VYUŽITÍ TRANSFORMAČNĚ INDUKOVANÉ PLASTICITY (TRIP) V TECHNOLOGIÍCH TVÁŘENÍ OCELI

VYUŽITÍ TRANSFORMAČNĚ INDUKOVANÉ PLASTICITY (TRIP) V TECHNOLOGIÍCH TVÁŘENÍ OCELI UTILIZATION TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY (TRIP) NEAR FORMING TECHNOLOGIES OF STEEL Jiří Kliber a Ondřej Žáček a Bohuslav Mašek b Hana Staňková b Pavel Šuchmann c Stanislav Němeček c a VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, jiri.kliber@vsb.cz b ZČU Plzeň, Univerzitní 8, 306 14 Plzeň, masekb@kmm.zcu.cz c COMTES FHT s. r. o. Lobezská E981, 326 00 Plzeň, psuchmann@comtesfht.cz Abstract High ductility of TRIP (TRransformation Induced Plasticity) steels wit retained austenite in microstructure is consequent on transformation of metastable austenite to martensite during straining. In recent years Mn-Si or Mn-Al low alloyed TRIP steels were developed based on knowledge about original austenitic steels. TRIP steels of grade 600, 700, 800 and 1000 are produced commercially at present. Different intercritical heating conditions and subsequent controlled cooling conditions influence were evaluated in a number of papers already. While works invoking TRIP effect by means of thermomechanical processing and subsequent cooling are less noted [1,2,3]. Thermomechanical parameters at transformation processes need to be studied to achieve significant level of TRIP effect. TRIP effect is accessible by mean of separate thermal treatment too. Reviewed steels are C-Mn-Si and C-Mn-Si with Nb based. Even C-Mn-Al based steel will be reviewed in near future. This paper aim is to define optimal conditions of thermomechanical processing and subsequent controlled cooling or optionally optimal conditions of separate thermal treatment. Theoretical and follow-up technological conditions assessment for commercial production of TRIP steels is other aim of the work too. Abstrakt Vysoká tažnost ocelí s transformačně indukovanou plasticitou (transformation induced plasticity - TRIP), které obsahují zbytkový austenit v mikrostruktuře, vyplývá z transformace metastabilního austenitu na martenzit při deformaci. V uplynulých letech byly na základě znalostí původně austenitických ocelí s touto vlastností připraveny nízkolegované oceli TRIP na základě chemického složení Mn, Si a Al. TRIP oceli typu 600, 700, 800 a 1000 jsou nyní nabízeny komerčně. Vliv různých podmínek interkritického ohřevu a následného chlazení u ocelí tohoto typu byl již mnohokrát studován. Méně jsou známé práce, které TRIP efekt vyvolávají pomocí termomechanického zpracování a následného ochlazování [1,2,3]. Abychom dosáhli efektivního TRIP efektu, musíme studovat zejména termomechanické parametry při transformačních jevech. Současně může být TRIP efektu dosaženo pouhým 1

tepelným zpracováním. Sledované oceli jsou na bázi CMnSi, CMnSi (Nb), ve výhledu i CMnAl. Publikovaná práce má za cíl stanovit optimální podmínky tváření s následným řízeným ochlazováním. příp. samostatného tepelného zpracování pro dosažení vysokých tažností materiálů. Cílem práce je také stanovit teoretické a následně i technologické podmínky komerčního zpracování TRIP ocelí pro podmínky tváření jak plochých vývalků, tak pro objemové tváření. 