HUTNICTWO z. 58 ZESZYTY NAUKOWE POLITECHNIKI ŚLĄSKIEJ. ?. K > M > / o o. Grzegorz NIEWIELSKI

Transkrypt

1 ZESZYTY NAUKOWE POLITECHNIKI ŚLĄSKIEJ?. K > M > / Grzegrz NIEWIELSKI ZMIANY STRUKTURY I WŁAŚCIWOŚCI STALI AUSTENITYCZNEJ ODKSZTAŁCANEJ NA GORĄCO HUTNICTWO z. 58 GLIWICE 2000

2 POLITECHNIKA SLĄSKA ZESZYTY NAUKOWE Nr >' ^ ^ / 0 0 Grzegrz NIEWIELSKI ZMIANY STRUKTURY I WŁAŚCIWOŚCI STALI AUSTENITYCZNEJ ODKSZTAŁCANEJ NA GORĄCO Gliwice 2000

3 OPINIODAWCY Prf. dr hab. inż. Franciszek Grsman Prf. dr hab. inż. Jan Sieniawski KOLEGIUM REDAKCYJNE REDAKTOR NACZELNY Prf. dr hab. Zygmunt Kleszczewski REDAKTOR DZIAŁU Dc. dr hab. inż. Stanisław Serkwski SEKRETARZ REDAKCJI - Mgr Elżbieta Lesk REDAKCJA Mgr Aleksandra Kłbuszwska REDAKCJA TECHNICZNA Alicja Nwacka Wydan za zgdą Rektra Plitechniki Śląskiej PL ISSN X SPIS TREŚCI Wykaz skrótów i znaczeń 9 1. Wprwadzenie u 2. Zjawiska strukturalne wywłane dkształcaniem na grąc stali małej EBU Zmiany struktury pdczas dkształcania plastyczneg na grąc Zdrwienie dynamiczne Rekrystalizacja dynamiczna Energia aktywacji prcesu dkształcania na grąc stali Prcesy dbudwy mikrstruktury p zakńczeniu dkształcania plastyczneg na grąc Zdrwienie statyczne Rekrystalizacja statyczna Zależnści matematyczne i fizyczne pisujące dkształcenie materiału Załżenia, cel i teza rzprawy Przedmit badań Metdyka badań 42 Wydawnictw Plitechniki Śląskiej ul. Akademicka Gliwice tel./fax (0-32) wydawnictw@plsl.gliwice.pl N ak l egz. A rltw y d. 9 Ark. druk. 8 Papier ffset, kl. III 70x 100, 80 g O ddan d druku r. Pdpis, d druku r. D ruk ukńcz, w m aju 2000 r. Ftkpie, dru k i praw ę wyknał R O LE K, Gliwice, ul. Kazimierza Wielkieg Plastmetryczna próba skręcania Wyznaczanie energii aktywacji prcesu dkształcania raz parametru Zenera-Hllmna Metdyka badań strukturalnych Badania metalgraficzne Ilściwa cena struktury Mdelwanie mikrstruktury stali trudn dksztalcalnej Wyniki badań Wpływ warunków dkształcania na naprężenie uplastyczniające stali austenitycznej Odbudwa mikrstruktury pdczas i p dkształceniu na grąc 71 3

4 6.3. Zmiana cech gemetrycznych ziarna stali austenitycznej p dkształcaniu na grąc Mdele zmian mikrstruktury stali austenitycznej w prce-sach dkształcania na grąc 97 Analiza wyników 109 Pdsumwanie i wniski 115 Literatura 117 Streszczenia 123 CONTENTS List f abbreviatins and symbls 9 1. Intrductin Structural phenmena evked by ht defrmatin f steel f small EBU Changes f the structure due t ht plastic strain Dynamic recvery Dynamic recrystallisatin Activatin energy the prcess f ht steel defrmatin Prcesses f recnstructing the structure after ht plastic strain Static recvery Static recrystallisatin Mathematical and physical dependencies describing material strain Assumptins, bjective and thesis f the dissertatin Subject f the research Methdlgy f the research Plastmetric trsin test Determining the activatin energy f the defrmatin prcess and the Zener Hllmn parameter Methdlgy f the structural research Metallgraphic research Quantitative evaluatin f the structure Mdeling the micrstructure f lw-defrmable steel Results f the research Impact f the defrmatin cnditins n yield stress f austenitic steel Recnstructin f the micrstructure during and after ht defrmatin 71 5

5 6.3. Changes f gemetrical features f austenitic steel grains after ht defrmatin Mdels f changes f the austenitic steel micrstructure in ht defrmatin prcesses Analysis f the results Summary and cnclusins 115 Bibligraphy 117 Summaries 123 INHALTSVERZEICHNIS Liste der abkürzungen und bezeichnungen 9 1. Einleitung n 2. Strukturerscheinungen, verursacht durch Warmverfrmung des stahls mit kleinem EBU Strukturänderungen während Warmverfrmung Dynamische Erhlung Dynamische Rekristallisatin Aktivierungsenergie im Warmverfrmungsverfahren Strukturaufbauprzesse nach Beendigung der plastischen Warmverfrmung Statische Erhlung Statische Rekristallisatin Mathematische und physische Abhängigkeiten, die Frmänderung des Materials beschreiben Vraussetzungen, ziel und these der abhandlung Gegenstand der prüfungen Methdik der prüfungen Plastmetrischer Verdrehungsversuch Ermittlung der Aktivierungsenergie des Verfrmungsverfahrens und des Parameter vn Zener-Hllmn Methdik der Strukturfrschungen Metallgrafische Prüfungen Quantitätsbeurteilung der Struktur Mikrstrukturmdellierung des schwerverfrmbaren Stahls Prüfegebnisse Einfluß der Verfrmungsbedingungen auf Frmänderungsfestigkeit des austenitischen Stahls Reknstruktin der Mikrstruktur während und nach der Warmverfrmung 71 7

