NR 1/2014 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A 19

Dr inż. Adam Kokosza (akokosza@agh.edu.pl) – AGH Akademia Górniczo-Hutni-cza w Krakowie, Wydział Inżynierii Metali i Informatyki Przemysłowej

ADAM KOKOSZA

Kształtowanie mikrostruktury niskowęglowej stali typu TRIP podczas wyżarzania

w zakresie temperatur krytycznych

WPROWADZENIE

Nieskomplikowana mikrostruktura, prosty i tani skład chemiczny, a przede wszystkim uniwersalne własności mechaniczne spra wiają, że stal typu TRIP już od ponad 30 lat jest przedmiotem badań me-taloznawców i zainteresowania inżynierów zajmujących się prze-twórstwem stali, zwłaszcza dla przemysłu motoryzacyjnego [1÷6].

Dzięki znacznemu udziałowi austenitu szczątkowego w mi-krostrukturze tej stali można łatwo kształtować wykonane z niej elementy. Natomiast destabilizacja mechaniczna tej fazy, jaka ma miejsce podczas takiego kształtowania, przyczynia się do silnego umocnienia, nadając formowanym elementom dużą wytrzy małość po zakończeniu procesu technologicznego.

Najczęściej udział austenitu szczątkowego w mikrostrukturze stali typu TRIP, waha się w zakresie od 5 do 15% obj. [7]. Zazwy-czaj są to jednak stale nisko- i średniowęglowe, dlatego pozosta-wienie w ich mikrostrukturze tak dużego udziału austenitu szcząt-kowego może być trudne. Problem ten przyczynił się do rozwoju badań nad zwiększaniem udziału tej fazy w mi krostrukturze stali typu TRIP przez optymalizację technologii ich obróbki cieplnej [8÷10].

Obróbka cieplna stali typu TRIP to szereg następujących po so-bie zabiegów cieplnych, których parametry powinny być precyzyj-nie dobrane do składu chemicznego wytopionej stali, sposobu jej przeróbki plastycznej i przeznaczenia.

W celu uzyskania dużego udziału austenitu szczątkowego bardzo ważne jest poprawne wykonanie wyżarzania w zakresie temperatur krytycznych. Aktualnie stosowana procedura doboru temperatury tego zabiegu zakłada wykonanie go w zakresie dwufa zowym α + γ, tzn. już po zakończeniu przemiany perlitu w austenit. Uważa się bowiem, że podczas wyżarzania stali w tym zakresie temperatury, tworzący się austenit może zostać w maksymalnym stopniu nasy-cony w węgiel nawet do stężenia odpowiadającego zawartości tego pierwiastka w perlicie. Zakres ten odpowiada przedziałowi tempe-ratury, który wyznaczają wartości w literaturze oznaczone jako Ac1 i Ac3 [11, 12] i najczęściej są obliczane na podstawie wzorów poda-nych w pracy [13].

Utworzony w tym zakresie temperatury austenit razem z nie-przemienionym ferrytem tworzy strukturę wyjściową do dalszej obróbki cieplnej, tzn. kontrolowanego chłodzenia oraz wyżarzania izotermicznego – najczęściej w zakresie przemiany bainitycznej. Ma wówczas miejsce finalne ukształtowanie mikrostruktury stali typu TRIP, tzn. utworzenie się ferrytu bainitycznego oraz stabilizo-wanie pozostałego austenitu.

Udział austenitu szczątkowego w mikrostrukturze stali TRIP można zwiększyć już na etapie wyżarzania w zakresie temperatu-ry Ac1÷Ac3 w efekcie zmodyfikowania parametrów tego zabiegu. Dla osiągnięcia takiego celu jest konieczne jednak, aby dobór tych parametrów, a zwłaszcza temperatury, opierać na wynikach badań dylatometrycznych. Badania takie umożliwiają bowiem precyzyjne wyznaczenie tzw. temperatur krytycznych badanej stali. Znajomość

tych temperatur pozwala z kolei określić temperaturę, w której two-rzący się w trakcie wyżarzania austenit będzie cechował się naj-większą stabilnością podczas dalszej obróbki cieplnej.