1. ÚVOD Při izotermální bainitické transformaci, která může být finální částí tváření ocelí za tepla nebo jako druhý stupeň tepelného zpracování, dochází k obohacení austenitu uhlíkem z důvodu přítomnosti křemíku a hliníku a tím k potlačení precipitace cementitu. [4-9]. Finální mikrostruktura se tedy skládá z feritu, bainitu a zbytkového austenitu, kterého v těchto ocelích bývá řádově okolo 15 %. [10-17]. Při vyšších obsazích roste ukazatel součinu pevnosti a tažnosti a dosahuje při pevnostech okolo 700 MPA hodnot 1800 až 2800 [18-20]. Současná práce tedy poskytuje studium vlivu teplot austenitizace a dob výdrže na těchto teplotách s následným tvářením materiálů, deformacemi v interkritické oblasti a posléze urychlené chlazení do oblasti bainitického nosu a výdrže na této teplotě. Zde se opět musí sledovat výše teploty austenitizace, doby výdrže a různé hladiny teplot bainitické přeměny s různou dobou a následným chlazením buď do vody nebo na vzduchu. Za tím účelem budou sledovány vlivy podmínek tepelného zpracování na výsledné mechanické vlastnosti, mikrostrukturu, podíl zbytkového austenitu, při různých teplotách austenitizace a různých podmínkách izotermického bainitického zpracování [21,22]. 2. EXPERIMENT Základním cílem experimentu je stanovit závislost množství zbytkového austenitu, jeho morfologii a výsledné mechanické vlastnosti ve struktuře TRIP oceli na termomechanických podmínkách tváření. Měnila se teplota a doba ohřevu před tvářením, vlastní velikosti deformace a způsoby tváření a následného ochlazování na různé teploty bainitického nosu s různými doby výdrže. Proběhlo také několik sérií samostatného tepelného, většinou dvoustupňového zpracování. Experiment byl tedy rozdělen do základních tří částí. A. Plastometrické zkoušení na Smitweldu s následným řízeným ochlazovacím režimem. B. Tepelné zpracování předběžně v oblasti interkritických teplot protvářených vzorků. C. Válcování plochých stoupňovitých vzorků s dalším chlazením. 2.1 Chemické složení Tabulka 1. Chemické složení zkoumaných TRIP ocelí taveb T1 a T2 Table 1. Chemical copmposition of investigated TRIP heats T1 and T2 Označení Obsah prvků v hm. % tavby C Mn Si P S Cr Ni Cu Al Mo V W Sn Nb T1 0,23 1,35 1,85,015,006,057,034,057,025,009,005,016,025,003 T2 0,24 1,40 1,92,013,012,048,052 0,11,039,012,005,017,024 0,08 2

2.2 Experiment A. Vzorky (obr. 1.) byly zpracovány na simulátoru tepelně-deformačních cyklů SMITWELD TTU 2002. Vzorek se upíná do dvou čelistí se závity. Jedna z nich je pohyblivá, druhá pevná. Vzorek je ohříván odporovým způsobem, maximální možná teplota ohřevu je 1300 C. Teplota je měřena pomocí termočlánků. Případné chlazení je prováděno buď vodou nebo dusíkem. Maximální možná zátěžná síla je 2 tuny. Po deformaci jsou vzorky na obr. 2. a na obr. 3. Obr. 1. Výkres zkušebního tělesa Fig. 1 Specimen drawing Obr. 2. Vzorek po TMZ Fig. 2. Sample after thermomechanical treatment Obr. 3. Detail deformační zóny s přivařeným termočlánkem a ochranným nátěrem proti vysokoteplotní oxidaci Fig. 3. Detailed part of welded thermocouple with safeguarding coat against high temperature oxidation Po deformaci a následném ochlazování byla většina vzorků podrobena Rentgenové difrakční analýze a pomocí čítačové registrace v Braggově-Brentanově semifokusačním uspořádání s kobaltovou anodou a beta filtrem byl určen obsah zbytkového austenitu ve struktuře. K tomuto účelu byla proměřena integrální intensita reflexí (200) alfa a (200) gama a pro výpočet bylo použito tabelárních údajů [23]. Ze vzorků byly ve většině případech vyrobeny podélné výbrusy. K vyvolání struktury se použil 3 % Nital. Pro zvýraznění zbytkového austenitu ve struktuře