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

Podobné dokumenty
VÝVOJ MIKROSTRUKTURY VÍCEFÁZOVÉ OCELI S TRIP EFEKTEM SVOČ - FST 2013

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

TVÁŘENÍ NOVÝCH TYPŮ OCELÍ. Ondřej Žáček Jiří Kliber

VLIV TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ NA VLASTNOSTI VYSOCEPEVNÉ NÍZKOLEGOVANÉ OCELI. David Aišman

INFLUENCE OF TEMPERING ON THE PROPERTIES OF CAST C-Mn STEEL AFTER NORMALIZING AND AFTER INTERCRITICAL ANNEALING. Josef Bárta, Jiří Pluháček

PLASTICKÉ VLASTNOSTI VYSOKOPEVNOSTNÍCH MATERIÁLŮ DĚLENÝCH NESTANDARDNÍMI TECHNOLOGIEMI

INFLUENCE OF TREATING CONDITIONS ON STRUCTURE OF FORGED PIECES FROM THE STEEL GRADE C35E

VLIV OBSAHU NIKLU NA VLASTNOSTI LKG PO FERITIZAČNÍM ŽÍHÁNÍ EFFECT OF THE CONTENT OF NICKEL ON DI PROPERTIES AFTER FERRITIZATION ANNEALING

Ondřej Žáček a Jiří Kliber b Roman Kuziak c

VÁLCOVÁNÍ ZA STUDENA TRIP OCELI PO TERMOMECHANICKÉM ZPRACOVÁNÍ THE COLD ROLLING OF TRIP STEEL AFTER THERMOMECHANICAL TREATMENT

Petr Kubeš. Vedoucí práce: Prof. Ing. Petr ZUNA, CSc. D. Eng. h.c. Konzultant: Ing. Jakub HORNÍK, Ph.D.

Tváření,tepelné zpracování

ŽÍHÁNÍ. Tepelné zpracování kovových materiálů

ŽÍHÁNÍ 1. ŽÍHÁNÍ OCELÍ

Metalurgie vysokopevn ch ocelí

TECHNOLOGICAL PROCESS IN ISOTHERMAL HEAT TREATMENT OF STEEL TECHNOLOGICKÝ POSTUP PŘI IZOTERMICKÉM TEPELNÉM ZPRACOVÁNÍ OCELI

Vysoká škola technická a ekonomická v Českých Budějovicích. Institute of Technology And Business In České Budějovice

VŠB Technical University of Ostrava, Faculty of Mechanical engineering, 17. Listopadu 15, Ostrava Poruba, Czech Republic

HODNOCENÍ VLIVU PARAMETRŮ TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ A MIKROSTRUKTURNÍ VLASTNOSTI TRIP OCELÍ

ASTM A694 F60 - TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ A MECHANICKÉ VLASTNOSTI ASTM A694 F60 HEAT TREATMENT AND MECHANICAL PROPERTIES

OPTIMALIZACE REŽIMU TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ PRO ZVÝŠENÍ MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ SLITINY ALSI9Cu2Mg

Analýza technologie lisování šroubů z nové feriticko martenzitické oceli

tváření, tepelné zpracování

Kinetika austenitizace nízkouhlíkové Mn oceli při interkritickém tepelném zpracování

VLIV TECHNOLOGIE ŽÁROVÉHO ZINKOVÁNÍ NA VLASTNOSTI ŽÁROVĚ ZINKOVANÝCH OCELÍ


VLIV DEFORMACE NA ROZPAD AUSTENITU OCELI 0,5 C-1 CR-0,8 MN-0,3 SI INFLUENCE OF DEFORMATION ON AUSTENITE DECOMPOSITION OF STEEL 0.5C-1CR-0.8MN-0.

