Obsah jednotlivých prvků v hm.% ocel C Mn Si Al P S TRIP 1 0,23 1,35 1,85 0,025 0,015 0,006

Transkript

1 VLIV PARAMETRŮ TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ VLASTNOSTI TRIP OCELI THERMOMECHANICAL TREATMENT PARAMETERS INFLUENCE ON TRIP STEEL MECHANICAL PROPERTIES Ondřej Žáček a Jiří Kliber b Ivo Schindler b a VÍTKOVICE Výzkum a vývoj, spol. s r. o., Pohraniční 693/31, Ostrava Vítkovice, ČR, ondrej.zacek@vitkovice.cz b VŠB TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA, Fakulta metalurgie a materiálového inženýrství, katedra tváření materiálu, 17. listopadu 15, Ostrava Poruba, ČR, jiri.kliber@vsb.cz, ivo.schindler@vsb.cz Abstract High strength steels with good formability are used for weight reduction in automobile industry especially. TRIP steels are one of these groups of high strength steels. It can be achieved excellent combination of mechanical properties high strength (R m to 1200 MPa) and eminent formability (ductility to 35%) by treatment of steels with TRIP (transformation induced plasticity) effect utilisation. These outstanding mechanical properties can be achieved due to the combination of specific alloying and thermomechanical processing. C-Mn-Si TRIP steel was thermo-mechanically rolled on laboratory rolling mill TANDEM in this work. The influence of finish rolling temperature, strain and isothermal bainite transformation temperature on mechanical properties of mentioned TRIP steel were evaluated (mechanical properties were assessed by tension test). The work pertains to complex evaluation of TRIP steel behaviour during forming. The work is filled in by plastometric tests on termomechanical simulator GLEBLE 3800 in addition to presented results. The influence of thermomechanical processing on microstructure changes of plastometrically formed samples is evaluated. Abstrakt Oceli s vysokou pevností a dobrou tvařitelností se používají zejména v automobilovém průmyslu pro redukci hmotnosti vozidla. TRIP oceli jsou jedněmi z těchto vysoko pevnostních ocelí. Zpracováním ocelí s využitím efektu transformačně indukované plasticity (transformation induced plasticity - TRIP) lze dosáhnout výborné kombinace mechanických vlastností - vysoké pevnosti (R m až 1200 MPa) a výborné plasticity (tažnost až 35%). Těchto mimořádných mechanických vlastností lze dosáhnout kombinací specifického chemického legování a termomechanického zpracování. V této práci byla termomechanicky válcována C-Mn-Si TRIP ocel na laboratorní trati TANDEM a byl hodnocen vliv doválcovaní teploty, velikosti deformace a teploty izotermální baitické transformace na mechanické vlastnosti uvedené TRIP oceli (mechanické vlastnosti byly ověřovány tahovou zkouškou). Tato práce je součástí komplexního hodnocení chování TRIP oceli při tváření, mimo výsledků uvedených v tomto příspěvku je také doplněna plastometrickými zkouškami