bylo použito dvoukrokové leptání: 3% Nital a 10% vodný roztok Na 2 S 2 O 3. Výbrusy byly hodnoceny a dokumentovány na světelném mikroskopu Nikon Optiphot 100 (ZČU Plzeň) nebo mikroskopu Olympus PM63 (TU Chemnitz) při různých zvětšeních. Snímky byly zaznamenány na ZČU pomocí digitální monochromatické kamery Baster A133 a na TU Chemnitz kamerou ProgRes. V některých případech byl použit i řádkovací elekronový mikroskop. Na vybraných vzorcích podle dosažené struktury po TMZ bylo provedeno kvantitativní vyhodnocení za cílem zjistit podíl bainitu ve struktuře a určení velikosti feritického zrna. Pro tuto analýzu byl použit program Lucia 4.60 (ZČU Plzeň), a4ianalysis (TU Chemnitz) nebo program Deformation Evaluator. Po dvoukrokovém leptání se zjišťoval i podíl zbytkového austenitu pomocí stejných programů. U vybraných vzorků byly provedeny zkoušky tahem a zkoušky tvrdosti [24,25]. 3

Souběžně byly provedeny dilatometrické zkoušky pro získání ARA diagramů pro TRIP ocel C-Mn-Si a typu C-Mn-Si-Nb. Byl použit dilatometr Bähr TU Chemnitz. Dilatometrická zkouška byla provedena na válečkách o průměru 5 mm a délce 10 mm. Na základě vyhodnocení dilatometrických křivek a metalografického výbrusu byly sestaveny příslušné diagramy. 2.3 Experiment B. Překování vstupních vzorků na lise (viz obr. 4.) v rozmezí teplot 950 až 750 C na průměr cca 11 mm. Tyčky byly tepelně zpracovány v 5 sériích a takto ošetřené vzorky byly zkoušeny mechanicky. Z přetrhaných tyček po tahové zkoušce byly vypreparovány vzorky pro metalografické hodnocení mikrostruktury. Následovalo vyhodnocení, které mělo zodpovědět na otázky vztahů struktura mechanické vlastnosti režim tepelného zpracování. Obr. 4. Polotovar, ze kterého byly kovány vzorky pro tepelné zpracování Fig. 4. Semi-finished product for forging specimens to heat treatment operation 2.4 Experiment C. Z kulatin obou výchozích taveb T1 a T2 by vykovány bramky o průřezu asi 10x25 mm a ty byly následně frézovány na vzorky stupňovitého tvaru viz. obr. 5. a obr. 6. Ohřev je realizován elektrickými odporovými pecemi. Při experimentu se tedy pracuje s třemi elektrickými odporovými pecemi. Ohřevem na teplotu 1050 C je zajištěna austenitizace a rozpuštění struktury po přípravném tváření. Po ochlazení a výdrži na teplotě 800 C následuje válcování jedním úběrem ( s ohledem na stupňovité vzorky až čtyřmi deformacemi). Válcování bylo provedeno na stolici K350 (válce 140 mm, délky 350 mm). Po válcování je teplota vzorku asi 750 C a struktura obsahuje 50% feritu. Vzorky chladly volně na vzduchu. Následuje výdrž na teplotě dolní bainitické transformace. Doba výdrže na bainitické teplotě by měla být dostatečná, aby došlo k přesycení austenitu uhlíkem, zároveň však nesmí být příliš dlouhá, protože při přílišném nárůstu obsahu C v austenitu dojde k tvorbě karbidů a tím snížení stability zbytkového austenitu. V tomto experimentu je zvolena doba výdrže 300 s. Obr. 5. Schéma stupňovitého vzorku Figure 5. Stepped samples Obr. 6.Všechny stupňovité vzorky pro tento experiment Fig. 6. All stepped samples for present experiment 4