6 6.3. Änderung der gemetrischen Eigenschaften austenitischen Stahlkmes nach Warmverfrmung M delle der Mikrstrukturänderungen austenitischen Stahls im Warmverfrmungsverfahren Analyse der ergebnisse Resümee / Schlusswrt 115 Literatur 117 Zusammenfassungen 123 WYKAZ SKRÓTÓW I OZNACZEŃ b - wektr Burgersa 5 - bezwymiarwy wskaźnik wydłużenia ziam d - średnica pmiarwa próbki plastmetrycznej [mm] - średnia średnica pdziam dla ustalneg płynięcia plastyczneg [(im] e - dkształcenie rzeczywiste - dkształcenie dpwiadające maksymalnemu naprężeniu uplastyczniającemu Ec - dkształcenie krytyczne zdrwienia dynamiczneg Ecs - dkształcenie krytyczne zdrwienia statyczneg Ez - dkształcenie graniczne Es - dkształcenie pczątku ustalneg płynięcia plastyczneg - prędkść dkształcania rzeczywisteg; [ s 1] y - dkształcenie pstaciwe - bezwymiarwy współczynnik kształtu ziam p - gęstść dyslkacji [m'2] Pc - krytyczna gęstść dyslkacji [rn2] a - naprężenie [MPa] ü p - naprężenie uplastyczniające [MPa] ^pm - maksymalne naprężenie uplastyczniające [MPa] ps - naprężenie ustalneg płynięcia plastyczneg [MPa] CTPC - naprężenie krytyczne zdrwienia dynamiczneg [MPa] 1 - średnia swbdna drga dyslkacji [m] m - współczynnik wrażliwści naprężenia na prędkść dkształcania n - współczynnik umcnienia przy dkształceniu na zimn v (Ä ) - współczynnik zmiennści płaskieg przekrju p - współczynnik umcnienia przy dkształceniu na grąc r» - prmień próbki plastmetrycznej [mm] t - czas skręcania [s] *0.5 - płówkwy czas rekrystalizacji [s] Ä - średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna [ im 2] Ä. - średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna dla ustalneg płynięcia [ ( i m Ä - średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna wyjściweg [ am2] D - średnia średnica ziarna zrekrystalizwaneg [(im] D - średnia średnica ziarna wyjściweg [ am] D 2 d - średnia średnica ziarna p zdrwieniu dynamicznym [ im] Ds - średnia średnica ziarna dla ustalneg płynięcia plastyczneg [ am] D - średnia średnica ziarna p statycznej rekrystalizacji [(im] r s EBU - energia błędu ułżenia [mj/m2] 9

7 F - siła [N] G - mduł sprężystści pprzecznej [MPa] 1 - długść pmiarwa próbki plastmetrycznej [mm] M - mm ent skręcający [Nm] N A - średnia liczba ziam na jednstkę pwierzchni [ xm'2] N - liczba skręceń próbki plastmetrycznej Ń - prędkść brtwa skręcania [m in 1] Q - energia aktywacji [kj/ml] Qz - energia aktywacji pękania [kj/ml] Q mrd - energia aktywacji rekrystalizacji metadynamicznej [kj/ml] Qrs - energia aktywacji rekrystalizacji statycznej [kj/ml] Qzd - energia aktywacji zdrwienia dynamiczneg [kj/ml] Q rd - energia aktywacji rekrystalizacji dynamicznej [kj/ml] Q hw - energia aktywacji dkształcenia na grąc (przy sm, crm) [kj/ml] Qrz - energia aktywacji rzrstu ziam [kj/ml] Qv - energia aktywacji dyfuzji [kj/ml] R - stała gazwa [kj/ml K] 0 - intensywnść umcnienia dkształceniweg [MPa] T - temperatura [K] Ta - temperatura wyżarzania [K] TT - temperatura tpnienia [K] X - ułam ek zrekrystalizwaneg materiału z - param etr Zenera - Hllmna; skrygwana temperaturą prędkść dkształcania [s-1 zc - krytyczna wartść parametru Zenera-Hllmna knieczna d zajścia rekrystalizacj dynamicznej [ s 1] Uwaga: pzstałe skróty i znaczenia bjaśnin w tekście. 1. WPROWADZENIE Stal dużej zawartści manganu należy d stpów małej energii błędu ułżenia / EBU/ austenitu, zależnej d składu chemiczneg (5-50 mj/m2) [1-3]. Zawartść węgla rzpuszczneg w austenicie (d 0,2 d 0,4% w zależnści d temperatury wygrzewania d dkształcania na grąc) zmienia isttnie wartść EBU. Stal manganwa dużej wytrzymałści (szczególnie ze zwiększną zawartścią aztu) znalazła wiele interesujących zastswań technicznych [4+8]. Właściwści mechaniczne tej grupy stali stanwiły pdstawę d licznych prac badawczych [3,9,10] i pszukiwań ich racjnalneg wykrzystania [3, 4, 6, 10, 11]. Obecnie stal chrmw-manganwą uważa się za drębną grupę stali stpwej, wśród której ze względu na zastswanie mżna wyróżnić [4-8, 9, 11-12]: - wyskwytrzymałą stal nierdzewną; - stal żardprną i żarwytrzymałą; - stal z metastabilną strukturą austenitu umacniającą się pdczas eksplatacji; - stal niemagnetyczną i d pracy w temperaturze krigenicznej; - stal austenityczn-ferrytyczną dużej ciągliwści i nadplastycznści. Odkształcanie metali na grąc d wielu lat stanwi przedmit systematycznych badań [1-2, 13-18, 19+39]. Rzwój metd badań plastmetrycznych przyczynił się d pracwania pdstaw mdelwania zjawisk zachdzących pdczas prcesów bróbki plastycznej [40-45]. Zagadnienia mdelwania zjawisk twarzyszących prcesm dkształcania plastyczneg z uwzględnieniem mięknięcia metali wskutek dynamicznych prcesów zdrwienia i rekrystalizacji przedstawin w pracach [14-16, 19-20, 24, 26, 29-32, 36-37, 46-55]. W mdelach wysktemperaturweg dkształcania metali stswan zwykle kryteria mechaniczne [19] lub strukturalne [20]. Opracwanie mdeli strukturalnych był pdstawą wielu badań [21, 23, 25, 56-58]. Przyjęt, że mechanizmem kntrlującym prces zdrwienia dynamiczneg jest w temperaturze T<( )T, pślizg i pślizg pprzeczny dyslkacji, natmiast w temperaturze T>( )T, plignizacja. Pślizg pprzeczny jest kntrlwany przez prces łączenia się dyslkacji cząstkwych w jednstkwe raz ich wspinanie. Energia niezbędna d dyscjacji dyslkacji zależy d wartści EBU materiału. W materiałach małej 11