MATERIAŁ DO bADAń

Badania wykonano na próbkach ze stali, która została wytopiona w warunkach laboratoryjnych w postaci wlewka o masie ok. 50 kg. Wlewek przewalcowano na blachę o grubości ok. 12 mm, którą poddano zabiegowi normalizowania i w takim stanie dostarczono do badań. Mikrostrukturę badanej stali po tych zabiegach pokaza-no na rysunku 1. Wyjściowa mikrostruktura składała się z ferrytu oraz drobnego perlitu, którego udział objętościowy oszacowano na około 20%. Twardość stali do badań w stanie dostawy wynosiła 163 HV10.

Na podstawie składu chemicznego badanej stali, który zamiesz-czono w tabeli 1, zgodnie z wytycznymi normy PN-EN10027 stali tej nadano oznaczenie 13MnSi6-5.

Badaną stal cechuje typowa dla stali typu TRIP zawartość Mn i Si. Dodatek manganu w tego typu stalach ma na celu obniżenie temperatury wydzielania cementytu oraz obniżenie współczynnika aktywności węgla w ferrycie i austenicie. Pierwiastek ten zwiększa również rozpuszczalność węgla w ferrycie [14, 15]. Główną jednak przyczyną dodawania manganu do stali typu TRIP jest to, że pier-

Rys. 1. Mikrostruktura badanej stali 13MnSi6-5 w stanie dostawy Fig. 1. Microstructure of investigated 13MnSi6-5 steel in the as-delivered condition

Tabela 1. Skład chemiczny badanej stali 13MnSi6-5, % mas.Table. 1. The chemical composition of the investigated steel, wt %

C Mn Si S P Cr Ni Cu Al

0,13 1,56 1,21 0,014 0,015 0,02 0,02 0,05 0,04

20 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ROK XXXV

wiastek ten obniża temperaturę przemiany eutektoidalnej oraz sta-bilizuje austenit, co utrudnia jego przemianę w martenzyt [12, 16]. Również krzem sprzyja stabilizacji pozostającego po obróbce ciepl-nej austenitu (szczątkowego) a ponadto powoduje silne umocnienie roztworowe. Najważniejszym zadaniem tego pierwiastka w stalach typu TRIP jest hamowanie wydzielania cementytu np. podczas wy-trzymania izotermicznego w zakresie przemiany bainitycznej [17].

METODYKA bADAń

W celu określenia zakresu temperatury, w którym miały być wyża-rzane próbki ze stali 13MnSi6-5, we wstępnym etapie eksperymen-tu wyko nano badania dylatometryczne [18]. W ich trakcie próbkę o wymiarach Ø2×12 mm umieszczono w dylatometrze DT1000 fir-my Adamel i nagrzano z szybkością 3°C/min do 1200°C. Podczas nagrzewania próbki zarejestrowano zmiany jej względnego wydłu-żenia ΔL/L0 w funkcji temperatury. Korzystając z zarejestrowanej zależności, określono temperatury (punkty) krytyczne badanej stali, tj. Ac1s, Ac1f oraz Ac3 (tab. 2), na podstawie których wytypowano wartości temperatury wyżarzania.

W głównej części eksperymentu próbki o wy miarach 12×10×10 mm wyżarzano w różnej temperaturze z zakresu od Ac1s – 10°C do Ac3 + 50°C (730÷890°C). Po wytrzy maniu w wybra-nej temperaturze przez 30 min próbki oziębiano w wodzie. Dzięki takiemu postępowaniu, na skutek hartowania, w mikrostrukturze stali zostały utrwalone te obszary, w których w trakcie wyżarzania utworzył się austenit.

Po obróbce cieplnej wykonano zgłady metalograficzne (szli-fowanie mechaniczne, szlifowanie na papierach ściernych, po-lerowanie zawiesiną diamentową o wielkości cząstek 1 μm). Na tak przygotowanych zgładach wyko nano rentgenowską ilościową analizę fazową (metodą bezpo średniego porównania refleksów) i określono udział austenitu szczątkowego. Badania te wykonano na dyfraktometrze rentge nowskim TuR-M61, stosując filtrowane promieniowanie lampy kobaltowej (λKα = 1,7902 Å) i rejestrując odbicia 111γ i 100α.