Podíl zbytkového austenitu ve struktuře byl u jednotlivých částí vzorků hodnocen rentgenograficky pomocí difraktometru DRON 2 s CoK α zářením a čítačovou registrací. Vzorky byly dále zkoumány metalograficky i mechanickými zkouškami. 3. VYHODNOCENÍ 3.1 Experiment A (plastometrické tváření doplněno řízeným ochlazováním) byl rozdělen do čtyř částí: A1. Vliv velikosti deformace na strukturu. Ohřev na teplotu 1050 C/výdrž 5 s, ochlazení a v teplotních intervalech 950 720 C osmi-násobná deformace, zrychlené ochlazování na teplotu 425 C/ výdrž 10 minut [26]. Záznam pokusu je na obr. 7. Tato varianta se ukázala jako optimální - obr. 8. Obr. 7. Termomechanické zpracování vzorku T1-39 Fig. 7. Thermomechanical treatment of sample T1-39 Obr. 8. Vzorek T1-39 Fig. 8. Microstructure of sample T1-39 V další části experimentu na tavbě T1 se zjišťoval vliv množství vložené deformace na výslednou mikrostrukturu. Na vybraném teplotním režimu z první části (vzorek T1-39) se ve stejném teplotním režimu vložila čtyrnásobná, osminásobná a dvanáctinásobná deformace. Při aplikaci osminásobné deformace struktura obsahovala celkem jemná feritická zrna (8 11 µm), ale hrubé bainitické útvary okolo 20 30 µm. Podíl bainitu byl stanoven na 57%. Při zvýšení množství vložené deformace (12 def. kroků) se výrazně snížil podíl bainitu a zmenšily se i jeho útvary. Při snížení (4 def. kroky) množství deformace zůstal ve struktuře přibližně stejný podíl bainitu, ale došlo k jeho zhrubnutí až na útvary o velikosti až 50 µm. Došlo se k závěrům, že zvýšení množství deformace v rozmezí teplot 950 720 C brzdí růst bainitu a naopak snížení množství deformace vede ke zvýšení jeho podílu ve struktuře. A2. Vliv teploty austenitizace a doby výdrže. Pro potvrzeni vlivu austenitizační teploty a výdrže na této teplotě byla provedena série vzorků s různou teplotou austenitizace (850 C až 1050 C) a odlišnými prodlevami na této teplotě (5 až 450 s). U těchto režimů byla snaha o dodržení průběhu stejného teplotního a deformačního režimu (pokud to bylo možné), který vycházel ze vzorku T1-39. 5

Nejprve se experimentovalo s teplotu austenitizace 1050 C a byly odzkoušeny tři různé prodlevy na této teplotě (5 s, 20 s a 100 s). Struktury jsou vlivem deformace protáhlé. Relativně nejjemnějších útvarů se dosáhlo při prodlevě 20 s. Velikost útvarů byla kolem 20 µm. U teploty 900 C byly odzkoušeny výdrže 20, 100, 450 s. Deformace probíhala v intervalu od 900 720 C. Nejvhodnější se jeví struktura při prodlevě 20 s, kde bainitické útvary jsou menší než 10 µm a feritické zrno má velikost okolo 5 µm. Rozdíl mezi strukturami při výdrži 20 s a 100 s není příliš výrazný. Od této teploty austenitizace se ve struktuře objevuje bainit v jiné morfologii než v předchozích případech, jeví se globulární. Bainitická struktura je daleko jemnější a rovnoměrnější. Vyslovit platný obecný názor je obtížné; ukazuje se, že podíl zbytkového austemitu má tendenci narůstat s delší dobou prodlevy na 425 C a nevýznamně závisí na teplotě a době austenitizace, viz tab. 2. Tab. 2. Sada vzorků s rozdílnou teplotou austenitizace Table 2. Set of samples with various austenitization temperature T A [ C] Prodleva na T A [sec] Interval deformace Podíl zbytkového Podíl bainitu [%] [ C] austenitu [%] 1050 5 950 720, 8x 14 (rtg difrakce) 57 1050 20 950 720, 8x 7,8 68 1050 100 950 720, 8x 8,2 68 975 100 950 720, 8x 12,4 67 900 20 900 700, 8x - - 900 100 900 700, 8x 13,1 70 900 450 900 700, 8x - - 850 20 850 700, 8x - - 850 100 850 700, 8x 10,6 67 850 450 850 700, 8x 12,6 62 A3. Vliv Nb oproti tavbě bez Nb. Režim byl velmi blízký experimentu A1, jednalo se ale o tavbu T2 s niobem. Deformace byla opět aplikována v rozmezí teplot 950 720 C. Dosažená feriticko-bainitická struktura byla velmi jemná, obsahovala 52 % bainitu a velikost