2 na termomechanickém simulátoru GLEEBLE U vzorků tvářených na tomto plastometru je hodnocen vliv parametrů termomechanického tváření na změny mikrostruktury. 1. ÚVOD TRIP oceli jsou známy od šedesátých let 20. století, kdy Zackay [1] a další popsali vlastnosti oceli o složení 0,3% C, 9% Cr, 8% Ni, 4% Mo, 2% Mn, 2% Si. Předmětem většího zájmu se však TRIP oceli staly až v průběhu zhruba dvou posledních desítiletí. To je důsledek vzniku nových koncepcí automobilu z ocelových plechů směřujících k výraznému snížení jeho hmotnosti, z čehož vyplyne snížení spotřeby a následně i emisí spalin a to vše při současném zvyšování bezpečnosti posádky. Díky pokrokům v oblasti nových materiálů a válcovacích metod lze k této redukci využít pásů nižších tloušťek z různých typů vysokopevnostních nízkolegovaných ocelí, které se vyrábějí ve formě za tepla a za studena válcovaných pásů [2], např. právě TRIP oceli. Na rozdíl od původních vysokolegovaných ocelí využívajících efektu transformačně indukované plasticity (zejména metastabilních korozivzdorných ocelí), jejichž mikrostruktura byla tvořena feritem a martenzitem, současné TRIP oceli jsou nízkolegované s multifázovou mikrostrukturou tvořenou matricí polygonálního feritu, bainitem a zbytkovým austenitem. Chemické složení těchto TRIP ocelí je v rozsahu 0,1 až 0,4% C, 1,0 až 3,0% Mn a 1,0 až 3,0% Si (případně Al), nejčastěji 0,2% C, 1,5% Mn a 1,5% Si (případně Al). Oceli využívají vlivu Mn a Si (případně Al) na zvýšení stability zbytkového austenitu. Si (případně Al) zpožďuje precipitaci karbidů při rozpadu austenitu a způsobuje tak výrazné obohacení dosud netransformovaného austenitu uhlíkem, které přispívá k jeho vyšší stabilitě [3-5]. Výroba součástí z moderních ocelových materiálů, tedy i z ocelí využívajících efektu transformačně indukované plasticity, je založena na kombinaci speciální koncepce legování s vhodným termomechanickým zpracováním. Režim termomechanického zpracování má tedy zásadní vliv na výsledné mechanické vlastnosti TRIP oceli [6,7]. 2. EXPERIMENT Tento experiment je komplexním hodnocením chování TRIP oceli při tváření. V experimentu bylo využito laboratorní termomechanické válcování plochých vzorků. Cílem byla výroba dostatečně velkých tahových zkoušek z výsledných provalků a následné stanovení mechanických vlastností. Tím byla popsána závislost mechanických vlastností TRIP oceli na parametrech termomechanického válcování, konkrétně na teplotě deformace, velikosti deformace a na teplotě izotermální bainitické transformace. Jak tedy bylo uvedeno, tento experiment je zaměřen na mechanické vlastnosti TRIP oceli. Vliv parametrů termomechanického zpracování na mikrostrukturu byl studován v následujícím experimentu, v němž proběhly v identickém režimu termomechanického zpracování plastometrické zkoušky. Na takto tvářených vzorcích (kdy je díky provedení na plastometru naprosto zaručeno dodržení stanovených podmínek) byla následně hodnocena mikrostruktura. 2.1 Popis experimentu Experiment byl proveden na Mn-Si tavbě T 1 (chemické složení viz. Tabulka 1.). Z výchozího materiálu (hranol o příčných rozměrech 45x45 mm) byly frézovány vzorky o rozměrech 6,5x mm.

3 Tabulka 1. Chemické složení zkoumaných TRIP ocelí Table 1. Chemical composition of evaluated TRIP steels Obsah jednotlivých prvků v hm.% ocel C Mn Si Al P S TRIP 1 0,23 1,35 1,85 0,025 0,015 0,006 Schéma režimu termomechanického zpracování je uvedeno na Obr. 1. Teplota ohřevu (austenitizace) byla 1100 C, doba ohřevu byla 300 s. Tato doba ohřevu byla pomocí počítačové simulace v programu FormFEM stanovena jako minimální nutná pro dosažení homogenní teploty po průřezu vzorku o rozměrech 6,5x mm. Ohřev byl proveden v elektrické odporové peci. Z austenitizační teploty vzorek volně chladnul až na teplotu tváření. Teplota počátku válcování byla na přípravných vzorcích stanovena tak, aby bylo dosaženo doválcovacích teplot 780 C, 830 C a 880 C. Vzorky byly válcovány s poměrnou deformací velikosti ε = 15% nebo ε = 70%. Válcování probíhalo na laboratorní válcovací trati TANDEM viz. Obr. 2. [x]. Trať TANDEM vybavená dvěma reverzními stolicemi typu duo je určená přednostně k modelovému tváření plochých vývalků za tepla. Její předností je možnost tvářet poměrně velkými (sdruženými) úběry a značnými tvářecími rychlostmi (řádově i přes 100 s -1 ). Spolu s ohřívacími pecemi na obou koncích tratě napodobuje mj. dvoustolicovou trať typu Steckel pro válcování pásu za tepla. Zrychlené ochlazování z doválcovací teploty na teplotu izotermální bainitické transformace bylo realizováno pomocí čtyř štěrbinových trysek s tlakovou regulací na výběhové straně válcovací trati TANDEM viz. Obr. 3. Izotermální bainitická transformace probíhala při teplotách 450 C, nebo 550 C po dobu 300 s, byla realizována jako výdrž na uvedených teplotách v další elektrické odporové peci. 0br. 1. Schéma režimu termomechanického válcování Fig. 1. Thermomechanical rolling schedule