8 EBU, w których energia dyscjacji dyslkacji jest duża, zarówn wspinanie, jak i pślizg pprzeczny są graniczne. Rzwój metd pisu ilściweg zjawisk pdczas dkształcania plastyczneg, m.in. zastswanie metdy elementów skńcznych (MES) d mdeli ciepln-mechanicznych [9, 24, 46, 59-64] raz metd sterelgii i statystyki d mdeli strukturalnych przyczynił się d pwstania prgramów kmputerwych, za pm cą których pdejmwane są próby mdelwania mikrstruktury. Znane są prgramy kmputerwe Elrll [24,66], Cmp_axi [49-50], CAPS-Finel [67], za pmcą których pdejmwane są próby mdelwania mikrstruktury bejmujące zjawiska: rzrstu ziarn pdczas nagrzewania; rzpuszczania wydzieleń pdczas nagrzewania; umcnienia dkształceniweg, zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej; zdrwienia i rekrystalizacji statycznej pmiędzy klejnymi etapami dkształcania; starzenia dkształceniweg lub wydzielania pmiędzy klejnymi etapami dkształcania; rzrstu ziarn p dynamicznej lub statycznej rekrystalizacji. W pracy przedstawin zjawiska twarzyszące dkształcaniu plastycznemu na grąc stali Cr-Mn w gatunku 5H17G17. Dla weryfikacji istniejących mdeli cieplnmechanicznych i strukturalnych pracwanych dla stali Cr-Ni przy takich samych warunkach dkształcan stal austenityczną 0H18N9. Zamrażanie struktury bezpśredni p dkształcaniu umżliwił cenę mechanizmów dkształcenia na grąc i prcesów jej dbudwy pdczas i p dkształceniu. Przedstawin zależnści pmiędzy parametrami dkształcenia a naprężeniem uplastyczniającym i dkształceniem sm w prcesach skręcania na plastmetrze skrętnym. Prcesy umcnienia pdczas dkształcania plastyczneg na grąc zachdzą bardz szybk, stal już przy niewielkim dkształcaniu siągała m aksymalną wartść naprężenia uplastyczniająceg a pm - stan równwagi pmiędzy umcnieniem i mięknięciem materiału wskutek zjawisk zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej. Opis ilściwy gemetrycznych cech mikrstruktury stali daje mżliwść kreślenia ścisłych związków pmiędzy mikrstrukturą i właściwściami stpów. Opracwan zależnści matematyczne pzwalające wyznaczyć wysktemperaturwe naprężenie uplastyczniające a m raz dkształcenie uplastyczniające Em dla znanej wartści temperatury T, prędkści dkształcania e i dkształcenia e raz rzmiarów ziarna wyjściweg. Dtychczas nie zbudwan mdelu, który uwzględnia wszystkie prcesy cieplnmechaniczne i strukturalne zachdzące pdczas i p zakńczeniu dkształcania na grąc. Reakcja materiału na zadane warunki bciążania nie zawsze jest jednznaczna. Brak bwiem jedneg tylk mechaniczneg równania stanu materiału lub jedneg zbiru równań pisujących zachwanie się materiałów [25]. W ynika t stąd, że pdczas dkształcania, szczególnie w wyskiej temperaturze, zachdzą z różną intensywnścią w zależnści d warunków dkształcania złżne prcesy strukturalne: umcnienie dkształceniwe, zdrwienie dynam iczne i statyczne, rekrystalizacja dynamiczna i statyczna, dynamiczne starzenie dkształceniwe. Duże stężenie pierwiastków stpwych w austenicie stali austenitycznej hamuje rekrystalizację statyczną i tym samym ułatwia badanie zarówn zdrwienia dynamiczneg, jak i rekrystalizacji dynamicznej. Stal wyskmanganwa należy d grupy materiałów trudn dkształcalnych. Austenit chrmw-manganwy charakteryzuje się znacznym umcnieniem pdczas dkształcania plastyczneg. Stwarza t prblemy technlgiczne przy przetwarzaniu (dkształcenie na zimn i grąc, prcesy skrawania). 12

9 wartści EBU metalu, warunków dkształcania - głównie temperatury i prędkści dkształcania. Analiza wyników badań [26-30] pzwala wyróżnić trzy pdstawwe rdzaje krzywych płynięcia plastyczneg (rys.l). W przypadku gdy zanik umcnienia siąga się wyłącznie przez zdrwienie - krzywa typu 1. Krzywe płynięcia plastyczneg typu 2 lub 3 2. ZJAWISKA STRUKTURALNE WYWOŁANE ODKSZTAŁCANIEM NA GORĄCO STALI O MAŁEJ EBU Pdczas dkształcania stali na grąc ustalny stan naprężenia siąga się pprzez równwagę pmiędzy prcesami umcnienia i jednczesneg mięknięcia spwdwaneg zdrwieniem lub rekrystalizacją. Dminujący mechanizm mięknięcia zależy d warunków prcesu: temperatury, wielkści i prędkści dkształcania, a także d struktury (rzmiar ziarna, EBU raz prcesy wydzielania lub rzpuszczania faz wtórnych) [26-27, 68]. Stal austenityczna małej EBU pdlega granicznemu zdrwieniu dynamicznemu (ZD). Rekrystalizacja dynam iczna (RD) tej stali jest mżliwa przy dstatecznie dużym dkształceniu. Odkształcenie kt c 0) N w Q. 03 Rys. 1.Krzywe płynięcia plastyczneg metalu, w którym dminuje prces [28]: 1- zdrwienia dynamiczneg; rekrystalizacji dynamicznej; I - umcnienie materiału; II - pczątek prcesu mięknięcia; III - mięknięcie pprzez zdrwienie i rekrystalizację dynamiczną Fig. 1.Curves f plastic flw f metal in which predminates [28];1 - dynamic recvery; dynamic recrystallizatin; I - material strengthening; II - beginning f sftening prcesses; III - sftening thrugh recvery and dynamic recrystallizatin 14 nieczne d zapczątkwania mięknięcia zmniejsza się z pdwyższeniem temperatury i zmniejszeniem prędkści dkształcania. Prces zdrwienia p dkształceniu stali małej EBU austenitu jest graniczny i dlateg ważniejszym mechanizmem mięknięcia stali austenitycznej jest rekrystalizacja statyczna (RS) [27]. Zmiany umcnienia i mięknięcia materiału pdczas przeróbki plastycznej na grąc (zdrwienie, plignizacja, rekrystalizacja) pisują krzywe umcnienia (płynięcia plastyczneg). Kształt krzywych płynięcia plastyczneg na grąc zależy d wskazują natmiast, że przy dkształcaniu dminującymi mechanizmami zaniku umcnienia staje się rekrystalizacja dynamiczna. Dla dużej prędkści dkształcania (lub niskiej temperatury) p pierwszym maksimum naprężenia uplastyczniająceg następuje ustalne płynięcie materiału (krzywa typu 2). Rzrst ziarna w warunkach wysktemperaturweg dkształcania metali związany jest najczęściej z występwaniem scylacji naprężenia uplastyczniająceg i cyklicznej relaystalizacji dynamicznej (krzywa typu 3) [69] Zmiany struktury pdczas dkształcania plastyczneg na grąc W pczątkwym etapie dkształcania plastyczneg zachdzi prces umacniania się materiału, w którym wyróżnić mżna trzy zakresy (rys. 1 )[30]: zakres I - dkształcenie d charakteryzuje się wzrstem gęstści dyslkacji rząd wielkści w prównaniu d stanu wyżarzneg (p= m '2) raz zwiększeniem prędkści dkształcania d zera d wartści ustalnej. W plikryształach, pdbnie jak w mnkryształach, dyslkacje w pierwtnych systemach pślizgu ddziałują z dyslkacjami we wtórnych systemach, c pwduje twrzenie się lkalnych spltów dyslkacji. zakres II - stały wzrst gęstści dyslkacji d wartści p = m '2, p czym zachdzą prcesy anihilacji, pślizgi pprzeczne i wspinanie się dyslkacji, c pwduje zm ianę przebiegu krzywych płynięcia w zależnści a - s. W materiałach dużej EBU splty dyslkacji przebudwują się w dbrze wykształcną strukturę kmórkwą, pdczas gdy w materiałach małej EBU, w których utrudniny jest pślizg pprzeczny, nie twrzy się struktura kmórkwa. W takich przypadkach intensywnść umcnienia dkształceniweg 0 związana jest tylk ze zwiększaniem gęstści dyslkacji. Dyslkacje p siągnięciu stanu ustalneg dkształcenia plastyczneg (da/de=0) zstają uprządkwane w granicach subziam, których dsknałść, rzmiar i stpień dezrientacji zależą d właściwści metalu i warunków dkształcania. Stadium t kńczy się, gdy siągnięty zstaje stan równwagi między przyrstem gęstści dyslkacji w wyniku dkształcania a ich zanikiem w prcesie zdrwienia dynamiczneg. Odpwiada t maksymalnemu naprężeniu uplastyczniającemu Opm. Obserwuje się zardkwanie nwych ziam na granicach ziam pierwtnych raz na innych defektach mikrstruktury (granice bliźniaków, granice subziam). 15

