbyt krótkim czasie jego trwania, zarówno udarność jak i wydłużenie całkowite osiągają bardzo małe wartości.

Przykład3

Realizację obróbki cieplnej typu B-Q&P przeprowadzono dla wytopu eksperymentalnego stali o składzie chemicznym podanym w tabeli 6. Skład chemiczny stali został zaprojektowany specjalnie pod kątem obróbki B-Q&P, celem uzyskania niskiej wartości temperatury Ms, oraz względnie dużej hartowności.

Tabela 6. Skład chemiczny stali eksperymentalnej wg analizy chemicznej

Pierwiastek stopowy	C	Mn	Si	Cr	Mo	V	Ni	Cu	Al	P	S
Zawartość pierwiastka [% mas.]	0,95	1,06	1,54	1,02	0,24	0.22	0,18	0,13	0,42	0,013	0,011

W pierwszym etapie projektowania obróbki na podstawie badań dylatometrycznych wyznaczono następujące parametry:

- Temperaturę Ms(y) po austenityzacji

- Czas inkubacji do początku przemiany bainitycznej

- Kinetykę przemiany bainitycznej - oznaczając czas niezbędny do uzyskania danego zaawansowania przemiany bainitycznej

- Nową temperaturę Ms po przerwaniu przemiany bainitycznej Ms(yi)

- Parametry etapu partycjonowania pozwalające na stabilizację austenitu.

Jako parametry austenityzacji przyjęto temperaturę Ta = 930°C oraz czas tA = 10 min. Na podstawie badań dylatometrycznych określono temperaturę początku przemiany martenzytycznej po austenityzacji Ms(y) = 175°C. Badano próbki po hartowaniu izotermicznym w oleju w temperaturze: Tb = 260°C, a zatem wyższej od temperatury początku przemiany martenzytycznej austenitu o 85°C. Badania przeprowadzono dla różnych czasów trwania przystanku izotermicznego te. Tabela 7 przedstawia zmiany

PL 234 490 Β1 temperatury Ms(-/r) w funkcji czasu trwania przystanku izotermicznego te stali po austenityzacji w 930°C przez 10 min, i następnie hartowanej izotermicznie w temperaturze 260°C.

Tabela 7. Zmiany temperatury Ms(yr) oraz stopnia zaawansowania przemiany bainitycznej w funkcji czasu trwania przystanku izotermicznego te

Proces bainityzacji Tb [°C] - tB [min]	Stopień zaawansowania przemiany bainitycznej [%]	Temperatura Ms(yr) po przerwaniu przemiany bainitycznej [°C]
B: 260°C-45 min	15	172
B: 260°C-60 min	30	166
B: 260°C-75 min	50	140
B: 260°C-90 min	60	117
B: 260°C - 104 min	70	108
B: 260°C- 1200 min (20h)	100	< Tpok.

Proces B-Q&P przeprowadzono dla różnych wariantów, umożliwiających wytworzenie martenzytu o różnym stopniu przesycenia węglem i austenitu resztkowego o różnym stopniu stabilizacji, co wynika z różnej długości czasu partycjonowania. Zastosowano różne temperatury niepełnego hartowania Ta = 25°C, 40°C lub 60°C, które mieściły się poniżej temperatury początku przemiany martenzytycznej austenitu szczątkowego pozostałego po procesie bainityzacji. Analizowano również dwa rodzaje partycjonowania: w temperaturze Tp = 450°C przez czas tp = 1 min oraz w temperaturze Tp = 320°C przez czas Tp= 5 min.

Na tak obrobionych próbkach wykonano pomiary twardości metodą Vickersa HV2. W celach porównawczych wykonano również testy twardości po procesach pełnej bainityzacji, przy zastosowaniu hartowania z przystankiem izotermicznym w temperaturze 260°C i wytrzymaniu w tej temperaturze przez 20 h.

Parametry poszczególnych procesów B-Q&P po austenityzacji w 930°C przez 10 min, oraz odpowiadające im oszacowane zawartości poszczególnych faz, jak również średnie wartości twardości, przedstawia tabela 8.