Hodnocení růstu zrna uhlíkových a nízkolegovaných nástrojových ocelí v závislosti na přítomnosti AlN

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ KONSTRUKČNÍCH OCELÍ SVOČ Jana Martínková, Západočeská univerzita v Plzni, Univerzitní 8, Plzeň Česká republika


SLEDOVÁNÍ VLIVU TEPLOTY A DEFORMACE NA STRUKTURU A VLASTNOSTI UHLÍKOVÝCH A MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ

VLASTNOSTI OCELI CSN (DIN C 45) S VELMI JEMNOU MIKROSTRUKTUROU PROPERTIES OF THE C45 DIN GRADE STEEL (CSN 12050) WITH VERY FINE MICROSTRUCTURE

MĚŘENÍ ELASTICITRY OVLIVNĚNÝCH PÁSEM SVAROVÝCH SPOJŮ VYSOKOPEVNOSTNÍCH OCELÍ

COMTES FHT a.s. R&D in metals

Tepelné a chemickotepelné zpracování slitin Fe-C. Žíhání, kalení, cementace, nitridace

1. přednáška OCELOVÉ KONSTRUKCE VŠB. Technická univerzita Ostrava Fakulta stavební Podéš 1875, éště. Miloš Rieger

Miloš Marek a, Ivo Schindler a

Tepelné a chemickotepelné zpracování slitin Fe-C. Žíhání, kalení, cementace, nitridace

STUDIUM DEFORMAČNÍHO CHOVÁNÍ NÍZKOUHLÍKOVÉ OCELI PŘI FINÁLNÍM DVOUPRŮCHODU NA PÁSOVÉ TRATI STECKEL ZA TEPLA. Libor Černý a, Ivo Schindler b

VYUŽITÍ TRANSFORMAČNĚ INDUKOVANÉ PLASTICITY (TRIP) V TECHNOLOGIÍCH TVÁŘENÍ OCELI

ZKOUŠKY MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ DOMEX 700MC

STŘEDNÍ PŘIROZENÉ DEFORMAČNÍ ODPORY PŘI TVÁŘENÍ OCELÍ ZA TEPLA - VLIV CHEMICKÉHO A STRUKTURNÍHO STAVU

MECHANICKÉ VLASTNOSTI A VELIKOST ZRNA MIKROLEGOVANÝCH LITÝCH OCELÍ MECHANICAL PROPERTIES AND GRAIN SIZE IN MICROALLOYED CAST STEELS

VLIV TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ NA VLASTNOSTI JEMNOZRNNÝCH SVAŘITELNÝCH OCELÍ PRO TENKOSTĚNNÉ ODLITKY

Metalografie. Praktické příklady z materiálových expertíz. 4. cvičení

FÁZOVÉ PŘEMĚNY. Hlediska: termodynamika (velikost energie k přeměně) kinetika (rychlost nukleace a rychlost růstu = celková rychlost přeměny)

Západočeská univerzita v Plzni fakulta Strojní

VÝVOJ NOVÝCH NÁSTROJOVÝCH OCELÍ PRO KOVACÍ ZÁPUSTKY

Gabriela DOROCIAKOVÁ a, Miroslav GREGER a, Radim KOCICH a a Barbora KUŘETOVÁ a

, Ostrava, Czech Republic

3. VÝSLEDKY ZKOUŠEK A JEJICH DISKUSE

HODNOCENÍ VLASTNOSTÍ VÝKOVKŮ ROTORŮ Z OCELI 26NiCrMoV115

MECHANICKÉ VLASTNOSTI A STRUKTURNÍ STABILITA LITÝCH NIKLOVÝCH SLITIN PO DLOUHODOBÉM ÚČINKU TEPLOTY

Vladislav OCHODEK VŠB TU Ostrava Katedra mechanické technologie ústav svařování Vl. Ochodek 3/2012

MOŽNOSTI VYUŽITÍ MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ. Tomáš Schellong Kamil Pětroš Václav Foldyna. JINPO PLUS a.s., Křišťanova 2, Ostrava, ČR