4 Obr. 2. Laboratorní válcovací trať TANDEM Fig. 2. Laboratory rolling mill TANDEM Obr. 3. Zrychlené ochlazování provalku štěrbinovými tryskami Fig. 3. Rolled sample accelerated cooling through water nozzles V Tabulce 2. jsou vedeny konkrétní podmínky termomechanického zpracování jednotlivých vzorků. Tabulka 2. Podmínky termomechanického válcování jednotlivých vzorků. Table 2. Single samples thermomechanical rolling condition Označení vzorku Teplota ohřevu (austen.) [ C] Dotvář. teplota [ C] Teplota izotermál. bainitické transform. [ C] Rychlost ochlaz. [ C.s -1 ] Výška vzorku před deform. h 0 [mm] Výška vzorku po deform. h 1 [mm] Poměrná deform. ε [%] T ,5 15,4 T ,2 66,1 T ,6 13,8 T ,2 66,1 T ,6 13, ,5 T ,3 64,6 T ,4 18,5 T ,3 64,6 T ,5 15,4 T ,3 64,6 Rychlost ochlazování z dotvářecí teploty na teplotu izotermální bainitické transformace bohužel dosti kolísá. To je způsobeno zejména malou šířkou vzorku, v důsledku které nešlo zajistit vždy stejnou polohu vzorku vůči chladícím tryskám, což dosti výrazně měnilo jejich účinnost.

5 3. VYHODNOCENÍ EXPERIMENTU 3.1 Mechanické vlastnosti Po termomechanickém válcování byly z jednotlivých provalků vyfrézována tyčinky pro tahovou zkoušku o rozměrech 2x8 100 mm viz. Obr. 4. Obr. 4. Zkušební tyčinka po provedení tahové zkoušky Fig. 4. Sample after tension test Tahová zkouška byla provedena na trhacím stroji INOVA TSM50. Hodnoty naměřené při tahové zkoušce jsou uvedeny v Tabulce 3. Tabulka 3. Mechanické vlastnosti jednotlivých vzorků naměřené při tahové zkoušce Table 3. Tension tests results single samples mechanical properties Označení vzorku Mez kluzu R p0,2 [MPa] Pevnost R m [MPa] Tažnost A25 [%] T ,8 T ,4 T ,4 T ,8 T ,6 T ,4 T ,2 T ,0 T ,2 T ,2 Pro lepší znázornění závislosti mechanických vlastností na jednotlivých parametrech termomechanického válcování byly tyto závislosti zpracovány graficky.

6 Obr. 5. Závislost mechanických vlastností na velikosti deformace v interkritické oblasti Fig. 5. Mechanical properties to strain in intercritical region dependency Obr. 6. Závislost mechanických vlastností na doválcovací teplotě (pro teplotu izotermální bainitické transformace 450 C) Fig. 6. Mechanical properties to finish rolling temperature dependency (for isothermal bainite transformation temperature 450 C)

7 Obr. 7. Závislost mechanických vlastností na teplotě izotermální bainitické transformace Fig. 7. Mechanical properties to isothermal bainite transformation temperature dependency 3.2 Mikrostruktura Doplňkově, zejména pro ilustraci mikrostrukturních změn byla na vzorcích z jednotlivých provalků provedena taká metalografie na světelném optickém mikroskopu Zeiss-Jena NEOPHOT 32 (metalografická příprava byla klasické broušení na smirkových papírech 60 až 1200 pod vodou, leštění a leptání v NITALU). První pár snímků Obr. 8. a Obr. 9. představují mikrostrukturu vzorků T 1.4 a T 1.7. Jedná se o vzorky s doválcovaní teplotou 880 C a teplotou izotermální bainitické transformace 550 C. V důsledku výše zmíněných problému se zajištěním polohy vzorku vůči chladícím tryskám bylo u těchto vzorků (zejména u vzorku T 1.7) dosaženo pouze nižších hodnot rychlosti ochlazování (viz. Tabulka 2.). Dosažené hodnoty poměrné deformace jsou pak ε = 15,4% u vzorku T 1.4 a ε = 66,1% u vzorku T 1.7. Mikrostruktura vzorků pak odpovídá uvedeným podmínkám termomechanického válcování. Mikrostruktura obou vzorků je tvořena feritickým zrnem se zákalnou složkou (vzhledem k rychlosti ochlazování a teplotě izotermální bainitické transformace se musí jednat o bainit) s určitým podílem perlitu (zejména u vzorku T 1.7), což je důsledek nižších rychlostí ochlazování. Zbytkový austenit není při tomto zvětšení identifikovatelný. Poměrně hrubé zrno odpovídá vysoké doválcovací teplotě, kdy kinetika rekrystalizace není nijak bržděna. Podíl zákalné fáze (bainitu) je v důsledku vysoké teploty izotermální bainitické transformace dosti omezen.