10 zakres III - dkształcenie wywłuje mięknięcie materiału pprzez zdrwienie i rekrystalizację dynamiczną. Stała gęstść dyslkacji występująca przy ustalnym naprężeniu uplastyczniającym jest wynikiem dynamicznej równwagi między prędkścią generwania i anihilacją dyslkacji. Prędkść generwania dyslkacji zależy d prędkści dkształcania, ale nie zależy d wartści dkształcenia. Prędkść anihilacji dyslkacji zależy natmiast d gęstści dyslkacji, a więc d wartści dkształcenia raz prcesów zdrwienia [70]. Lkalne zwiększenie gęstści dyslkacji w stadium umacniania prwadzi d stałeg wzrstu prędkści anihilacji, aż d mmentu siągnięcia stanu równwagi tych prcesów. Równwaga między efektami zdrwieniem i dkształcaniem zapbiega zwiększeniu gęstści dyslkacji. W zakresie ustalneg stanu dkształcenia nie ulegają natmiast zmianie cechy charakteryzujące subziama; pwierzchnia (lub średnica), kąt dezrientacji sąsiednich subziam raz gęstść dyslkacji w subziam ach [30, 32, 71]. Zmniejszenie wartści EBU sprzyja zmniejszeniu rzmiarów subziam, a także pwduje zwiększenie naprężenia niezbędneg d siągnięcia III stadium dkształcenia. W stali austenitycznej raz nadstpach niklu stwierdzn [72], że wprwadzenie d rztwru pierwiastków stpwych mże rzszerzać zakres umcnienia w wyskiej temperaturze, nie graniczając jedncześnie przy tym prcesu zdrwienia dynamiczneg. W prwadzenie węgla lub aztu d rztwru stałeg rzszerza bszar występwania zdrwienia dynamiczneg, a tym samym pwduje spwlnienie rekrystalizacji dynamicznej lub statycznej. Dlateg wysktemperaturwa bróbka ciepln-plastyczna stali mże być prwadzna w temperaturze, w której metastabilny austenit nie ulega rekrystalizacji. Jeżeli w stpie w ystępują dyspersyjne wydzielenia innej fazy trudn rzpuszczalne w rztwrze w temperaturze dkształcania, których nie m gą przeciąć dyslkacje, wtedy stanwią przeszkdy utrudniające twrzenie i stabilizację substruktury dyslkacyjnej. W przypadku gdy pdczas dkształcania rztwru stałeg następuje wydzielanie innej fazy, bserwuje się zwiększenie pru płynięcia plastyczneg. Pwstająca substruktura zależy d aktywwanych cieplnie prcesów elementarnych. W wyższej temperaturze i przy mniejszej prędkści dkształcania, a więc w warunkach, w których na jednstkwe dkształcenie przypada większa liczba elementarnych prcesów zdrwienia, pwstaje substruktura większych rzmiarach subziam, których granicami są siatki dyslkacyjne stanwiące mniejszy pór dla przemieszczającej się dyslkacji [30] Zdrwienie dynamiczne Zdrwienie dynamiczne (ZD) jest aktywwanym cieplnie prcesem zachdzącym pdczas dkształcania plastyczneg na grąc raz pełzania metali [30]. Plega na anihilacji dyslkacji pprzez pślizg pprzeczny i wspinanie raz plignizację. Siłą napędwą zdrwienia dynamiczneg są naprężenia wewnętrzne. Zdrwienie dynamiczne mże stanwić samdzielny prces dbudwy mikrstruktury lub mże występwać z rekrystalizacją dynamiczną. Zmiany struktury wywłane zdrwieniem dynamicznym m ają wpływ na zdrwienie statyczne raz rekrystalizację statyczną, mgące wystąpić pdczas chłdzenia dkształcneg na grąc metalu lub w czasie wyżarzania [32]. Prcesy dynamiczne w dróżnieniu d prcesów statycznych nie zachdzą d kńca - twarzyszą stale dkształcaniu alb pjawiają się kresw. Zdrwienie dynamiczne w temperaturze T<(0.4-r0.6)TT) zachdzi głównie pprzez pślizg i pślizg pprzeczny. W wyskiej temperaturze (T>(0.4h-0.6)Tt) dminującą rlę w zdrwieniu dynamicznym spełnia plignizacja zachdząca pprzez wspinanie dyslkacji. W materiałach małej EBU mżliwść wystąpienia swbdneg wspinania dyslkacji raz pślizgu pprzeczneg jest graniczna, ze względu na znaczną dyscjację dyslkacji. W skutek prcesów dynamicznych (zdrwienie i rekrystalizacja) gęstść dyslkacji maleje i uzyskuje się znacznie mniejsze umcnienie w prównaniu d stanu p dkształceniu na zimn [30]. Pnieważ wpływ EBU jest większy niż wpływ temperatury, w metalach i ich stpach małej jej wartści prcesy zdrwienia zachdzą wlniej [68]. Prces zdrwienia dynamiczneg nasila się z pdwyższaniem temperatury dkształcania. Mechanizm zdrwienia zmienia się w zakresie temperatury ( )TT - zdrwienie nisktemperaturwe przechdzi w zdrwienie wysktemperaturwe. Temperatura dkształcania, gdy występuje wysktemperaturwe zdrwienie dynamiczne, jest tym wyższa, im większa jest prędkść dkształcania i mniejsza wartść EBU materiału. Zdrwienie dynamiczne w niektórych przypadkach jest knkurencyjne dla rekrystalizacji dynamicznej. W czasie zdrwienia dynamiczneg mże ulegać zmianie substruktura dyslkacyjna umżliwiająca twrzenie zardków rekrystalizacji [68]