CREEP AUSTENITICKÉ LITINY S KULIČKOVÝM GRAFITEM CREEP OF AUSTENITIC DUCTILE CAST IRON

ZA TEPLA A ZA STUDENA VÁLCOVANÉ PÁSY Z RA-OCELÍ. Čestmír Lang a Ladislav Jílek b

PRASKÁNÍ VRTÁKŮ PO TEPELNÉM ZPRACOVÁNÍ Antonín Kříž

Možnosti Impact testu při posuzování správnosti tepelného zpracování ocelí. Ing. Petr Beneš

VERIFICATION OF DEFORMATION BEHAVIOUR OF BULK TRIP STEEL

Metalografie. Praktické příklady z materiálových expertíz. 4. cvičení

PRVNÍ POZNATKY Z VÁLCOVÁNÍ MIKROLEGOVANÝCH PÁSŮ S MEZÍ KLUZU NAD 460 MPa NA TRATI STECKEL. Radim Pachlopník Pavel Vavroš

Kvantifikace strukturních změn v chrom-vanadové ledeburitické oceli v závislosti na teplotě austenitizace

Projekt: 1.5, Registrační číslo: CZ.1.07/1.5.00/ Tepelné zpracování

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ RYCHLOŘEZNÝCH OCELÍ SVOČ FST 2010 Lukáš Martinec, Západočeská univerzita v Plzni, Univerzitní 8, Plzeň Česká republika

K618 - Materiály listopadu 2013

METALOGRAFIE II. Oceli a litiny

VÝVOJ STRUKTURY SLITINY AlMn1Cu Z HLEDISKA ZMĚNY CESTY DEFORMACE PROCESEM SPD

NÁVRHÁŘ. charakteristika materiálu. Numerický experiment Integrovaný model Dynamický materiálový model. kontrolovatelné parametry

Vysoce pevné mikrolegované oceli. High Strength Low Alloy Steels HSLA. Zpracováno s využitím materiálu ASM International

Vliv rychlosti ochlazování na vlastnosti mikrolegované oceli

VLIV STŘÍDAVÉHO MAGNETICKÉHO POLE NA PLASTICKOU DEFORMACI OCELI ZA STUDENA.


TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ. Ing. V. Kraus, CSc. Opakování z Nauky o materiálu

ACTA UNIVERSITATIS AGRICULTURAE ET SILVICULTURAE MENDELIANAE BRUNENSIS SBORNÍK MENDELOVY ZEMĚDĚLSKÉ A LESNICKÉ UNIVERZITY V BRNĚ

VLIV REAKTOROVÉHO PROSTŘEDl' NA ZKŘEHNUTI' Cr-Mo-V OCELI

VLIV MIKROLEGUJÍCÍCH PRVKŮ A PARAMETRŮ TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ VLASTNOSTI PLECHŮ JAKOSTI P 460N

2. Struktura a vlastnosti oceli, druhy ocelí Rovnovážné a nerovnovážné struktury oceli, mechanické vlastnosti oceli, druhy konstrukčních ocelí.

5.0 ZJIŠŤOVÁNÍ FÁZOVÝCH PŘEMĚN

PHYSICAL SIMULATION OF FORMING OF HIGH-ALLOYED STEELS. Petr Unucka a Aleš Bořuta a Josef Bořuta a

POSSIBLE GENERALISATION OF DECREASE IN MECHANICAL PROPERTIES OF CARBON STEEL (ČSN ) ON OTHER STEELS

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ NIKLOVÝCH SUPERSLITIN HEAT TREATMENT OF HIGH-TEMPERATURE NICKEL ALLOYS. Božena Podhorná a Jiří Kudrman a Karel Hrbáček b

VLIV OHŘEVU Z HLEDISKA PŘÍPRAVY MATERIÁLU K VÁLCOVÁNÍ VYTYPOVANÝCH ZNAČEK Cr-Mo OCELÍ

STRUKTURA A VLASTNOSTI LISOVANÝCH TYČÍ ZE SLITINY CuAl10Ni5Fe4 STRUCTURE AND PROPERTIES OF PRESSED RODS FROM CuAl10Ni5Fe4 ALLOY