8 Obr. 8. Mikrostruktura vzorku T 1.4 Fig. 8. Microstructure of sample T 1.4 Obr. 9. Mikrostruktura vzorku T 1.7 Fig. 9. Microstructure of sample T 1.7 Další pár snímků Obr. 10. a Obr. 11. představují mikrostrukturu vzorků T 1.11 a T Jedná se o vzorky s doválcovaní teplotou 880 C a teplotou izotermální bainitické transformace 450 C. U těchto vzorků bylo dosaženo poměrně vysoké rychlosti ochlazování (viz. Tabulka 2.). Dosažené hodnoty poměrné deformace jsou pak ε = 13,8% u vzorku T 1.11 a ε = 66,1% u vzorku T Mikrostruktura vzorků opět odpovídá uvedeným podmínkám termomechanického válcování. Mikrostruktura obou vzorků je tvořena feriticko-bainitickým zrnem, u vzorku T 1.10 je pak v mikrostruktuře ještě velmi malý podíl feritu. Zbytkový austenit není při tomto zvětšení identifikovatelný. Mikrostruktura je v důsledku vyšší rychlosti ochlazování celkově jemnější. Podíl zákalné fáze (bainitu) je v důsledku nižší teploty izotermální bainitické transformace podstatně vyšší než u vzorků T 1.4 a T 1.7. Obr. 10. Mikrostruktura vzorku T 1.11 Fig. 10. Microstructure of sample T 1.11 Obr. 11. Mikrostruktura vzorku T 1.10 Fig. 11. Microstructure of sample T 1.10

9 Následující pár snímků Obr. 12. a Obr. 13. představují mikrostrukturu vzorků T 1.19 a T Jedná se o vzorky s doválcovaní teplotou 830 C a teplotou izotermální bainitické transformace 450 C. U těchto vzorků bylo dosaženo poměrně vysoké rychlosti ochlazování (viz. Tabulka 2.). Dosažené hodnoty poměrné deformace jsou pak ε = 13,8% u vzorku T 1.19 a ε = 64,6% u vzorku T Mikrostruktura vzorků opět odpovídá uvedeným podmínkám termomechanického válcování. Mikrostruktura obou vzorků je tvořena feriticko-bainitickým zrnem, u vzorku T 1.16 je pak v mikrostruktuře ještě opět velmi malý podíl feritu. Zbytkový austenit není při tomto zvětšení identifikovatelný. Mikrostruktura je v důsledku nižší doválcovaní teploty a vyšší rychlosti ochlazování celkově jemnější. Podíl zákalné fáze (bainitu) je v důsledku nižší teploty izotermální bainitické transformace podstatně vyšší než u vzorků T 1.4 a T 1.7. Obr. 12. Mikrostruktura vzorku T 1.19 Fig. 12. Microstructure of sample T 1.19 Obr. 13. Mikrostruktura vzorku T 1.16 Fig. 13. Microstructure of sample T 1.16 Následující pár snímků Obr. 14. a Obr. 15. představují mikrostrukturu vzorků T 1.20 a T Jedná se o vzorky s doválcovaní teplotou 780 C a teplotou izotermální bainitické transformace 550 C. Dosažené hodnoty poměrné deformace jsou pak ε = 18,5% u vzorku T 1.20 a ε = 64,6% u vzorku T U těchto vzorků se však podařilo dosáhnout pouze nízkých rychlostí ochlazování (viz. Tabulka 2.), čemuž také odpovídá jejich mikrostruktura. Ta je u obou vzorků je tvořena feriticko-perlitickým zrnem s nízkým podílem zákalné fáze (bainitu). Zbytkový austenit opět není při tomto zvětšení identifikovatelný. Mikrostruktura je v důsledku nižší doválcovaní teploty a nízké rychlosti ochlazování, i přes nejnižší doválcovaní teploty, celkově poměrně hrubozrnná. Na nízký podíl zákalné fáze (bainitu) má vliv kromě nízké rychlosti ochlazování také vyšší teplota izotermální bainitické transformace.

10 Obr. 14. Mikrostruktura vzorku T 1.20 Fig. 14. Microstructure of sample T 1.20 Obr. 15. Mikrostruktura vzorku T 1.22 Fig. 15. Microstructure of sample T 1.22 Poslední pár snímků Obr. 16. a Obr. 17. představují mikrostrukturu vzorků T 1.13 a T Jedná se o vzorky s doválcovaní teplotou 780 C a teplotou izotermální bainitické transformace 450 C. U těchto vzorků bylo dosaženo poměrně vysoké rychlosti ochlazování (viz. Tabulka 2.). Dosažené hodnoty poměrné deformace jsou pak ε = 15,8% u vzorku T 1.13 a ε = 64,6% u vzorku T Mikrostruktura vzorků opět odpovídá uvedeným podmínkám termomechanického válcování. Mikrostruktura obou vzorků je tvořena feriticko-bainitickým zrnem s minimálním podílem feritu. Zbytkový austenit opět není při tomto zvětšení identifikovatelný. Mikrostruktura je v důsledku nejnižší doválcovaní teploty a poměrně vysoké rychlosti ochlazování nejjemnější z celé série vzorků. Obr. 16. Mikrostruktura vzorku T 1.13 Fig. 16. Microstructure of sample T 1.13 Obr. 17. Mikrostruktura vzorku T 1.12 Fig. 17. Microstructure of sample T 1.12