feritického zrna měla velikost 6 7 µm. Rtg. difrakční analýzou se zjistilo, že struktura obsahuje 13 zbytkového austenitu. Je vhodná pro následný TRIP efekt. Při dvanáctinásobné deformaci byla již struktura velmi protáhlá a při jejím ukončení až na 600 C nedošlo ani k její částečné rekrystalizaci. Při 12 deformačních úběrech od 950 600 C došlo k výraznému snížení obsahu bainitu a i ke snížení obsahu zbytkového austenitu (T2-86). Při prodloužení prodlevy na teplotě austenitizace došlo ke zvýšení podílu bainitu a vzniklá feriticko-bainitická struktura obsahovala i hrubší bainitické bloky okolo 50 µm (T2-101). Došlo k nepatrnému zvýšení meze pevnosti. Pokud se snížilo množství vložené deformace na 10 úběrů struktura obsahovala 54% bainitu při provedení deformaci ve stejném intervalu (T2-100). Struktura nebyla tolik deformovaná. Ve struktuře s dvanáctistupňovou deformací nedošlo k vyloučení perlitu, což bylo způsobeno přítomností Nb ve struktuře a velkým množstvím vložené deformace, protože u režimu s osminásobnu deformací bez Nb se perlit vyskytl. A4. Vliv extrémních teplot austenitizace a snížení teploty dotváření. Teplota austenitizace byla zvolena na 1230 C, protože při této teplotě by mělo dojít k rozpuštění karbidů niobu. Zjistilo, že delší výdrže na této teplotě způsobují výrazné 6

zhrubnutí austenitického zrna, které se pak již aplikací násobné deformace nepodařilo rozdrobit. Při výdrži 5 s byla velikost austentického zrna až kolem 80 µm a při výdrži 160 s až přes 100 µm. Deformace v oblasti 950 720 C nerozdrobila bainitické bloky, proto bylo vyzkoušeno snížení teploty posledního deformačního úběru až na 600 C (T2-77). Dosažená struktura obsahovala již větší množství feritu a bainitické bloky byly zčásti rozdrobeny. Velikost bainitických bloků je různá od 10 do 80 µm. Struktura nebyla zrekrystalizovaná a oproti tavbě bez Nb, na které byl proveden stejný režim se nevyskytl perlit., což vede k potvrzení vlivu niobu na posun tepoty fázových přeměn. Vložením většího počtu deformačních úběrů přibývá ve struktuře bainitu. 3.2 Experiment B ( pouze tepelné zpracování po tváření) byl rozdělen do pěti sérií: B1. Vliv teploty ohřevu. Ohřev na teploty 750, 770, 790, 810, 830, 870, 890 C/výdrž 30 s a kalení do vody; vždy po dvou vzorcích s tím, že označený vzorek B byl dále podroben 40% deformaci za studena. Struktura je feriticko-bainitická, bez hrubých bainitických shluků a velikost feritického zrna je 6 7 µm. Zvyšováním teploty ohřevu vede ke snižování podílu proeutektoidního feritu na úkor zákalné složky a zbytkového austenitu. Při vyšších teplotách se zjevně více přerozděluje uhlík a tím vzniká zákalnější (martenzitická) struktura s větším podílem RA. Očekávaným důsledkem je zjemňování feritického zrna a naopak hrubnutí bainitických (martenzitických) a RA oblastí. Deformace za studena po nižších teplotách ohřevu homogenizuje strukturu a zmenšuje feritická zrna. B2. Vliv teploty ohřevu a bainické prodlevy na strukturu. Ohřev na teploty 810, 830, 850 C/ 30 s/ 410 C/ 5 minut solná lázeň/ voda. Dílčími závěry jsou poznatky, že vyšší teplota austenitizace vede k menšímu podílu bainitu ve struktuře a pochopitelně k většímu zrnu, ale to je i tak v rozmezí blízko 3 µm. drobnější tmavá zrna. ITZ tedy vede ke zvětšování podílu světlé feritické fáze na úkor tmavé. U této série bylo použito barevné leptání, které zřetelně odlišilo austenit od feritu. B3. Vliv teploty ohřevu a bainické prodlevy na mechanické vlastnosti. Naprosto shodný postup jako u B2. ale s použitím 1100 větších vzorků, ze kterých se provedly tahové zkoušky. Výsledky jsou v tabulce 3. 