Bezpośrednio po badaniach rentgenowskich zgłady trawiono 2% roztworem kwasu azotowego. Ujawnione w taki sposób składniki mikrostruktury obserwowano i cyfrowo rejestrowano na mikrosko-pie świetlnym Axiovert 200MAT.

Po zakończeniu obserwacji wykonano po 3 pomiary twardości HV10 na każdej próbce i wyliczono średnią arytmetyczną.

W końcowym etapie eksperymentu na zarejestrowanych w trak-cie badań metalograficznych obrazach mikrostruktury doko nano oceny wpływu temperatury wyżarzania na udział powsta jących w mikrostrukturze badanej stali składników strukturalnych. W tym celu posłużono się stosowaną w metalografii ilościowej metodą punktową [19]. Na każdym z zare jestrowanych obrazów mikro-struktury wykonywano w sposób losowy 4÷6 przyłożeń siatki o 391 węzłach i określano frakcję węzłów siatki, które znalazły się na ob-szarach zajętych przez poszczególne składniki struktury.

WYNIKI bADAń I ICh DYSKUSJA

Analiza dylatometryczna

Na rysunku 2 pokazano zarejestrowaną podczas nagrzewania prób-ki krzywą dylatometryczną ΔL/L0 oraz odpowiadającą jej krzywą różniczkową d(ΔL/L0)/dT. Na podstawie analizy tych krzywych wyznaczono temperatury krytyczne, które zestawiono w tabeli 2.

Wyniki badań dylatometrycznych dowiodły, że przemiana per-lit → austenit w badanej stali przebiega nie w stałej temperaturze (Ac1), lecz w pewnym, możliwym do określenia zakresie, którego granice wyznaczają Ac1s i Ac1f. Wyżarzanie stali w tym zakresie daje zatem możliwość otrzymania mikrostruktury, która będzie się skła-dać z ferrytu struktury wyjściowej oraz perlitu i austenitu, który najprawdopodobniej może zostać nasycony węglem w większym stopniu niż podczas klasycznego dla stali TRIP wyżarzania w za-

kresie dwufazowym α + γ. Powinno się to przyczynić do silniejsze-go stabilizowania tej fazy i zachowania w mikrostrukturze większe-go jej udziału po zakończeniu obróbki cieplnej.

badania metalograficzne

Na rysunku 3a pokazano mikrostrukturę badanej stali, która została wyżarzona w najniższej z wybranych temperaturze, tj. 730°C. Skła-da się ona z ferrytu, którego udział wstępnie oszacowano na ok. 80% oraz perlitu. Nie można również wykluczyć, że zaznaczone strzałkami, nieco inaczej trawiące się obszary mogą być miejsca-mi, w których na skutek wytrzymania przez 30 min rozpoczęło się tworzenie austenitu.

Na rysunku 3b pokazano natomiast mikrostrukturę próbki, któ-ra została wyżarzona w temperaturze 740°C, która według tabeli 2 odpowiada Ac1s. Łatwo zauważyć, że po podwyższeniu tempe ratury wyżarzania zaledwie o 10°C na obrzeżach obszarów perlitu z czę-ściowo skoagulowanym cementytem pojawił się nowy, trawiący się na szaro składnik strukturalny. Ponieważ po wyżarzaniu próbka zo-stała oziębiona w wodzie, można założyć, że obserwowanym sza-rym składnikiem mikrostruktury są produkty przemiany przechło-dzonego austenitu, jaki utworzył się w trakcie wyżarzania. Można

Rys. 2. Krzywa dylatometryczna ΔL/L0 = f(T ) nagrzewania oraz odpo-wiadająca jej krzywa różniczkowa d(ΔL/L0)/dT = f(T) sporządzona dla stali 13MnSi6-5 [18]Fig. 2. Dilatometric curve of heating ΔL/L0 = f(T) with corresponding dif-ferential curve d(ΔL/L0)/dT = f(T), made for 13MnSi6-5 steel [18]

Tabela 2. Temperatury krytyczne stali 13MnSi6-5 wyzna czone w ba-daniach dylatometrycznych Table 2. Critical temperatures of 13MnSi6-5 steel deter mined by dilato-metric method