11 4. ZÁVĚRY EXPERIMENTU Pevnost oceli mírně klesá s rostoucí deformací v interkritické oblasti (tedy s rostoucí deformací při doválcování). Přímo úměrně tomuto poklesu pevnosti roste tažnost TRIP oceli. Je to pravděpodobně důsledek faktu, že intenzivnější deformace indukuje rychlejší kinetiku rekrystalizace a tím rekrystalizaci vyššího podílu struktury. Tyto závěry potvrzuje také metalografická analýza. Vzorky s vyšší deformací, zejména v kombinaci s vyšší doválcovaní teplotou, vykazují mírně hrubší zrno. Pevnost oceli mírně roste se snižováním doválcovací teploty, přičemž intenzivnější je nárůst pevnosti při poklesu doválcovací teploty z 880 C na 830 C, při poklesu doválcovací teploty na 780 C je již nárůst pevnosti pouze velmi malý. Zároveň je však pokles tažnosti s klesající doválcovací teplotou minimální. Tento nárůst pevnosti by měl být důsledkem zpomalení kinetiky rekrystalizace při nižších teplotách a což potvrzuje jemnější zrno u vzorků s nižší doválcovací teplotou. Pevnost oceli poměrně výrazně roste se snížením teploty izotermální bainitické transformace. Snížení teploty izotermální bainitické transformace však také snižuje tažnost TRIP oceli. Tento nárůst pevnosti by měl odpovídat změně morfologie bainitu z horního spíše na dolní bainit (případně na horní bainit s výrazně omezenou možností difůze karbidů). Z metalografické analýzy je patrný nárůst podílu bainitu při snížení teploty izotermální bainitické transformace, což jednoznačně způsobí zvýšení pevnosti a snížení tažnosti. Změnu morfologie bainitu však vzhledem k omezeným možnostem světelné optické mikroskopie (maximální zvětšení 1000x) nelze potvrdit. LITEARATURA [1] V. F. Zackay, E. R. Parker, D. Fahr, R. Busch: The Enhancement of Ductility in High- Strength Steel. Transactions of the ASM, V60, 1967, str [2] B. Engl, U. Heidmann, W. Müschenborn: Cold Formability and Light Weight Construction Driving forces for recent steel development. In Modern LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties, ed. W. Bleck, Verlag Mainz, Aachen, 1998, str [3] P. J. Jacques, J. Ladrière, F. Delannay: On the influnce of interactions between phases on the mechanical stability of retained austenite in TRIP multiphase steels. Metallurgical and materials transactions A, volume 32A, November 2001 [4] K. Sugimoto, N. Usui, M. Kobayashi, S.Hashimoto: Effects of Volume Fraction and Stability of Retained Austenit on Ductility of TRIP Aided Dual Phase Steels. Transactions ISIJ International, Vol. 32, No. 12, 1992, str [5] J. Kliber, O. Žáček, B. Mašek, H. Staňková, P. Šuchmann, J. Němeček: Využití transformačně indukované plasticity (TRIP) v technoligiích tváření oceli. In METAL Hradec nad Moravicí : TANGER, s. r. o., Ostrava, 2005, přednáška č. 165, (elektronické médium). [6] J. Kliber, B. Masek, O. Zacek, H. Stankova: Transformation Induced Plasticity (TRIP) Effect Used in Forming of CMnSi Steel. Materials Science Forum, Vol , November 2005, str [7] I. B. Timokhina, E. V. Pereloma, P. D. Hodgson: Microstructure and mechanical properties of C-Si-Mn(-Nb) TRIP steels after simulated thermomechanical processing. Materials Science and Technology, vol. 17, February 2001, str. 135 Tato práce vznikla za finanční podpory GRANTOVÉ AGENTURY ČESKÉ REPUBLIKY projekt č. GAČR 106/04/0601, k dílčím experimentům bylo využito zařízení vyvíjené v rámci řešení výzkumného záměru MSM