1050 Vyšší teplota austenitizace prakticky nemění mez kluzu, ale pevnost klesá. Byly provedeny mikrostruktury v závitové hlavě vzorku pro tahovou zkoušku a ukázalo se, že většina austenitu během tahové zkoušky v podélném směru přetransformovala na feriticko-martenzitickou matrici. Rm 1000 Rm 810 C/430 C 20 Rm 810 C/410 C A 810 C/430 C 15 A 810 C/410 C prodleva [min] 950 0 3 4 5 6 7 8 9 10 Obr. 9. Závislosti pevnosti a tažnosti na době bainitické prodlevy Fig. 9. Strength to ductility relationship as function of bainitic delay A [%] 30 25 10 5 7

B4. Vliv doby prodlevy v bainitické oblasti. Čtvrtá série měla postihnout vlivy teploty bainitické přeměny a doby izotermické prodlevy na této teplotě. Po austenitizaci na teplotě 810 C / 30 následovalo tedy rychlé přendání vzorků do solné lázně o teplotách 410 C a 430 C. Čím nižší je teplota a delší doba výdrže v oblasti banitu, tím se potvrzuje snížení pevnosti, ale tažnost roste z původních 16% na 25% - obr. 9. Tab. 3. Mechanické vlastnosti vzorků ze třetí série Table 3. Mechanical properties of third series samples TZ teplota prodleva vzorek R p0,2 [Mpa] R m [Mpa] A[%] 410 C 3 min 3-1 469 1032 21 810 C/30 + 410 C 3 min 3-2 430 1022 21,5 410 C 3 min 3-3 457 993 20 830 C/30 + 410 C 3 min 3-4 473 984 20 410 C 3 min 3-5 457 944 22,5 850 C/30 + 410 C 3 min 3-6 473 948 23 B5. Porovnání oceli s Nb se základní variantou. V páté sérii bylo provedeno srovnání TRIP oceli bez niobu a s niobem (vz. 5-1 až 5-6). Jedním z dalších cílů bylo odpovědět na otázku, zda nějak ovlivňuje rychlost ochlazení z bainitické teploty vlastnosti. Dříve hodnocené vzorky v sérii B4 byly chlazeny do vody, v této sérii pak na vzduchu. Zatímco u chlazení po výdrži na bainitické teplotě do vody s delším časem klesá množství zbytkového austenitu, u oceli s Nb je tomu naopak. Obecně také u oceli s Nb je vyšší pevnost na úkor ztráty tažnosti. 3.3 Experiment C (tepelné zpracování a válcování s řízeným chlazením) byl rozdělen do dvou částí: C1. Zjištění optimální rychlosti ochlazování. Z teploty odpovídající teplotě tváření je vzorek zrychleně ochlazován proudem stlačeného vzduchu. Vzhledem k malým rozměrům tohoto vzorku je tento způsob ochlazování dostatečný a je dosaženo rychlosti ochlazování 16 C.s -1. Podle [27] je doporučená rychlost až do 30 C.s -1 ; poté začíná klesat obsah zbytkového austenitu. Dosažený podíl zbytkového austenitu ve struktuře je 10% a můžeme vidět feritickou matrici s bainitem, malým množstvím martenzitu a ostře ohraničenými zrny zbytkového austenitu. Perlit se již ve struktuře nevyskytuje, obr. 10. C2. Vliv velikosti deformace při válcování na mechanické vlastnosti. Zásadní část byla provedena podle následujícího schématu obr. 11. Stupňovité vzorky měly umožnit vliv velikosti deformace na množství zbytkového austenitu. S jistotou lze konstatovat, že s rostoucí velikostí deformace za tepla klesá velikost feritického zrna. Z výsledků tahových zkoušek však lze usuzovat, že velikost feritického zrna nemá zásadní vliv na pevnost TRIP oceli, v jednotlivých částech stupňovitých vzorků se pohybuje okolo 20 µm při minimální deformaci ε = 12,3% až po velikost okolo 10 µm při maximální deformaci ε = 41,2%. Jednoduše stanovená matematická závislost ukazuje na vliv prodlevy na teplotě 400 C. 8