Oznaczenietemperatury Opis procesu Efekt obserwowany

w mikrostrukturze Temperatura

Ac1s

początek przemiany

perlit → austenit

podczas nagrzewania pojawiają się pierwsze

wydzielenia austenitu (γ)740°C

Ac1fkoniec przemianyperlit → austenit

podczas nagrzewania zanikają ostatnie

wydzielenia perlitu (cementytu perlitycznego)

800°C

Ac3koniec przemianyferryt → austenit

podczas nagrzewania zanikają ostatnie

wydzielenia ferrytu (α)1020°C

NR 1/2014 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A 21

a) 730°C

f) 810°C

b) 740°C

g) 830°C

c) 750°C

h) 850°C

d) 770°C

i) 870°C

e) 790°C

j) 890°C

Rys. 3. Mikrostruktura próbek badanej stali 13MnSi6-5 wyżarzonych w zakresie 730÷890°C i zahartowanych w wodzie Fig. 3. Microstructure of investigated (0.13% C, 1.56% Mn, 1.21% Si) steel samples after annealing at temperature range 730÷890 °C and water quenching

Rys. 3. Mikrostruktura próbek stali 13MnSi6-5 wyżarzonych w zakresie 730÷890°C i zahartowanych w wodzieFig. 3. Microstructure of 0.13% C, 1.56% Mn, 1.21% Si steel samples after annealing at temperature range 730÷890°C and water quenching

22 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ROK XXXV

przypuszczać, że jest to martenzyt z nieokreślonym na tym etapie badań udziałem austenitu szczątkowego.

Warto odnotować, że szaro trawiące się obszary (martenzyt z au-stenitem szczątkowym) pojawiają się nie tylko w miejscach, gdzie przed wyżarzaniem występował perlit, ale co ważniejsze również na granicach pomiędzy ziarnami ferrytu. Może to oznaczać, że przemiana ferrytu w austenit nie rozpoczyna się dopiero po zakoń-czeniu przemiany perlitu w austenit, ale przebiega równocześnie z tym procesem.

Udział nowego składnika struktury oszacowano w badanej próbce na około 21%. Może to oznaczać, że pomimo wyżarzania próbki w tem-peraturze, w której według analizy dylatometrycznej dopiero zaczyna tworzyć się austenit (Ac1s), proces ten jest już bardzo zaawansowany.

Bardzo podobna do poprzedniej jest pokazana na rysunku 3c mikrostruktura próbki po wyżarzaniu w 750°C. Jedyna różnica wynika z nieco większego udziału szaro trawiących się produktów przemiany martenzytycznej (ok. 27%).

Natomiast nawet pobieżna analiza pokazanej na rysunku 3d mikrostruktury próbki wyżarzonej w 770°C pozwala zauważyć wyraźne zmiany w jej charakterze. Zmiany te wynikają przede wszystkim ze zwiększenia stopnia zaawansowania przemiany per-litu w austenit, co spowodowało, że obszary perlitu w dużej mierze zostały zastąpione produktami przemiany martenzytycznej.

W pokazanej mikrostrukturze zwraca również uwagę to, że ob-szary martezytu tworzą już ciągłą siatkę wokół niemal wszystkich widocznych na rysunku ziaren ferrytu. Ponadto obszary te zaczyna-ją rozrastać się w postaci charakterystycznych igieł od granic ziaren ferrytu w kierunku ich środka.

Zaobserwowany na rysunku 3d sposób formowania struktury martenzycznej w mikrostrukturze badanej stali obserwuje się rów-nież dla wyższej temperatury wyżarzania, tj. 790 i 810°C, co po-kazano na rysunkach 3e i 3f. Ze wzrostem temperatury wyżarzania w tym zakresie coraz trudniejsze staje się wskazanie obszarów nie-przemienionego jeszcze perlitu.

W pokazanej na rysunkach 3g÷j mikrostrukturze próbek wyża-rzanych w jeszcze wyższej temperaturze, tj. w zakresie 830÷890°C, zaobserwowana tendencja do tworzenia struktury o iglastym cha-rakterze wewnątrz ziaren ferrytu coraz bardziej się nasila. Jej skut-kiem jest pojawienie się trawiących się na ciemnoszaro obszarów iglastego martenzytu, obejmujących swoim zasięgiem coraz więk-szą część ziaren ferrytu.