11 Rekrystalizacja dynamiczna Rekrystalizacja dynamiczna (RD) w czasie dkształcania plastyczneg na grąc prwadzi d pwstawania i migracji, lub tylk migracji granic ziam [21, 34, 71]. Rekrystalizacja dynamiczna i rekrystalizacja statyczna m ają pewne cechy wspólne - zardkwanie i rzrst nwych ziam. Rekrystalizacja dynamiczna ma jednak indywidualne cechy wynikające z jednczesneg przebiegu dkształcania i rekrystalizacji p przekrczeniu dkształcenia krytyczneg ec. W arunkiem rzpczęcia rekrystalizacji dynamicznej w plikryształach aluminium, miedzi i w stali austenitycznej jest wystąpienie krytycznej wartści dkształcenia ec, - najczęściej (0,65-0,85) em [34]. W mnkryształach metali zardkwanie nwych ziam jest częst stchastyczne, natmiast w plikryształach zachdzi najczęściej wzdłuż granic ziam, pnadt związane jest z aktywwanym cieplnie przemieszczaniem się granic dyslkacyjnych, których dezrientacja jest mniejsza d 10. Twrzenie ruchliwych granic ziam pwduje przebudwę substruktury wewnątrz ziam [34]. Prcesy dynamicznej dbudwy substruktury ddziaływają na klejne prcesy rekrystalizacji dynamicznej i m gą być źródłem rekrystalizacji statycznej [84]. Nw utwrzne ziarna nie rzrastają się aż d zetknięcia się z ziarnem sąsiednim, jak w przypadku rekrystalizacji statycznej, pnieważ szybk siągają stałe rzmiary, determinwane warunkami dkształcania [85]. W wielu pracach [27, 29, 30, 86-90] przeprwadzn cenę warunków występwania rekrystalizacji dynamicznej pdczas dkształcania na grąc stali austenitycznej, jednak nie kreśln czynników niezbędnych d realizacji rekrystalizacji dynamicznej. Pdczas dkształcenia stali austenitycznej małej EBU zdrwienie dynamiczne przebiega w niewielkim stpniu. Prwadzi t d takieg wzrstu gęstści dyslkacji, która umżliwia rekrystalizację dynam iczną [30+31]. W celu zapewnienia ciągłści rekrystalizacji dynamicznej zardki ziam m uszą pwstawać równmiernie w całej bjętści materiału w miarę upływu czasu lub ze zwiększeniem stpnia dkształcenia [13]. Rekrystalizacja dynamiczna materiałów małych rzmiarach ziarna wyjściweg jest wywłana m igracją - praktycznie niemal - wszystkich granic ziam dużeg kąta. Prces ten jest pdbny bardziej d rzrstu ziam niż d klasyczneg zardkwania rzumianeg jak pwstawanie drbnych ziam z zardków wymiarach krytycznych [71]. Prędkść zardkwania w stali małych rzmiarach ziarna wyjściweg jest większa niż w materiałach grubziarnistych. Występwanie ziam małych rzmiarach zwiększa również pczątkwą prędkść umcnienia raz zmniejsza dkształcenie em i naprężenie pm [73]. Pdbne wyniki uzyskan w pracy [33]. Nw utwrzne ziarna nie rzrastają się aż d 18 zetknięcia z sąsiednimi, jak pdczas rekrystalizacji statycznej, gdyż bardz prędk siągają stały rzmiar, kreślny warunkami dkształcania. Jest t spwdwane substrukturą dyslkacyjną w nw pwstałych ziarnach, twrzącą się pdczas dkształcania. Substruktura dyslkacyjna zmniejsza siłę pędną migracji granic ziam i prwadzi d zatrzymania wzrstu ziam przed ich zetknięciem się z ziarnami sąsiednimi. Obserwuje się kształt ziam zbliżny d równsiweg. Należy więc sądzić, że rekrystalizacja dynamiczna następuje raczej na skutek ciągłeg zardkwania i graniczneg wzrstu, a nie pprzez graniczne zardkwanie i ciągły wzrst, jak t zachdzi pdczas rekrystalizacji statycznej [89]. Lutn i Sellars stwierdzili, że rekrystalizacja dynamiczna mże mieć charakter ciągły lub kreswy [91]. Przyjęli, że prces rekrystalizacji rzpczyna się p dkształceniu krytycznym ec, a utwrzne zrekrystalizwane ziam p następnym dkształceniu krytycznym ec pnwnie ulega rekrystalizacji. Parametrami gemetrycznymi charakteryzującymi mikrstrukturę są średnia średnica ziarna austenitu raz ułamek bjętści zrekrystalizwanej materiału Xv, w przypadku gdy dkształcanie pwtarzane jest wielkrtnie. Przyjęt także, że kinetykę rekrystalizacji dynamicznej pisuje równanie Jhnsna -Mehla-Avramieg: X, = /-exp ' t " (1) \tp j gdzie: ą - wykładnik ptęgwy, przyjmujący wartści z przedziału 1+2, tp - czas zrekrystalizwania P bjętści materiału. Zwykle przyjm uje się płówkwy czas rekrystalizacji tp=t,s, czyli czas, p którym rekrystalizuje płwa bjętści materiału Energia aktywacji prcesu dkształcania na grąc stali Energia aktywacji dkształcenia na grąc Q g jest sum ą energii aktywacji prcesów cząstkwych dkształcenia na grąc. Znajmść krzywej umcnienia pzwala wyznaczyć wartść energii aktywacji dla prcesu: dkształcenia na grąc Qg; zdrwienia dynamiczneg Qzd; rekrystalizacji dynamicznej Qrd. Pmiędzy naprężeniem c, temperaturą T i prędkścią dkształcania e istnieje zależnść pisana równaniem Arrheniusa (2): 19