R =1200 398 ε pro výdrž 5 minut (1) m R m =1000 41ε pro výdrž 10 minut kde ε je skutečná deformace. Pevnost dosahuje hodnot přesahujících 1000 MPa s tažností až 30%. Je nutné poznamenat, že tahové zkoušky byly dělány na malých, nestandartních vzorcích, takže zjištěné hodnoty, zejména výsledná pevnost, mohou být nižší a v následných experimentech bude nutno tyto výsledky potvrdit. Při jiných zkouškách podle [5] bylo dosaženo ve Swiftově rovnici exponentu zpevnění v průměru 0,45. U experimentu C2 se nepodařilo objektivně změřit množství zbytkového austenitu. U podobného pokusu s pomalou rychlostí ochlazování pod 5 C.s -1 vznikl perlit, což se projevilo poklesem pevnosti na úroveň okolo 770 MPa. Obr. 10. Mikrostruktura vzorku T 1.3 Figure 10. Microstructure of sample T 1-3 Obr. 11. Schéma režimu termomechanického zpracování Figure 11. Diagram of the thermomechanical treatment procedure C2. Vliv velikosti deformace při válcování na mechanické vlastnosti. Zásadní část byla provedena podle následujícího schématu obr. 11. Stupňovité vzorky měly umožnit vliv velikosti deformace na množství zbytkového austenitu. S jistotou lze konstatovat, že s rostoucí velikostí deformace za tepla klesá velikost feritického zrna. Z výsledků tahových zkoušek však lze usuzovat, že velikost feritického zrna nemá zásadní vliv na pevnost TRIP oceli, v jednotlivých částech stupňovitých vzorků se pohybuje okolo 20 µm při minimální deformaci ε = 12,3% až po velikost okolo 10 µm při maximální deformaci ε = 41,2%. Jednoduše stanovená matematická závislost ukazuje na vliv prodlevy na teplotě 400 C. 4. ZÁVĚR při snižování teploty austenitizace dochází ke změně morfologie bainitu, ve struktuře zůstává i původní ferit při delších prodlevách dochází k hrubnutí bainitických útvarů malé množství deformace (čtyrnásobná deformace) nestačí k rozdrobení struktury, podíl bainitu je vyšší 9

zvýšené množství vložené (dvanáctinásobná) deformace v interkritické oblasti vede ke snížení podílu bainitu a ke zmenšení jeho útvarů deformace v interkritické oblasti stabilizuje větší množství zbytkového austenitu při teplotě 975 C se i po dlouhé prodlevě podařilo strukturu zjemnit s teplotou deformace se může klesnout až do teploty 600 C bez vyloučení perlitu při deformaci za vyšších teplot kolem 975 C došlo k nárůstu podílu bainitu čím vyšší podíl vložené deformace (10 a 12 def. kroků) v oblasti od 950 C tím dochází ke zmenšení podílu bainitu, struktura je deformovaná čím větší je poměr teplot (tj. čím vyšší je teplota austenitizace a čím nižší je teplota bainitické přeměny), tím více roste tažnost materiálu pro dosažení vyšších pevností při zhruba stejné plasticitě se jako vhodnější jeví nižší teploty austenitizace vyšší deformace v oblasti tvářecích teplot snižuje pevnost po chlazení v bainitickém nose a při delší době výdrže pak velikost deformace má zanedbatelnou úlohu konečná velikost zrn (feritických i austenitických) po tváření a následné austenitizaci a výdrže na bainické přeměně byla převážně homogenní a pohybovala se v řádech do 5 µm dosahované mechanické vlastnosti jsou: pevnost 950 MPa, mez kluzu 450 MPa, tažnost se mění v intervalu 15 až 25%. Poděkování: Autorský kolektiv vyslovuje svůj vděk Grantové agentuře České Republiky za udělený grant 106/04/0601. Literatura [1] O. Žáček, J. Kliber. Vliv deformace za tepla na množství zbytkového austenitu v TRIP oceli, In 11. Mezinárodni konference Forming 2004. Vysoké