Na podstawie obrazów mikrostruktury badanej stali, które poka-zano na rysunku 3, niemożliwe było określenie udziału pozostałego po przemianie martenzytycznej austenitu, ani wskazanie miejsc, w których faza ta występowała. Dlatego do oceny udziału tej fazy w mikrostrukturze próbek wykorzystano metodę rentgenowską.

Rentgenowska ilościowa analiza fazowa i pomiary twardościW tabeli 3 zestawiono wyniki badań udziału austenitu szczątkowe-go (RA – Retained Austenite) oraz pomiarów twardości HV10 na wyżarzonych i zahartowanych próbkach z badanej stali. Na rysun-ku 4 pokazano zmiany twardości i udziału austenitu szczątkowego w zależności od temperatury wyżarzania.

Zwraca uwagę znaczny jak na stal o zawartości 0,13% węgla udział austenitu szczątkowego. Największy udział tej fazy stwier-dzono w tych próbkach, które przed zahartowaniem były wyżarza-ne w najniższej temperaturze z zakresu Ac1s÷Ac1f (odpowiednio: 8,3% obj. dla 740°C i 5,5% obj. dla 750°C). Biorąc pod uwagę, że łączną zawartość martenzytu i austenitu szcząt kowego w tych prób-kach oszacowano na odpowiednio 21 i 27%, może to świadczyć o bardzo silnym wzbogaceniu w węgiel austenitu, jaki tworzył się w zakresie temperatury 740÷750°C.

Ze wzrostem temperatury wyżarzania do 810°C (Ac1f +10°C) udział austenitu szczątkowego w próbkach zmniejszał się aż do ok. 2,3% obj. Wyżarzanie w jeszcze wyższej temperaturze, to zna-czy już w zakresie dwufazowym α + γ (Ac1f + 80°C), nie spowodo-

Tabela 3. Wyniki badań austenitu szczątkowego (RA) oraz pomiarów twardości (hV10) na próbkach stali 13MnSi6-5 po ich wyżarzaniu przy różnej temperaturzeTable 3. Results of volume fraction of retained austenite (RA) and hard-ness (HV10) measurements of 13MnSi6-5 steel samples

Temperatura wyżarzania

°C

RA, % obj.

Twardość HV10

Twardość śr. HV10

Stan dostawy 0,0 167 163 160 163

730 0,9 199 197 202 199

740 8,3 255 253 258 255

750 5,5 264 254 260 259

770 5,2 303 302 304 303

790 3,8 314 296 314 308

810 2,3 357 357 348 354

830 2,7 248 336 366 350

850 2,1 370 363 360 364

870 2,1 427 390 409 409

890 2,4 401 425 417 414

Rys. 4. Wpływ temperatury wyżarzania na twardość (hV10) oraz udział austenitu szczątkowego (RA) w mikrostrukturze stali 13MnSi6-5Fig. 4. Influence of annealing temperature on the hardness (HV10) and the volume fraction of retained austenite (RA) in the microstructure of 13MnSi6-5 steel

wało dalszych zmian w udziale tej fazy. Wprawdzie w tym zakresie temperatury udział austenitu w mikrostrukturze badanej stali zwięk-szał się, ale faza ta powstawała już tylko z ferrytu, przez co śred-nia zawartość węgla w utworzonym już austenicie zmniejszała się. Można zatem przypuszczać, że skutkiem nakładania się na siebie

NR 1/2014 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A 23

tych dwóch procesów był stwierdzony, niemal stały udział austenitu szczątkowego w zahartowanej mikrostrukturze badanej stali.

Wyniki pomiarów twardości miały szczególne znaczenie dla próbki, którą przed hartowaniem wyżarzano w 730°C. Cechu-je ją wyraźnie większa w porów naniu ze stanem dostawy twar-dość (199 HV10). Biorąc pod uwagę, że w jej w mikrostrukturze stwierdzono obecność nieznacznej ilości austenitu szczątkowego (0,9% obj.), wyniki takie mogą potwierdzać zasugerowaną w trakcie dyskusji wyników badań metalograficznych możliwość tworzenia austenitu już w 730°C, o ile wystarczająco długi będzie czas tego za-biegu (miejsca zaznaczone strzałkami na rysunku 3a). Weryfikacja tej hipotezy, np. na podstawie wyników pomiarów mikrotwardości, może być podstawą do nieznacznej korekty wyznaczonej w bada-niach dylatometrycznych wartości tempe ratury Ac1s badanej stali.