Tabela 8. Parametry procesu B-Q&P oraz skład fazowy jak również wartości twardości stali po procesie

Parametry procesu	Zawartość bainitu [%]	Zawartość martenzytu [%1	Zawartość austenitu [%1	Średnia twardość HV2
Pełna bainityzacja B: 260°C - 20h	79	0	21	627
B-Q&P B: 260°C - 90’, Q: 40°C, P: 450°C - 1’	47	16	37	510
B-Q&P B:260°C-75’,Q: 60°C, P: 450°C-l’	40	18	42	523
B-Q&P B: 260°C - 75’, Q: 25°C, P: 450°C- Γ	40	35	25	650
B-Q&P B: 260°C - 75’, Q: 25°C, P: 320°C -5’	40	35	25	721

PL 234 490 B1

Szczególnie wysoką twardość uzyskują próbki o największej zawartości martenzytu (35%) i jednocześnie najmniejszej zawartości austenitu (25%). Twardość tych próbek jest większa od twardości próbek po procesie pełnej nanobainityzacji. Duża zawartość austenitu obniża twardość próbek. Twardość jest najwyższa, jeśli partycjonowanie jest realizowane w niższej temperaturze (320°C). Wysoka temperatura partycjonowania (450°C) zmniejsza twardość stali.

Claims (9)

1. Zastrzeżenia patentowe

   1. Sposób obróbki cieplnej elementów z materiału wyjściowego, którym jest stal lub staliwo niskolub średniostopowe, z wykorzystaniem przemiany bainitycznej, znamienny tym, że element z materiału wyjściowego obrabia się termicznie w następujących etapach:

   - etap A: nagrzewanie do temperatury austenityzacji Ta i wytrzymanie w tej temperaturze przez określony czas tA,

   - etap B: hartowanie do temperatury przystanku izotermicznego Tb leżącej w zakresie pomiędzy temperaturą Ms(y) + AT a 350°C i wytrzymanie w tej tem peraturze przez określony czas t b, do uzyskania udziału objętościowego wytworzonego ferr ytu bainitycznego w zakresie 10-80%, korzystnie 20-75% obj.,

   - etap Q: hartowanie do zadanej temperatury Tq leżącej pomiędzy temperaturą początku Ms(yi-i) i końca Mf(yr1) przemiany martenzytycznej austenitu γη pozostałego po przemianie bainitycznej i wytrzymanie w tej temperaturze przez czas tQ, przy czym temperatura Tq i czas tQ są tak dobrane, aby po tym etapie w mikrostrukturze pozostało co najmniej 10% obj. austenitu resztkowego,

   - etap P: wyżarzanie w temperaturze Tp > Tq i wytrzymywanie w tej temperaturze przez określony czas tp pozwalający na dyfuzję węgla i stabilizację austenitu, przy czym temperatura Tp i czas tp są tak dobrane, aby zapewnić uzyskanie temperatury początku przemiany martenzytycznej austenitu w końcowej mikrostrukturze Ms(yi-2) mniejszej niż planowana temperatura eksploatacji końcowego wyrobu Te, przy zachowaniu zawartości austenitu szczątkowego w końcowej mikrostrukturze stopu powyżej 10% obj.,

   - etap C: chłodzenie, przy czym jako materiał wyjściowy stosuje się stopy żelaza: stal lub staliwo nisko- lub średniostopowe, w których występuje przemiana bainityczna, a zawartość węgla i dodatków stopowych jest taka, by stop po austenityzacji miał temperaturę początku przemiany martenzytycznej MS wyższą niż 130°C i niższą od 350°C.
2. 2. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że etap B prowadzi się z co najmniej jednym przystankiem izotermicznym, przy czym przystanek lub przystanki izotermiczne mieszczą się w zakresie 200°C < Tb < 350°C, korzystnie między 210°C a 300°C.
3. 3. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że etap B prowadzi się w temperaturze malejącej w sposób ciągły w zakresie 200°C < Tb < 350°C, korzystnie między 210°C a 300°C.
4. 4. Sposób według zastrz. 2 i 3, znamienny tym, że w etapie B temperatura Tb leży powyżej temperatury Ms(y) o przedział AT wynoszący co najmniej 10°C, przy czym wartość przedziału AT jest tak dobrana, aby temperatura Tb była większa niż 200°C, korzystnie większa niż 210°C i mniejsza niż 350°C, korzystnie mniejsza niż 300°C.
5. 5. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że temperatura Tq mieści się w zakresie

   25-135°C, korzystnie pomiędzy temperaturą pokojową a 35°C.
6. 6. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że temperatura Tp mieści się w zakresie

   200-450°C, korzystnie w zakresie 230-350°C.
7. 7. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że stosuje się materiał wyjściowy o łącznej zawartości Si i Al nie większej niż 3,2%, korzystnie w zakresie 1,5-2,2% mas.
8. 8. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że stosuje się materiał wyjściowy o zawartości co najmniej 0,5% Si.
9. 9. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że jeśli zawartość Si jest mniejsza niż 0,5%, to łączna zawartość krzemu i aluminium wynosi co najmniej 0,8% mas.