Microstructure and damage evolution during warm and hot deformation of continuously cast steel

Abstract

Zugproben aus kommerziellen Stranggussbrammen (unlegierter Stahl, Nb-mikrolegiert und 4.85% Ni Stahl) werden austenitisiert und nach Abkühlung auf isotherme Prüftemperaturen im Bereich des zweiten Duktilitätsminimums unter Verwendung eines Gleeble 1500 Simulators geprüft. Die Proben werden bei Temperaturen zwischen 600 und 1000°C und Dehnraten von 3·10-4, 3·10-3 und 3·10-2/s bis zum Bruch verformt, gefolgt von sofortigem Wasserabschrecken. Die Duktilität der Zugproben wird anhand der Brucheinschnürung ermittelt. Die Entwicklung von Gefüge und Schädigung in den gebrochenen Proben wird, neben herkömmlichen metallographischen Methoden, mittels 3D Labor- und Synchrotron-Röntgencomputertomographie (XCT) untersucht. Die kleinsten mit Synchrotron XCT detektierten Heterogenitäten liegen im Bereich von 1µm3. Bei gegebener Prüftemperatur erhöht sich die Duktilität mit steigenden Dehnraten, sowie mit einem feineren Gefüge nach Austenitisierung durch Verzögerung sowohl von Schädigungseinleitung als auch von Schädigungswachstum in Querrichtung. 50°C unter der Temperatur minimaler Duktilität ist die kritische Einschnürung für Schädigungseinleitung bei 3·10-4 und 3·10-3/s jedoch ähnlich für den Nb-mikrolegierten Stahl. Dies ist auf gegenläufige Effekte bei bestimmten Temperaturen im Zweiphasengebiet zurückzuführen: die dünneren interkristallinen Ferritfilme bei höheren Dehnraten begünstigen Schädigung im Gegensatz zu der geringeren verfügbaren Zeit für diffusionskontrollierte Schädigungsmechanismen. Der Temperaturbereich des zweiten Duktilitätsminimums in Bezug auf Querrissbildung während des Richtens der Bramme wird traditionell mit Hilfe der Brucheinschnürung von Zugproben beurteilt. Eine verfeinertere Methodik, die auf der Schädigungseinleitung detektiert durch XCT basiert, zeigt an der Hochtemperaturflanke des Duktilitätstiefs (Austenitbereich) eine deutliche Diskrepanz zum traditionellen Ansatz. Bei bestimmten Temperaturen abhängig von der Stahlsorte bilden sich hier bei kleinen Dehnraten interkristalline Mikrorisse während früher Phasen der Verformung aufgrund von Korngrenzengleiten. Das darauffolgende Einsetzen von großflächiger dynamischer Rekristallisation (DRX), welche beim Richten nicht auftritt, bringt letztendlich eine relative hohe Brucheinschnürung mit sich. Weiters ist bei einer gegebenen Stahlsorte die Temperatur, bei der sich die Brucheinschnürung an der Hochtemperaturflanke erholt, am höchsten bei der niedrigsten Dehnrate beim unlegierten und Ni-legierten Stahl. Dies steht im Gegensatz zum Nb-mikrolegieren Stahl bei dem die Temperatur, bei der sich die Duktilität erholt, unabhängig von der Dehnrate ist. Dies wird auf ausgeprägte verformungsinduzierte Nb(C,N) Ausscheidung zurückgeführt, welche DRX bei 950°C und darunter unabhängig von der Dehnrate hemmt. Interessanterweise ist die Duktilität des Ni-legierten Stahls im Austenitgebiet am geringsten (700-800°C). Dies wird der stark gehemmten Mobilität der Austenitkorngrenzen bei diesen Temperaturen zugeschrieben, wo Korngrenzengleiten jedoch noch stattfinden kann und starke interkristalline Schädigung bei kleinen Dehnraten mit sich bringt. Große Ferritanteile bewirken nicht unbedingt eine gänzliche Erholung der Duktilität an der Tieftemperaturflanke des Duktilitätstiefs: die Bildung kleiner interkristalliner Mikrorisse an den Ferritkorngrenzen haben eine eher geringe Duktilität beim Nb-mikrolegierten Stahl bei der niedrigsten Dehnrate zur Folge (700°C). Andererseits gehen dünne, durchgehende interkristalline Ferritfilme (verformungsinduziert) bei dieser Stahlsorte lediglich bei kleinen Dehnraten mit gänzlich interkristallinem Versagen einher.

Tensile samples taken from commercial continuously cast steel slabs (plain-C, Nb-microalloyed and 4.85% Ni steel) are austenitized and tested after cooling to isothermal temperatures in range of the second ductility minimum using a Gleeble 1500. The samples are strained to failure at temperatures between 600 and 1000°Cand strain rates of 3·10-4, 3·10-3 and 3·10-2/s, followed by immediate water quenching. Hot ductility of the tensile samples is determined using the reduction of area (RA) at fracture. The microstructure and damage evolution are investigated applying laboratory and synchrotron 3D X-ray computed tomography (XCT) on broken samples besides standard metallography. The smallest heterogeneities detected by synchrotron XCT are in the order of 1 µm3. At a given test temperature, hot ductility improves with higher strain rates as well as with a finer microstructure after austenitization both by impeding damage initiation and transverse damage growth. 50°C below the temperature of minimum ductility, however, the critical RA for damage initiation is similar at 3·10-4 and 3·10-3/s for the Nb-microalloyed steel. This is due to opposing effects at certain temperatures in the two-phase region: the thinner intergranular (IG) ferrite film at higher strain rates favours damage in contrast to the smaller time available for diffusion controlled damage mechanisms. The temperature range of the second ductility minimum relating to transverse cracking during slab straightening is traditionally assessed by means of the RA at fracture of tensile samples. A more sophisticated methodology based on damage initiation revealed by XCT clearly shows a discrepancy with the traditional approach at the high temperature side of the ductility trough (austenite region). IG micro-cracks form there at certain temperatures at early stages of deformation due to grain boundary sliding at small strain rates. However, the subsequent onset of large-scale dynamic recrystallization (DRX), which does not occur during slab straightening, finally involves a relatively high RA at fracture. Moreover, for a given a steel grade, the temperature where hot ductility recovers at the high temperature side is highest at the smallest strain rate for the plain-C and the Ni-alloyed steel. This is in contrast to the Nb-microalloyed steel where the position of ductility recovery is independent from the strain rate. This is ascribed to intense deformation-induced Nb(C,N) precipitation impeding DRX at 950°Cand below, irrespective of the strain rate. Interestingly, hot ductility for the 4.85% Ni steel is smallest in the austenite phase region (700-800°C). This is attributed to the the austenite grain boundary mobility being strongly limited at these temperatures, where grain boundary sliding is however still possible, involving severe IG damage at small strain rates. Large ferrite fractions are found to not necessarily bring about full hot ductility recovery at the low temperature side of the ductility trough: the formation of small IG micro-cracks along ferrite grain boundaries involves rather poor ductility for the Nb-microalloyed steel at the smallest strain rate (700°C). On the other hand, thin continuous IG ferrite films (deformation-induced) for this steel grade only go along with entirely IG failure at the smaller strain rates