12 e = A,a "ex p [ j ^ j (2) gdzie: A / - stała dświadczalna. Z zależnści (2) wyznaczyć mżna wartść energii aktywacji Q prcesów cząstkwych dkształcania na grąc [73-74]. Energia aktywacji dkształcenia na grąc dla żelaza techniczneg i stali niskwęglwej wynsi dpwiedni k. 280 kj/ml i k. 300 kj/ml [48], natmiast dla stali austenitycznej jest większa i wynsi 350-=-510 kj/ml. Chrm i mlibden silniej ddziaływają na energię aktywacji dkształcenia Qg w stali austenitycznej niż nikiel. Energia aktywacji Q0g zwiększa się ze wzrstem udziału w mikrstrukturze ferrytu 8 raz węglików (TiC, TaC) i fazy y (Ni3Al). W tablicy 1 zestawin wartści energii aktywacji prcesów zachdzących pdczas dkształcania plastyczneg na grąc niektórych gatunków stali austenitycznej. Jej znajmść pzwala cenić mechanizmy zachdzących prcesów w mikrstrukturze raz jest pmcna przy wyznaczaniu wskaźników pisujących dkształcenie m.in. parametru Zenera-Hllmna Z. Energia aktywacji dkształcenia na grąc Qg jest większa d energii aktywacji prcesów zachdzących również pdczas dkształcania (tab.l); - d energii aktywacji zdrwienia dynamiczneg Qzd k kj/ml; - d energii aktywacji rekrystalizacji dynamicznej Qrd k kj/ml. Tablica 1 Energia aktywacji prcesów zachdzących przy dkształcaniu stali austenitycznej na grąc Gatunek Skład chemiczny, Prces Energia aktywacji, Literastali % kj/ml tura 301W (0,15 C, 6-8 Ni, Cr) Qg - dkształcania 399 [75] 304 (0,03 C, 8-10 Ni, Cr) na grąc 410 [76][77] 304W [75],[77] 316 0,08C, 10-14Ni, 16-18Cr, 2-3M 460 [78][79] 317 0,08C, 10-14Ni, 16-18Cr, 3-4M 503 [79] 317C 508 [80] 317W 496 [75] 5H17G [81] 0H18N9 363 [81] 304W Qrd [77] 304 rekrystalizacji 306 [80] dynamicznej 301 Q r s- rekrystalizacji 369 [80] 304 statycznej 362 [80] [80] [80] 301 Qzd zdrwienia 371 [82] 304 dynamiczneg 352 [82] [82] [82] 21

13 2.3. Prcesy dbudwy mikrstruktury p zakńczeniu dkształcania plastyczneg na grąc Zdrwienie dynamiczne lub rekrystalizacja dynamiczna stpów metali nie prwadzą d utwrzenia struktury stabilnej termdynamiczne. Dlateg pdczas chłdzenia stpów d temperatury kńca przeróbki plastycznej na grąc, zwykle w spkjnym pwietrzu zachdzą prcesy statyczne (zdrwienie i rekrystalizacja), wpływające na umcnienie dkształceniwe (rys.2) [92]. P dkształceniu plastycznym e < ecs, niezbędnym d zapczątkwania zdrwienia statyczneg, usunięcie umcnienia dkształceniweg mże nastąpić tylk pprzez zdrwienie i rekrystalizację statyczną. Szybkść tych prcesów zwiększa się ze wzrstem parametru Zenera-Hllmna Z (ć,t ) i stpnia dkształcenia [31] Zdrwienie statyczne Czynnikiem warunkującym prędkść zdrwienia statyczneg jest temperatura. Pdbnie jak przy zdrwieniu dynamicznym decyduje prędkści dyfuzji i anihilacji defektów punktwych raz plignizacji. Pdstawwe, wspólne cechy zdrwienia statyczneg i dynamiczneg są następujące [34]: pślizg pprzeczny dyslkacji, wspinanie się dyslkacji, anihilacja dyslkacji, przemieszczanie dyslkacji w uprządkwane układy granic małeg kąta. Stpień plignizacji zwiększa się ze wzrstem EBU materiału zarówn pdczas zdrwienia dynamiczneg, jak i zdrwienia statyczneg. Kinetyka zdrwienia statyczneg zależy d mikrstruktury, temperatury i czasu wygrzewania raz naprężeń wewnętrznych. Pdczas wyżarzania prędkść zdrwienia statyczneg maleje z czasem wygrzewania. Przerwy w prcesie dkształcania na grąc pwdują, że zdrwienie statyczne dprwadzi d dalszeg mięknięcia materiału. Prędkść zardkwania nwych ziam zwiększa się ze wzrstem gęstści dyslkacji i niejednrdnści ich rzkładu dyslkacji w subziamach, ze wzrstem dkształcenia e ( aż d pczątku stanu ustalneg płynięcia plastyczneg es) i z malejącym udziałem zdrwienia dynamiczneg. Zdrwienie statyczne mże twarzyszyć zardkwaniu nwych ziam pprzez Rys.2. Schemat ddziaływania statycznych i dynamicznych mechanizmów usuwania umcnienia w trakcie dkształcania plastyczneg na grąc i p jeg zakńczeniu [92] Fig. 2. Interactin diagram f static and dynamie mechanisms f remving the strengthening during ht plastic defrmatin and after its finish [92] Zmagazynwana energia dkształcenia zwiększa się ze wzrstem parametru Z i stpnia dkształcenia tylk d ustalneg stanu płynięcia plastyczneg. Pdczas dkształcania w zakresie ustalneg zmniejszenie gęstści dyslkacji wewnątrz subziam, kiedy zwiększa się gęstść dyslkacji w sąsiednich subziamach (pdczas zdrwienia dynamiczneg nie zmienia się znacząc ani gęstść dyslkacji, ani rzmiar subziam) [34]. W tablicy 2 przedstawin cechy mikrstruktury wpływające na kinetykę zdrwienia statyczneg i dynamiczneg - pdan również charakterystyki rzwju mikrstruktury w tych płynięcia plastyczneg zarówn średnia gęstść dyslkacji, jak i energia zmagazynwana nie zależą d stpnia dkształcenia [31]. prcesach [34]

