VLIV TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA VÝVOJ TRIP JEVU V Si-Mn OCELI. EFFECT OF THERMOMECHANICAL TREATMENT ON TRIP EFFECT DEVELOPMENT IN Si-Mn STEEL

Transkript

1 VLIV TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA VÝVOJ TRIP JEVU V Si-Mn OCELI EFFECT OF THERMOMECHANICAL TREATMENT ON TRIP EFFECT DEVELOPMENT IN Si-Mn STEEL Ondřej Stejskal b Jozef Zrník a,c Zbyšek Nový a Peter Horňak c a,c Comtes FHT,s.r.o., Lobezská E981, Plzeň, ČR, jzrnik@comtesfht.cz b Západočeská univerzita vplzni, Fakulta strojní, Plzeň, o.stejskal@seznam.cz c Technická univerzita v Košiciach, Hutnícka fakulta, Park Komenského 11, Košice, peter.hornak@tuke.sk Abstrakt Vliv rozdílných deformačních vstupů, využitím technologie lisování, v oblasti spontánní a zbržděné rekrystalizace austenitu, příp. v oblasti interkritických teplot, byl analyzovaný s cílem získání základných poznatků o vývoji struktury v rozměrnějších vzorcích C-Mn-Si TRIP oceli. Vývoj struktury byl sledovaný v procese izotermické transformace austenitu v závislosti na teplotě transformace a době výdrže na transformační teplotě. Výsledné charakteristiky transformační struktury se podstatně měnily v závislosti od podmínek termomechanického zpracování (TM) oceli a podmínek transformace austenitu. Strukturní charakteristiky, včetně objemového podílu, velikosti zrna a distribuce feritu po transformaci byly analyzované využitím světelné mikroskopie a počítačové obrazové analýzy. U některých režimů TM zpracování byl v struktuře získaný podíl feritu vyšší než 40%, přičemž distribuce a velikost feritických zrn byla rovnoměrná. Ověřovacím experimentem při vhodném výběru tepelně-deformačních parametrů TM zpracovaní oceli a následnou dvojstupňovou transformací byla připravená komplexní struktura bainitu, feritu a zbytkového austenitu zaručující TRIP efekt. Abstract Thermomechanical processing simulations were performed using a pressing machine, in order to developed a comprehensive understanding of the effect of various deformation in the recrystallized and nonrecrystallized austenite regions, alternatively in the intercritical temperature region on the microstructural evolution of 0.19 wt pct C-1.5 wt pct Mn-1.8 wt pct Si transformation induced plasticity (TRIP) bulk steel. The experiment was directed towards the austenite conditioning prior its isothermal decomposition to ferrite, varying deformation temperature and strain inputs of austenite. The complex relationships among the austenite conditioning, isothermal transformation conditions and ferrite characteristics were revealed. The resulted austenite-ferrite structure characteristics and volume fraction of ferrite varied substantially in dependence of austenite conditioning and transformation conditions. The microstructures of all samples were characterized by optical metallography. It was found that by choice of suitable TM processing conditions and austenite transformation conditions the A-F structure with fine grained ferrite and volume fraction of about 40 45% is achievable in bulk specimens. By selecting variables of the deformation schedules formation all - 1 -