W próbce, która była wyżarzana w 740°C stwierdzono dalsze zwiększenie twardości o ok. 50 jednostek. Wyniki tych pomiarów potwierdzają zatem, że obserwowane w mikrostrukturze tej próbki szare obszary mogły się składać m.in. z twardego martenzytu.

Dalszy wzrost temperatury wyżarzania aż do 810°C (Ac1f+10°C) skutkował stopniowym wzrostem twardości aż do 354 HV10 co wiązać należy z pojawieniem się w mikrostrukturze coraz większej ilości martenzytu.

Twardość badanej stali, którą wyżarzano w temperaturze wyż-szej od Ac1f (810 i 830°C) niemal nie różni się. Możliwe, że przy-czyną takiego charakteru zmian twardości w tym zakresie tempera-tury z jednej strony było zakończenie przemiany perlit → austenit, a z drugiej intensywna w tym zakresie temperatury (rys. 3f, g) prze-miana miękkiego ferrytu w austenit, z którego podczas oziębiania utworzył się niskowęglowy martenzyt.

Po zahartowaniu stali wyżarzanej w jeszcze wyższej tempera-turze obserwowano wprawdzie dalsze zwiększenie ich twardości, ale wzrost ten był niewielki i najprawdopodobniej wynikał z coraz wolniej postępującej przemiany ferrytu w austenit (rys. 3h÷j).

Analiza zmian objętości względnej Vv składników strukturalnych z temperaturą wyżarzaniaNa rysunku 5 pokazano wpływ temperatury wyżarzania na udział objętościowy wszystkich składników strukturalnych, tj. ferrytu, perlitu, martenzytu oraz austenitu szczątkowego (rys. 4).

Pokazane zależności potwierdzają, że największe zmiany w mi-krostrukturze mają miejsce podczas jej wyżarzania w najniższej temperaturze z zakresu Acs1÷Ac1f. W tym zakresie ma bowiem miej-sce przemiana perlit → austenit oraz przemiana ferryt → austenit. Tworzenie austenitu z perlitu w omawianym zakresie temperatury skutkuje silnym wzbogaceniem tej fazy w węgiel. Podczas oziębia-nia taki austenit cechuje się zwiększoną stabilnością i niską tem-peraturą Ms, dzięki czemu po hartowaniu jest możliwe zachowanie w mikrostrukturze niskowęglowej stali nawet 8÷9% obj. austenitu szczątkowego.

Skuteczność takiej chemicznej stabilizacji austenitu (na skutek wzbogacenia w węgiel) może być zmniejszona w efekcie równo-cześnie przebiegającej przemiany ferrytu w niskowęglowy austenit. Niewykluczone, że austenit, który tworzy się z ferrytu, mógł od-bierać nadmiar węgla od austenitu tworzącego się z perlitu, co naj-prawdopodobniej mogło skutkować zmniejszaniem śred niego stę-żenia węgla w tej fazie. Ponieważ wiązało się to z podwyższeniem temperatury Ms takiego austenitu, podczas hartowania przemiana martenzytyczna mogła się rozpoczynać w wyższej temperaturze, osiągając większy stopień jej zaawansowania w momencie zakoń-czenia oziębiania. To z kolei mogło być przyczyną zmniejszenia udziału austenitu szcząt kowego, tak jak to przedstawiono na rysun-kach 4 i 5.

PODSUMOWANIE WYNIKóW bADAń

Przedstawione w pracy wyniki badań nad wpływem wyżarzania w zakresie temperatur krytycznych na mikrostrukturę, a zwłaszcza udział austenitu szczątkowego w niskowęglowej stali TRIP skła-niają do zastanowienia się nad weryfikacją aktualnie stosowanych technologii obróbki cieplnej dla tego typu stali. Opierają się one bowiem na założeniu, że za udział austenitu szczątkowego, jaki po-zostaje w mikrostrukturze oziębianej stali odpowiadają dwa prze-ciwstawne czynniki: – ogólna ilość austenitu, jaki tworzy się w trakcie wyżarzania