14 Cechy charakterystyczne zdrwienia dynamiczneg i statyczneg [34] Tablica Rekrystalizacja statyczna Zdrwienie dynamiczne Zdrwienie statyczne M echanizmy zdrwienia dynamiczneg i statyczneg są pdbne - zachdzą: pślizg pprzeczny, wspinanie i anihilacja dyslkacji; zależne d temperatury dkształcania lub temperatury wyżarzania. W iększa EBU sprzyja plignizacji: zwiększa się średnica subziam, pwstają regularne ścianki subziam i zm niejsza się gęstść dyslkacji na granicach i wewnątrz subziam. Kinetyka zdrwienia dynamiczneg zależy d Kinetyka zdrwienia statyczneg zależy d substruktury, temperatury, i prędkści substruktury, temperatury i naprężenia dkształcania raz naprężenia zewnętrzneg. W wewnętrzneg. Pdczas wyżarzania prędkść zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg, zdrwienia zmniejsza się z czasem, jeśli pdczas zdrwienia dynamiczneg pwstaje zmniejsza się siła napędwa (p i pw substruktura stałych parametrach zmniejszają się, a d zwiększa się). gemetrycznych : ds, pw i p ;. W wyniku zdrwienia dynamiczneg twrzy się Zdrwienie statyczne przebiega w dwu jednlita substruktura pszarpanych ściankach etapach: - prawie hmgeniczne zmniejszenie i dbudwanym wnętrzu subziam; wymiary gęstści dyslkacji w ściankach raz wewnątrz subziam zależą d naprężenia subziam; - hetergeniczny rzrst subziam uplastyczniająceg pm. średnicy ds pd wpływem lkalnej siły napędwej. Pdczas zdrwienia dynamiczneg w Przy wygrzewaniu p dkształceniu temperaturze dkształcania plignizacja plastycznym na grąc, pdczas zdrwienia zachdzi w większym stpniu niż p statyczneg prcesy mięknięcia zachdzą dkształceniu na zimn i późniejszym intensywniej niż pdczas zdrwienia wyżarzaniu w temperaturze dkształcania. dynamiczneg. Naprężenia wewnętrzne p zdrwieniu Relaksacja naprężeń zmniejsza zakres dynamicznym są większe niż p zdrwieniu zdrwienia statyczneg. statycznym. M ała intensywnść umcnienia dkształceniweg Zdrwienie statyczne pdczas wyżarzania 0 (0=da/dE ) zwykle związana jest z zmniejsza naprężenie uplastyczniające ctp i zaawanswaniem zdrwienia dynamiczneg. zwiększa intensywnść umcnienia dkształceniweg przy bciążaniu. Rekrystalizacja statyczna (RS) zachdzi p dkształceniu na grąc pdczas dalszeg wygrzewania materiału, lecz przebiega przy mniejszej energii aktywacji niż rekrystalizacja zachdząca p dkształceniu na zimn i wyżarzaniu w tej samej temperaturze ze względu na mniejszą, zm agazynwaną energią dkształcenia [86]. Gdy rekrystalizacja statyczna zachdzi bezpśredni p zakńczeniu rekrystalizacji dynamicznej, dbudwa mikrstruktury dbywa się przez dalszy rzrst zardków rekrystalizacji dynamicznej. Pdbnie rekrystalizacja metadynamiczna (MRD) nie wykazuje kresu inkubacji, a pwstające ziarna są większe niż p rekrystalizacji dynamicznej [93]. W tablicy 3 przedstawin cechy mikrstruktury wpływające na kinetykę rekrystalizacji dynamicznej i statycznej; pdan również charakterystyki rzwju mikrstruktury w tych prcesach [34] Zależnści matematyczne i fizyczne pisujące dkształcenie materiału Zależnść pmiędzy naprężeniem, temperaturą i prędkścią dkształcania w warunkach wysktemperaturwej przeróbki plastycznej pisują równania knstytutywne [26, 30, 54]: Qg A' a " = x exp v RT A" x expf /3cr) = ć x expf = Z (4) \R T J ( Q A [sinhf' a a j f = e x exp ' V RT gdzie: A, A', A ", a, /3,n - stałe materiałwe; = l.2x10'2 [MPa], 1=2 (3) = Z (5) /3 = cm, dla stali austenitycznej z grupy 300 n=4+5 [11, 30, 70, 165], dwrtnść n=l/m (m wyraża czułść naprężenia na prędkść dkształcania). Równanie (3) dbrze pisuje wyniki dświadczalne dla małeg dkształcenia - stswane jest d pisu krzywych dkształcenia przy pełzaniu wysktemperaturwym. Równanie (4) używa się z pwdzeniem d pisu pełzania, dla dużych naprężeń a (dla a a > 1.2) szczególnie dla stali stpwej dprnej na krzję i nadstpów niklu [87, 89]. W spółczynnik P=(an) przyjmuje wartść rzędu 1-h1.5x10'3. Mżna wykazać, że gdy a -> 0, równanie (4) mżna aprksymwać d równania (3). Autrzy pracy [89] wskazują, że dla a a < 0.8 równanie wykładnicze najlepiej pisuje krzywą płynięcia. W ykładnik n przyjmuje wtedy wartść d 4 d