2 constituents of the multiphase TRIP steel including ferrite, bainite and retained austenite was affected in final structure of TRIP steel. 1. ÚVOD TRIP oceli jsou uhlíkové nízkolegované oceli s multifázovou strukturou 40-60% polygonálního feritu, 20-40% bainitu a 10-20% zbytkového austenitu. Transformací zbytkového austenitu na martenzit během deformace za studena dosahují tyto materiály výhodné kombinace pevnosti (R m MPa) a tažnosti (cca 20-30%), která je výhodná při hlubokém tahání plechů a proto se používají v automobilovém průmyslu při výrobě karosérií. Současně vykazují zvýšenou schopnost pohltit rázovou energii a zavedením výroby karoserií z TRIP oceli se sníží výrobní náklady až o 10% [1]. S nárůstem objemového množství zbytkového austenitu transformujícího na napěťově indukovaný martenzit při deformaci za studena se zvyšuje koeficient deformačního zpevnění a následně tažnost ocele. Tento jev se označuje jako transformací indukovaná plasticita,tzv. TRIP efekt [1,2,3]. Množství zbytkového austenitu ve struktuře TRIP oceli musí být optimální, protože větší objemovém množství zbytkového austenitu ve struktuře TRIP oceli znamená nízký obsah uhlíku ve zbytkovém austenitu a tudíž nízkou stabilitu této fáze. Stabilita zbytkového austenitu, tj. jeho přítomnost ve struktuře TRIP oceli za pokojové teploty, je dána obsahem uhlíku v austenitických zrnech, tvarem a rozměrem zbytkového austenitu a typem obklopující fáze [2]. Vývoj komplexní struktury TRIP oceli je podmíněn kontrolou transformačního chování austenitu. Průběh transformace austenitu na požadované strukturní fáze TRIP oceli je modifikován chemickým složením oceli a realizovaným tepelným resp. termomechanickým (TM) zpracováním. Termomechanické zpracování se provádí za účelem zjemnění zrna, přinášející současné zvýšení pevnosti a tažnosti a může být realizováno jako nízkoteplotní (pod teplotou A 1 ) nebo vysokoteplotní (nad telotou A 1 ) [4,5,6]. Výsledná struktura silně závisí na stupni deformace a čase mezi poslední deformací a transformací [?]. Z pohledu následného rekrystalizačního procesu lze deformaci uskutečnit v teplotní oblasti i) spontánní rekrystalizace, ii) zbržděné rekrystalizace iii) v dvojfázové oblasti α + γ. Režim a návrh parametrů TM zpracování oceli ovlivňují transformační chování austenitu a vedou k vytvoření rozdílných morfologií feritu a bainitu ve finální komplexní struktuře. V závislosti od průběhu TM zpracování mohou být ovlivněny také charakteristiky zbytkového austenitu. Výsledné mechanické vlastnosti TRIP ocelí jsou potom závislé nejen na objemových podílech jednotlivých fází ale i na jejich morfologii a distribuci [7,8,9]. V současnosti se využívají dvě základní technologie výroby plechů a pásů z TRIP oceli, (za tepla/ za studena válcované TRIP oceli) [1], zatímco využití jiné tvářecí technologie zpracování objemových výrobků z ocelí s TRIP efektem se objevuje jenom zřídkavě [10]. V tomto příspěvku jsou předložené možnosti simulacií termomechanického zpracování C Mn Si oceli s využitím technologie lisování rozměrnějších vzorků, a jejích následných účinků na vývoj struktury po transformaci kondiciovaného austenitu. 2. EXPERIMENTÁLNÍ ČÁST K experimentu byla použita uhlíková nízkolegovaná C-Mn-Si ocel o chemickém složení uvedeném v Tabulce 1. Ocel byla odlita ve formě ingotu o hmotnosti 1500 kg, který byl přetvářen na polotovar čtvercového průřezu o rozměrech 210 x 210 mm. Z tohoto polotovaru byly nařezány bloky o rozměrech 210mm x 210mm x 80mm, které byly následně překovány na tyče. Dělením těchto tyčí se připravily vzorky s rozměry l o = 30 mm, d o = 25 mm. Termomechanické zpracování vzorků se realizovalo ohřevem vzorku v odporové peci s následným tvářením hydraulickým lisem DEL R1. Vyhodnocení struktury vzorku se uskutečnilo optickým mikroskopem Nikon Optihot 100. Software Lucia 4.61, současně - 2 -