Tatry, Štrbské pleso, 2004, s. 326-331. [2] O. Žáček, J. Kliber. Hodnocení vlivu množství zbytkového austenitu a velikosti feritického zrna na mechanické vlastnosti trip ocelí. In 18. Mezinárodní sympozium Struktura a vlastnosti konstrukčních materiálů a výrobků. Rožnov pod Radhoštěm, Zeszyty Naukowe Politechniki Opolskiej, z. 78, Nr.298/2004, s. 141-146. [3] S. Němeček, Z. Nový, H. Staňková, B. Mašek.. Optimalizace tepelného zpracování TRIP ocelí. Sborník: 20. dny tepelného zpracování, Jihlava, 2004. [4] Y. Sakuma, O. Matsumura, H. Takechi. Metall. Trans. A, Vol. 22A (1991), pp. 489-498 [5] Yu. Pyshmintsev, M. De Meyer, B.C. De Cooman, R.A. Savray, V.P. Shveykin, M. Vermeulen. Metall. Trans. A, Vol. 33A (2002), pp. 1559-1567. [6] H.N. Han, S.H. Park. Materials Science and Technology, Vol. 17 (2001), pp. 721-726. [7] J. Mahieu, J. Maki, B.C. De Cooman, D. Claessens. Metall. Trans. A, Vol. 33A (2002), pp. 2573-2580. [8] J.C. Herman. Ironmaking and Steelmaking, vol. 28 (2001),no.2, pp. 159-163. [9] K. Sugimoto, A. Nagasaka, M. Kobayashi, S. Hashimoto. ISIJ International, Vol. 39, No. 1 (1999),pp. 56-63. [10] H.K.D.H. Bhadeshia, D.V. Edmonds. Metall. Trans. A, Vol. 10A (1979), pp. 895-907. [11] C. Issartel, M. Babbit, O. Faral, M. Faral, T. Iung. Method of Fabricating TRIP Steel in the Form of Strip, and Thin Strip Obtained in This Way (Patent US6328826, 2001). [12] O. Grässel, L. Krüger, G. Frommeyer, L.W. Meyer. International Journal of Plasticity, Vol.16 (2000), pp. 1391. [13] K. Sugimoto, N. Usui, M. Kobayashi, S.Hashimoto. Transactions ISIJ International, Vol. 32, No. 12 (1992), pp. 1311. 10

[14] E. Girault, P.J. Jaques, P. Ratchev, J.Van Humbeeck, B. Verlinde, E. Aernoudt. Materials Science and Engineering A, Vol. 273 275 (1999), pp. 471. [15] A. Wasilkowska, P. Tsipouridis, E.A. Werner, A. Pichler, S. Trait. Microstructure and tensile bahavior of cold-rolled TRIP-aided steels (11 th international scietific conference AMME 2002, Glivice). [16] I.B. Timokhina, E.V. Pereloma, P.D. Hodgson. Materials Science and Technology, Vol. 17 (2001), pp. 135-140. [17] H.N. Han, S.H. Park. Materials Science and Technology, Vol. 17 (2001), pp. 721. [18] I. Tsukatani et al. ISIJ International, Vol. 31, No.5 (1991), pp 992-1000. [19] http://www.acelorauto.com [20] O. Matsumura, Y. Sakuma, H. Takechi. Iron Steel Inst. Jpn. Int., vol. 32 (1992), pp. 1311-1318. [21] A.Z. Hanzaki, P.D. Hodgson, S. Yue. Metall. Trans. A, vol. 28A (1997), pp. 2405-2413 [22] S.J. Kim, C.G. Lee, I. Choi, S. Lee: Metall. Trans. A, vol. 32A (2001), pp. 505-514. [23] J. Fiala: Kovové materiály 5 (1997). [24] R. Divišová, H. Staňková, D. Jandová, B. Mašek. Stanovení plošného podílu fází v TRIP oceli kvantitativní obrazovou analýzou. Digitální mikroskopie a analýza obrazu v metalografii, ZČU Plzeň, 9.1. 2004, Česká republika, ISBN 80-7043 - 266 7. [25] B. Mašek, H. Staňková, Z. Nový. Optimalizace termomechanického zpracování vícefázové TRIP oceli s pomocí kvantitativního hodnocení fází. Form 2004, 7. mezinárodní konference, Brno, 21. 22. 9. 2004, Česká republika. [26] H. Staňková, Z. Nový, K. Dalíková, L. W. Meyer. L.W, B. Mašek. Expansion of TRIP Effect Application in Icremental Deformation Forming. XXIII. Colloquium on Metal Forming, Montanuniversität Leoben, Planneralm, 19.2.-6.3. 2004, Rakousko, ISBN 3-902078-05-7. [27] H.B. Ryu, J.G. Speer, J.P. Wise. Metall. Trans. A, vol. 33A (2002), pp. 2811-2816. 11