Návod pro cvičení z předmětu Válcování

VLIV PARAMETRŮ LASEROVÉHO POVRCHOVÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MIKROSTRUKTURU OCELÍ

ISOTHERMAL HEAT TREATMENT IZOTERMICKÉ TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ

PEVNOSTNÍ MATERIÁLY V KAROSÉRII

TEORIE TVÁŘENÍ. Lisování

VYSOKOTEPLOTNÍ CREEPOVÉ VLASTNOSTI SLITINY Fe31Al3Cr S PŘÍSADOU Zr. HIGH TEMPERATURE CREEP PROPERTIES Fe31Al3Cr ALLOY WITH Zr ADITIVE

VLIV TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ VLASTNOSTI A VYSOKOTEPLOTNÍ STABILITU NIKLOVÉ SLITINY IN 792 5A

MOŽNOSTI VÝROBY DVOUFÁZOVÝCH FERITICKO- MARTENZITICKÝCH OCELÍ V NH, a.s. VZÚ, NOVÁ HUŤ, a.s., Vratimovská 689, Ostrava, ČR

POPIS PRECIPITAČNÍCH DĚJŮ PŘI SEKUNDÁRNÍM VYTVRZENÍ PM NÁSTROJOVÉ OCELI SE ZVÝŠENÝM OBSAHEM NIOBU. P. Novák, M. Pavlíčková, D. Vojtěch, J.

STRUKTURNÍ A FÁZOVÁ ANALÝZA OCELI T23 STRUCTURE AND PHASE ANALYSIS OF T23 STEEL

TECHNOLOGIE SVAŘOVÁNÍ MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ DOMEX 700MC SVOČ FST

Objemové ultrajemnozrnné materiály. Miloš Janeček Katedra fyziky materiálů, MFF UK

VLIV OBSAHU HLINÍKU NA VLASTNOSTI HOŘČÍKOVÝCH SLITIN PŘI ODLÉVÁNÍ DO BENTONITOVÝCH A FURANOVÝCH FOREM

Experimentální výzkum tvařitelnosti vysokolegovaných ocelí a niklových slitin

Tepelné zpracování ocelí. Doc. Ing. Stanislav Věchet, CSc. ; Ing. Karel Němec, Ph.D.

NTI/USM Úvod do studia materiálů Ocel a slitiny železa

Transkript:

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, 326 00 Plzeň, ČR, jzrnik@comtesfht.cz b Západočeská univerzita vplzni, Fakulta strojní, 306 14 Plzeň, o.stejskal@seznam.cz c Technická univerzita v Košiciach, Hutnícka fakulta, Park Komenského 11, 040 01 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 -

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 600-1000MPa) 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 -

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 40 60 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 -

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 3.2.1 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. 3.2.2 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 -

64 58,5 53%) klesá homogenita distribuce feritu, objevuje se rozměrová divergence zrn feritu a současně klesá objemový podíl feritu (objemový podíl feritu = 35 31 30%). 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] 6 13 20 naměřená teplota [ C] 850 800 780 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. 3.2.3 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. - 5 -

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. 1000 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, 1599. [3] GIRAULT, E. et al.: Mater. characterisation. 40, 1998, s.111. - 6 -

[4] Gladman, T.G., Pickering, F.B.: Trans. ASM 43, 1951, s. 260. [5] PÍŠEK, F.; JENÍČEK, L.; RYŠ, P.: Nauka o materiálu I, 4. svazek, ACADEMIA, Praha, 1975. [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, 2759-68. [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. 281-85. [9] BHADESIA, H.K.D.H.: Iron Steel Inst. Jap. Int., 2002, vol. 42, s. 1059-60. [10] SUGIMOTO, K. et al.: Materials Science Forum Vols. 426-432, 2003, s. 1469-74. [11] LUCAS, P. et al.: In Proc. Of 9th Conf. On Mech. Behaviour of Mats., Geneva, Swiss, 2003s.22-7 -