3 se Saltykovovou metodou náhodných úseček, byl využit pro vyhodnocení objemového podílu feritické fáze přítomné ve struktuře termomechanicky zpracovaných vzorků. Austenitická struktura byla vyvolaná leptáním v ohřáté kyselině pikrové s přídavkem Fe 3 Cl a saponátu. U vzorků, zpracovaných konečnými režimy TMZ, u kterých se předpokládala komplexní struktura feritu, bainitu a zbytkového austenitu (ZA), byl určen objemový podíl ZA neutronovou difrakční analýzou. Mechanické vlastnosti TM různě připravených vzorek byly vyhodnoceny statickou zkouškou tahem. Tabulka 1. Chemické složení experimentální oceli ve váh. %. C Mn Si P S Cr Ni Cu Al Nb Sn 0,18 1,47 1,8 0,015 0,007 0,06 0,04 0,06 0,028 0,005 0,007 Table 1. Chemical composition of experimental steel in wt pct. 3. VÝSLEDKY EXPERIMENTU A DISKUSE 3.1 Vlivu tepelně-deformačních parametrů TMZ na vývoj austenitického zrna Pro ověření vlivu parametrů TMZ na vývoj původní austenitické struktury byly navrženy a realizovány tři režimy TM zpracování: 1) 1000 C/1hod; bez deformace; kalení ve vodě, 2) 1000 C/1hod; deformace austenitu ε = 42%; voda, 3) 1000 C/1hod; deformace austenitu ε 1 = 42%; otočení o 90 (13s); ε 2 = 56%; voda které jsou uvedeny na Obr. 1. Struktura vzorku austenitizovaných při teplotě 1000 C po dobu 1 hodiny vykazovala hrubé a nerovnoměrné austenitické zrno, Obr. 2. Obr. 1. Schémata režimů TMZ pro analýzu původní velikost zrna. Fig. 1. Schedules of TM regimes to evaluate prior austenite grain size. režim 1 režim 2 režim 3 Obr. 2. Vývoj austenitické struktury v závislosti na podmínkách TM zpracování austenitu. Fig. 2. Developing of austenitu structure in dependence of TM processing. Průměrná střední velikost původního austenitického zrna se pohybovala v rozmezí µm. Zkrácení doby výdrže na austenitizační teplotě na 30 minut se na původní austenitické struktuře neprojevilo. Vlivem deformace v teplotní oblasti spontánní rekrystalizace, ε = 42%, došlo k zjemnění původní austenitické struktury, d stř = 25 µm. V důsledku aplikace dvojstupňového deformačního režimu se austenitické zrno dále zjemnilo, d stř = 15 µm. Přítomnost feritických zrn, nukleujících na původních hranicích austenitu, svědčí o tom, že - 3 -

4 druhá deformace uskutečnila už v dvojfázové oblasti α + γ. Obr.3. Schéma deformačního zpracování vzorek. Fig. 3. Deformation procedure of bulk specimens. Obr. 5. Schéma režimu pro analýzu teploty a velikosti druhé deformace. Fig. 5. TM processing schedule with second deformation variables. 3.2 Analýza podmínek TMZ na kinetiku transformace Feγ Feα Analýza vlivu jednostupňové a dvojstupňové deformace Teplota izotermické transformace austenitu na ferit byla vybraná na základě TTT diagramu experimentální oceli a potvrzená in situ ND analýzou transformačního chování vybrané oceli. Strukturní analýza vzorků, zpracovaných režimy s jedním a dvěma stupni deformace austenitu (uvedených na Obr. 3) prokázala nedostatečný efekt protváření austenitické fáze při deformaci v jednom stupni, který by mohl ovlivnit vývoj struktury. Přestože je struktura vzorku deformovaného jenom v jednom stupni poměrně rovnoměrná, objemový podíl feritu v struktuře byl poměrně nízký cca 30 %, Obr. 4. Aplikace deformace ve dvou stupních rezultuje v jemnozrnnou strukturu s větším objemovým podílem feritické fáze (33%). Obr.4. Struktura získána