w danej temperaturze, – skład chemiczny tworzącego się podczas wyżarzania austenitu,

a przede wszystkim zawartość węgla w austenicie. Utworzenie dużej ilości austenitu w trakcie wyżarzania powin-

no skutkować po hartowaniu utworzeniem dużej ilości produktów

Rys. 5. Wpływ temperatury wyżarzania na udział objętościowy: ferrytu (F), perlitu (P), martenzytu (M) oraz austenitu szczątkowego (RA) w mikrostrukturze stali 13MnSi6-5Fig. 5. Influence of annealing temperature on the volume fraction of: ferrite (F), pearlite (P), martensite (M) and retained austenite (RA) in the in-vestigated 13MnSi6-5 steel microstructure

24 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ROK XXXV

przemiany martenzytycznej, w tym austenitu szcząt kowego. Z kolei duże stężenie węgla w austenicie będzie przyczyniać się do zwięk-szenia stabilności tej fazy m.in. przez obniżenie Ms. Powinno to sprawić, że po oziębieniu do temperatury otoczenia przemiana mar-tenzytyczna będzie mniej zaawansowana i w strukturze pozostanie więcej nieprzemie nionego austenitu.

Dla maksymalizowania udziału austenitu szczątkowego w mi-krostrukturze stali typu TRIP powinno się zatem dążyć do sytuacji, w której podczas wyżarzania tworzy się dużo austenitu o dużej za-wartości węgla. Z tego powodu najkorzystniejsze dla tego typu stali powinno być wyżarzanie w takiej temperaturze, w której doszło już do całkowitej przemiany perlitu w bogaty w węgiel austenit, a prze-miana ferrytu w austenit jest jeszcze nie zaawansowana. Powinna to zatem być temperatura niewiele wyż sza od Ac1f (temperatura za-kończenia przemiany perlit → austenit przy nagrzewaniu) i w takiej temperaturze aktualnie zaleca się wyżarzać stale typu TRIP.

Wyniki badań zestawione na rysunkach 3÷5 nie potwierdzają tych rozważań, ponieważ ze wzrostem temperatury wyżarzania ponad Ac1s obserwuje się stałe zmniejszanie się udziału austenitu szczątkowego do ok. 2% obj. Przyczyną tej rozbieżności jest wspo-mniana wcześniej przemiana ferrytu w austenit, która w badanej stali przebiega równocześnie z przemianą perlitu.

W badanej, niskowęglowej stali typu TRIP maksymalny udział austenitu szczątkowego stwierdzono w mikrostrukturze próbek wyżarzanych w najniższej temperaturze z zakresu Ac1s÷Ac1f. Dla-tego przy projektowaniu nowych technologii obróbki cieplnej tego typu stali warto zastanowić się nad ich modyfikacją, polegającą na obniżeniu temperatury wyżarzania do niezbędnego minimum, np. Ac1s + maks. 30°C. Przeciwko takiej modyfikacji wyżarzania może przemawiać to, że przy tak niskiej temperaturze wyżarzania w mi-krostrukturze wciąż pozostaje perlit, który może utrudniać prze-róbkę plastyczną takich stali. Wyniki tych badań dowodzą jednak, że udział tego składnika strukturalnego może być zredukowany do minimum przez nieznaczne zmiany parametrów wyżarzania. Wyni-ki badań zamieszczone w tej pracy wskazują na jeden z możliwych kierunków modyfikacji obróbki cieplnej stali typu TRIP, którego rezultatem mogłoby być zwiększenie w mikro strukturze takich stali udziału austenitu szczątkowego. Oczywiście poprawna tech-nologia obróbki cieplnej takich stali wymaga, aby po wyżarzaniu chłodzenie odbywało się z przystankiem izoter micznym w zakresie przemiany bainitycznej albo przez chłodzenie ciągłe z odpowiednią szybkością przez zakres tej przemiany. W trakcie takiego chłodze-nia powinna mieć miejsce redystrybucja węgla z ferrytu bainitycz-nego do austenitu, co powinno skutkować dodatkowym wzrostem udziału austenitu szczątkowego w strukturze tak obrobionych stali.

