vliv termomechannického spracování na vývoj trip jevu

24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
VLIV TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA VÝVOJ TRIP
JEVU V Si-Mn OCELI
EFFECT OF THERMOMECHANICAL TREATMENT ON TRIP
EFFECT DEVELOPMENT IN Si-Mn STEEL
Ondřej Stejskalb
Jozef Zrníka,c
Zbyšek Novýa
Peter Horňakc
a,c
Comtes FHT,s.r.o., Lobezská E981, 326 00 Plzeň, ČR, [email protected]
Západočeská univerzita vPlzni, Fakulta strojní, 306 14 Plzeň, [email protected]
c
Technická univerzita v Košiciach, Hutnícka fakulta, Park Komenského 11, 040 01 Košice,
[email protected]
b
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-
24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
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 (Rm 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 A1) nebo vysokoteplotní (nad telotou A1) [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 lo = 30 mm, do = 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-
24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
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 Fe3Cl 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
0,18
1,47
1,8
0,015 0,007 0,06
0,04
0,06
Table 1. Chemical composition of experimental steel in wt pct.
Al
0,028
Nb
0,005
Sn
0,007
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 ε1 =
42%; otočení o 90° (13s); ε2 = 56%; voda
které jsou uvedeny na Obr. 1.
Obr. 1. Schémata režimů TMZ pro
Struktura vzorku austenitizovaných při teplotě analýzu původní velikost zrna.
1000°C po dobu 1 hodiny vykazovala hrubé a Fig. 1. Schedules of TM regimes to
nerovnoměrné austenitické zrno, Obr. 2.
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, dstř = 25 µm. V důsledku aplikace
dvojstupňového deformačního režimu se austenitické zrno dále zjemnilo, dstř = 15 µm.
Přítomnost feritických zrn, nukleujících na původních hranicích austenitu, svědčí o tom, že
-3-
24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
druhá deformace uskutečnila
v dvojfázové oblasti α + γ.
Obr.3. Schéma deformačního zpracování vzorek.
Fig. 3. Deformation procedure of bulk specimens.
už
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 tε1-ε2. Experimentálně
stanovené hodnoty teploty deformace na druhém stupni
v závislosti na tε1-ε2 udává Tab. 2. Se změnou prodlevy mezi
ε1 a ε2 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 (ε2 =
-4-
24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
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
Tabulka 3. Objemový podíl feritu v závislosti na
tε1-ε2.
tε1-ε2 = 6s
tε1-ε2 = 13s
tε1-ε2 = 20s
32,6
27,2
34,6
Table 2. Temperature of the second
deformation depending on hold time tε1-ε2.
Table 3. Volume fraction of ferrite depending on
hold time tε1-ε2.
tε1-ε2 = 6s
tε1-ε2 = 20s
ε2 = 64%
ε2 = 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; ε1 = 49%; otočení o 90° (6,13s); ε2 = 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
oceli [11].
750°C
790°C
Tabulka 6. Objemový podíl
Obr. 7. Struktura oceli vytvořena v závislosti na teplotě
feritu v struktuře
transformace Feγ→Feα.
750°C
770°C
790°C
Fig. 7. Resulting structure depending on temperature of
27,2%
20%
21,8%
Feγ→Feα transformation.
Table 6. Volume fraction of
ferrite in structure.
-5-
24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
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; ε1 = 49%;
otočení o 90° (6,13,20s); ε2 =
64%; 750°C/tx = 5, 10,15,20 min; do vody, 13-20) 1000°C/30, 60min; ε1 = 49%; otočení o
90° (20s); ε2 = 64%; 780°C/tx = 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 (ε2 =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]
[2]
[3]
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.
TIMOKHINA, I. B.; HODGSON, P. D.; PERELOMA, E. V.: Metall. and Mater.
Trans. A, 34A, August 2003, 1599.
GIRAULT, E. et al.: Mater. characterisation. 40, 1998, s.111.
-6-
24.-26.5.2005, Hradec nad Moravicí
METAL 2005
[4]
[5]
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
Gladman, T.G., Pickering, F.B.: Trans. ASM 43, 1951, s. 260.
PÍŠEK, F.; JENÍČEK, L.; RYŠ, P.: Nauka o materiálu I, 4. svazek, ACADEMIA,
Praha, 1975.
De Ardo, D.J.: Canadian Metall. Quat., 27, 1988, s.141.
JACQUES, P.J., LADRIERE, J., DELANNY, F.: Metall. Mater. Trans. A, 2001, Vol.
32A, 2759-68.
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.
BHADESIA, H.K.D.H.: Iron Steel Inst. Jap. Int., 2002, vol. 42, s. 1059-60.
SUGIMOTO, K. et al.: Materials Science Forum Vols. 426-432, 2003, s. 1469-74.
LUCAS, P. et al.: In Proc. Of 9th Conf. On Mech. Behaviour of Mats., Geneva,
Swiss, 2003s.22
-7-