po TM zpracovaní s jednou a s dvěma deformacemi. Fig. 4. Resulted structure processed by one and two step deformation schedule Analýza vlivu teploty a velikosti druhé deformace Pro posouzení vlivu velikosti přetvoření vzorku při druhé deformaci bylo navrženo 9 režimů termomechanického zpracování, které se lišily ve velikosti a teplotě při které byla druhá deformace realizována, Obr. 5. Teplota druhé deformace byla dosažena rozdílnou časovou prodlevou mezi první a druhou deformací t ε1-ε2. Experimentálně stanovené hodnoty teploty deformace na druhém stupni v závislosti na t ε1-ε2 udává Tab. 2. Se změnou prodlevy mezi ε 1 a ε 2 se uskutečňuje druhá deformace v různých teplotních oblastech, odpovídajících oblasti spontánní rekrystalizace, zbrzděné rekrystalizace a příp. ve dvoufázové oblasti α + γ, čím dochází při transformaci austenitu k vytvoření možnosti nukleace feritu nejen na hranicích austenitu ale i uvnitř austenitického zrna. Táto skutečnost výrazně přispěla k modifikaci objemového podílu a morfologie feritu, Tab. 3. S poklesem stupně přetváření při druhé deformaci (ε 2 = - 4 -

5 64 58,5 53%) klesá homogenita distribuce feritu, objevuje se rozměrová divergence zrn feritu a současně klesá objemový podíl feritu (objemový podíl feritu = %). Vývoj struktury v závislosti na teplotě deformace a velikosti druhé deformace je zdokumentován na Obr. 6. Tabulka 2. Teplota druhé deformace v závislosti na časové prodlevě. časová prodleva [s] naměřená teplota [ C] Table 2. Temperature of the second deformation depending on hold time t ε1-ε2. Tabulka 3. Objemový podíl feritu v závislosti na t ε1-ε2. t ε1-ε2 = 6s t ε1-ε2 = 13s t ε1-ε2 = 20s 32,6 27,2 34,6 Table 3. Volume fraction of ferrite depending on hold time t ε1-ε2. t ε1-ε2 = 6s t ε1-ε2 = 20s ε 2 = 64% ε 2 = 53% Obr. 6. Vliv parametrů druhého stupně deformace na vývoj struktury. Fig. 6. Influence of second deformation step parameters on structure evolution Analýza vlivu teploty izotermické transformace Feγ Feα Obrazová analýza struktury vzorků zpracovaných TM režimy s odlišnou teplotou izotermické transformace Feγ Feα jako je to uvedeno v následujícím technologickém postupu: 1000 C/30min; ε 1 = 49%; otočení o 90 (6,13s); ε 2 = 64, 58,5, 53%; 750, 770, 790, 810 C/10min, ochlazení do vody, jednoznačně prokázala pokles objemového podílu feritu, jeho zvýšenou rozměrovou nestejnorodost a nehomogenitu distribuce této fáze s nárůstem teploty transformace austenitu, Obr.7, Tab.6. Nejlepších výsledků, s ohledem na objemové množství, disperzitu a rovnoměrnost rozložení feritické fáze ve struktuře, bylo dosaženo při teplotě transformace Feγ Feα 750 C, což je v souladu s výsledky in situ neutronové difrakční analýzy, použité pro kontrolu kinetiky transformace austenitu na ferit, a v souladu s TTT diagramem experimentální 750 C 790 C Obr. 7. Struktura oceli vytvořena v závislosti na teplotě transformace Feγ Feα. Fig. 7. Resulting structure depending on temperature of Feγ Feα transformation. oceli [11]. Tabulka 6. Objemový podíl feritu v struktuře 750 C 770 C 790 C 27,2% 20% 21,8% Table 6. Volume fraction of ferrite in structure