Proponowane modyfikacje technologii obróbki cieplnej stali typu TRIP nie wydają się trudne do zrealizowania w obecnych wa-runkach technicznych potencjalnych producentów tego typu stali. Konieczne jednak będzie zarówno precyzyjne wyznaczanie tempe-ratur krytycznych, jak i utrzymanie odpowiedniego reżimu techno-logicznego.

PODZIęKOWANIEAutor składa podziękowania prof. dr hab. inż. Wiktorii Ratuszek

za pomoc przy badaniach udziału austenitu szcząt kowego oraz prof. dr. hab. Jerzemu Pacynie za pomoc przy formułowaniu koncepcji pracy.

LITERATURA[1] Sugimoto K., Kikuchi R., Hashimoto S.: Development of high strength

low alloy TRIP-aided steels with annealed martensite matrix. Steel Re-search 73 (6-7) (2002) 253÷258.

[2] Doege E., Kulp S., Sunderkötter C.: Properties and application of TRIP-steel in sheet metal forming. Steel Research 73 (6-7) (2002) 303÷308.

[3] Ehrnhardt B., Gerber T.: Property releated design of advanced cold rolled steels with induced plasticity. Steel Grips 4 (2004) 247÷255.

[4] Pichler A., Traint S., Hebesberger T., Stiaszny P., Werner E. A.: Processing of thin sheet multiphase steel grades. Steel Research International 78 (3) (2007) 216÷223.

[5] Galán J., Samek L., Verleysen P., Verbeken K., Houbaert Y.: Advanced high strength steels for automotive industry. Revista de Metalurgia 48 (2) (2012) 118÷131.

[6] Senkara J.: Współczesne stale karoseryjne dla przemysłu motoryzacyj-nego i wytyczne technologiczne ich zgrzewania. Przegląd Spawalnictwa 11 (2009) 3÷6.

[7] De Cooman B. C. (ed.): International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys. Proc. of International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Aachen, Mainz (2002).

[8] Srivastava A. K., Jha G., Gope N., Singh S. B.: Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of cold rolled C-Mn-Si TRIP-aided steel. Materials Characterization 57 (2006) 127÷135.

[9] Lis A. K., Gajda B.: Analiza mikrostrukturalna stali TRIP typu CMnAlSi po obróbce cieplnej. Inżynieria Materiałowa 5 (2005) 127÷135.

[10] Jiao S. J., Penning J., Leysen F., Houbaert Y., Aernoudt E.: Theory of modelling the isothermal austenite grain growth in a Si-Mn TRIP steel. Steel Research 71 (9) (2000) 340÷344.

[11] Sakuma Y., Matsumura O., Akisue O.: Influence C content and an-nealing temperature on microstructure and mechanical properties of 400°C transformed steel containing retained austenite. ISIJ Interna-tional 31 (11) (1991) 1348÷1353.

[12] Sakuma Y., Matsumura O., Takechi H.: Mechanical properties and retained austenite in intercritically heat-treated bainite-transformed steel and their variation with Si and Mn additions. Metallurgical Transactions A 22A (2) (1991) 489÷498.

[13] Andrews K. W.: Empirical formulae for the calculation of some trans-formation temperatures. Journal of the Iron and Steel Institute 203 (1965) 721÷727.

[14] Grajcar A.: Struktura stali C-Mn-Si-Al kształtowana z udziałem przemiany martenzytycznej indukowanej odkształceniem plastycz-nym. Wyd. Politechniki Śląskiej, Gliwice (2009).

[15] De Cooman B. C.: Structure-properties relationship in TRIP steels containing carbide-free bainite. Current Opinion in Solid State & Ma-terials Science 8 (2004) 285÷303.

[16] Pacyna J.: Projektowanie składów chemicznych stali. Wyd. Wydz. Metalurgii i Inżynierii Materiałowej AGH, Kraków (1997).

[17] Bhadeshia H. K. D. H., Edmonds D. V.: The bainite transformation in a silicon steel. Metallurgical and Materials Transactions 10A (1979) 895÷907.

[18] Pacyna J., Kokosza A.: The kinetics of phase transformations of un-dercooled austenite of C-Mn-Si alloys, during cooling from critical temperature range. Material Engineering 5 (2012) 386÷391.

[19] Ryś J.: Metalografia ilościowa. Skrypt AGH nr 847, Kraków (1982).