6 3.2.4 Analýza vlivu doby výdrže izotermické transformace Feγ Feα Volba doby výdrže na teplote transformace γ α je další možností jak modifikovat austenit - ferit strukturu. Fázová analýza vzorků zpracovaných při různých kombinacích tepelnědeformačních podmínek uvedených v následujícím 5 min 20 min postupu TM zpracování Obr. 8. Vliv doby výdže na teplotě Feγ Feα strukturu. s variací doby výdrže: Fig. 8.Influence of holding time of Feγ Feα on structure C/30min; ε 1 = 49%; otočení o 90 (6,13,20s); ε 2 = 64%; 750 C/t x = 5, 10,15,20 min; do vody, 13-20) 1000 C/30, 60min; ε 1 = 49%; otočení o 90 (20s); ε 2 = 64%; 780 C/t x = 5, 10,15,20 min; voda prokázala, že s delší dobou výdrže na teplotě transformace Feγ Feα při zachování ostatních tepelně-deformačních parametrů, dochází k postupnému hrubnutí feritického zrna. Vývoj struktury v závislosti na době výdrže, při konstantních podmínkách TM zpracování je dokumentován na Obr. 8. Objemový podíl feritické fáze ve struktuře oceli byl nezávislý na změně teploty feritické transformace. 4. ZÁVĚR Pro vytvoření požadované rozpadové austeniticko-feritické struktury, s uplatněním technologie lisování na rozměrově větších vzorcích z Mn-Si TRIP oceli, je vhodné realizovat deformaci ve dvou stupních. Druhá deformace by se měla realizovat v oblasti zbržděné rekrystalizace austenitu. Podmínky pro transformaci kondiciované austenitické struktury jsou příznivější na vytváření jemnější feritické struktury. Deformována austenitická struktura poskytuje více potenciálních míst pro nukleaci feritu co se výrazně projeví při aplikaci vyššího přetváření na druhem deformačním stupni. Rezultující jemnozrnná feritickoaustenitická struktura vytváří výhodnější předpoklady také pro dosáhnutí vyššího objemového podílu zbytkového austenitu v komplexní struktuře vznikajícího při následné bainitické transformaci. Nejvýhodnější austeniticko-feritická struktura, s ohledem na objemový podíl, distribuci a morfologii feritické fáze, byla dosažena při použití největšího realizovaného stupně deformace (ε 2 =64%) a při nejdelší prodleve mezi první a druhým stupněm deformace. Podstatný vliv na kinetiku transformace austenitu na ferit měla volba teploty a doby výdrže této izotermické transformace. S rostoucí teplotou transformace Feγ Feα se snižoval objemový podíl feritu, s nárůstem doby výdrže na teplotě transformace austenitu na ferit docházelo k hrubnutí feritického zrna. Optimálních strukturních parametrů bylo dosaženo při transformaci austenitu na teplotě 750 C po dobu 5 minut. Tato dosažená austenitickoferitická struktura, s objemovým podílem jemnozrného feritu okolo 40 45%, je výhodná pro další transformaci austenitu na bainit, které zajistí tvorbu komplexní struktury v TRIP oceli. LITERATURA [1] BLECK, W., FREHN, J., OHLERT, J. Proccedings of International Conference on TRIP Aided High Strength Ferrous Alloys, GRIPS Sparkling Word of Steel Vol. 1, Belgium, 2002, 13. [2] TIMOKHINA, I. B.; HODGSON, P. D.; PERELOMA, E. V.: Metall. and Mater. Trans. A, 34A, August 2003, [3] GIRAULT, E. et al.: Mater. characterisation. 40, 1998, s

7 [4] Gladman, T.G., Pickering, F.B.: Trans. ASM 43, 1951, s [5] PÍŠEK, F.; JENÍČEK, L.; RYŠ, P.: Nauka o materiálu I, 4. svazek, ACADEMIA, Praha, [6] De Ardo, D.J.: Canadian Metall. Quat., 27, 1988, s.141. [7] JACQUES, P.J., LADRIERE, J., DELANNY, F.: Metall. Mater. Trans. A, 2001, Vol. 32A, [8] JACQUES, P., PETEIN, A., HARLET, P. : Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, GRIPS Sparking Word of Steel, 2002, vol. 1, s [9] BHADESIA, H.K.D.H.: Iron Steel Inst. Jap. Int., 2002, vol. 42, s [10] SUGIMOTO, K. et al.: Materials Science Forum Vols , 2003, s [11] LUCAS, P. et al.: In Proc. Of 9th Conf. On Mech. Behaviour of Mats., Geneva, Swiss, 2003s