15 Cechy charakterystyczne rekrystalizacji dynamicznej i statycznej [34] Tablica 3 Rekrystalizacja dynamiczna Rekrystalizacja statyczna M echanizmy rekrystalizacji dynamicznej (dla g> ec.) i statycznej (dla e > ecs) są pdbne: > zardkwanie dbywa się na wybranych elementach mikrstruktury: a) ruchliwych granicach dużej gęstści dyslkacji pw; b) sąsiadujących bszarach bardz małej gęstści dyslkacji pi. > Rzrst zardków ziarn zależny je st d różnicy między energią stref w pbliżu granic subziarn a śrdkwymi fragmentami subziarn. Oba prcesy są przyspieszane, gdy w substrukturze p dużym dkształceniu zaszły graniczne prcesy zdrwienia. Opóźnianie rekrystalizacji dynamicznej jest wywłane przez knkurencyjne z nim dkształcanie plastyczne prwadzące d pwstania nwej struktury dyslkacyjnej w dkształcanych ziarnach i zmniejszenia siły napędwej prcesu. Rzrst ziarn pdczas rekrystalizacji dynamicznej zstaje zahamwany przez nwy cykl rekrystalizacji dynamicznej. Zardkwanie rzpczyna się gdy e i a zwiększają się d wartści krytycznych e c i a c a intensywnść umcnienia dkształceniweg zmniejsza się. P dkształceniu zardki rekrystalizacji dynamicznej ciągle rzrastają się - rekrystalizacja metadynamiczna. Rekrystalizacja dynamiczna jest przyspieszna przez zwiększenie, dkształcenie ec zwiększa się, pwdując że ec> s. Rekrystalizacją dynam iczną hamuje zmniejszenie, pnieważ zwiększa się udział zdrwienia dynamiczneg, c mże prwadzić d pełzania ec> es. Gdy rekrystalizacja dynamiczna wystąpi w zakresie dkształcenia c, relaksacja naprężeń spwdwana zmniejszeniem naprężenia pwstrzymuje dalszą rekrystalizację dynamiczną. 26 Chciaż zdrwienie statyczne wspmaga zardkwanie przez pwiększenie bszarów małej wartści p i, t jednak rekrystalizacja statyczna jest ham wana przez pwstałą w ten spsób substrukturę, zm niejszającą siłę napędwą prcesu. Rekrystalizacja statyczna zatrzymuje się p zetknięciu się zrekrystalizwanych ziam. Następuje rzrst ziam. Szybkść zardkwania zwiększa się, gdy dkształcenie e i naprężenie a zwiększają się, a intensywnść umcnienia dkształceniweg 0 zmniejsza się ( e cs > sc). P zakńczeniu rekrystalizacji dynamicznej, rekrystalizacja statyczna zachdzi, mim że dkształcenie nie wzrasta. Rekrystalizację statyczną przyspiesza zwiększenie ś, wzrasta d wartści e s lub ec (graniczając zdrwienie statyczne). Rekrystalizacja statyczna hamwana jest przez zmniejszenie, cs > s. Rekrystalizacja statyczna intensyfikuje się pprzez relaksację naprężeń, zdrwienie statyczne. późniając Równanie (5) dbrze pisuje wyniki dświadczalne w szerkim zakresie warunków dkształcania [47]. Równanie t zstał przekształcne przez Tanakę [94] d pstaci (6): er = (l/a )s in h '\e IŁ xexp {0/.R [(l/7 )-(l/7 '')]} ]l/" gdzie: n - unrmwana prędkść dkształcania. T = Qg/ R ln A, charakterystyczna temperatura, stała dla daneg materiału, dla stali austenitycznej z grupy 300 wynsi dpwiedni [94]: dla stali 304 i 317 T =1486K, dla stali 316 T =1522K, dla stali 301 T =1403 K. Param etr Zenera-Hllmna (Z) jest kreślany jak skrygwana ze względu na tem peraturę prędkść dkształcania lub intensywnść dkształcania (zależna d temperatury dkształcania): ' 0 Z = -x e x p R T Parametr Z, Temperatura Rys. 3. Zależnść dkształcenia krytyczneg ec d parametru Z dla stali 304, 316 i 317 dla zajścia rekrystalizacji dynamicznej [87, 95] Fig.3. Dependence f critical defrmatin ec n Z parameter f r steel 304, 316 and 317 f r dynamic recrystallizatin ccurrence [87, 95] (6) (7) Parametr Z pdczas dkształcania ze stałą prędkścią e przy ustalnej temperaturze T ma teretycznie wartść ustalną, zależną wyłącznie d T i. Z praktyczneg punktu widzenia utrzymanie stałej wartści para metru Z przy dwlnej prędkści dkształcania i dpwiedni dbranej temperaturze prwadzi d uzyskania identyczneg przebiegu charakterystyki dkształcania pd warunkiem, że Z i ( ś u Ti) = Z2( ^ 2, T 2) itd. Wskutek zmiany T i e zmienia się również wartść parametru Z, a tym 27

16 samym wartść dkształcenia e c niezbędna d zajścia rekrystalizacji dynamicznej (rys.3) [96]. Od wartści param etru Z zależy: przebieg funkcji naprężenie - dkształcenie [28 ; wartść naprężenia uplastyczniająceg - maksymalneg i w stanie ustalnym a pni i ^ps (94); wartść dkształcenia em d siągnięcia maksimum naprężenia uplastyczniająceg i d zapczątkwania rekrystalizacji dynamicznej ec [95,97]; rzm iar ziarna zrekrystalizwaneg dynamicznie [98]; kinetyka rekrystalizacji dynamicznej [99]. Rzdrbnienie ziam zachdzi wtedy, gdy parametr Z ma wartść mniejszą niż krytyczna Zc, zależna d wyjściweg rzmiaru ziarna D0; zależnści Z-D0 raz ZC-2D0 są wzajemnie pdbne (rys.4) [87, 95]. Zatem w celu rzdrbnienia ziarna austenitu należy dkształcać stal przy mżliwie największej wartści parametru Z, lecz nie większej d wartści krytycznej Z0 zależnej d rzmiaru pczątkweg ziarna. u H tc a a x UJ O O _i N O 28 C "J 'J * 'J 1 18 N*. O\ i i I I 1 1 I 1 1~ 1 \ \ \ \ \ C101» 18 " *1 H '-l C -22 C 900 >s. Pjedynczypk 0 20 ' \. v \ razdrbntenłaztama 10«17_ N * X N\ \ \ D, 50 im w \ ' \Ny\ \\'0, ^ ^StaT.lSC _10" W 's 1000 A310W \ \ ^ # 317W \ 15 VSt«IO,18C '' XT\N \ (Sall, Jn«) V '' \ \ ^304 -y * _ 120tf: z, » H... ^D \ O i3i izybctódkxztafcwib1,0«* N \ O'\ 31'VO MRXImstadynamfcznaratystafeacja) A O 1300~ I I I I , -18 I T 0,8 0,9 1,0 1,1 U 1,3 1, ,8 17 1, O T* 3 LOGWYJŚCIOWAWIELKOŚĆZIARNA. D0W (U) D^nm) CO N w c c i i i I i i T- T c CO '"I WIELKOŚĆZIARNASTEADYSTATE. De W dubo^nm) 1 Rys.4. Zależnść parametru Z d średenicy ziarna p rekrystalizacji dynamicznej w zakresie stanu ustalneg D, raz Zc d D dla stali austenitycznej 301, 304, 316, 317 raz stali węglwej 0.16%C wyjściwym ziarnie 50 /an [87, 95] Fig. 4. Dependence f Z parameter n the grain size after dynamic recrystallizatin in the range f steady state D, and fz c n D0f r austenitic steel 301, 304, 316, 317 and carbn steel 0.16%C f initial grain 50 fjm [87, 95] Spsby wyznaczania funkcji pisujących naprężenie uplastyczniające materiałów w warunkach kształtwania na grąc pdlegają ciągłej ewlucji. Pdstawwą przyczyną jest rzwój wiedzy dtyczącej zjawisk twarzyszących prcesm dkształcania plastyczneg raz metdyki i narzędzi używanych przy analizie i prjektwaniu prcesów przeróbki plastycznej [24]. Obliczenia krzywych płynięcia wysktemperaturweg dla stali grupy 300 parte na naprężeniu maksymalnym i dkształceniu pdan w pracy [90]. Uzyskanie pprawneg pisu funkcji naprężenia uplastyczniająceg związane jest zarówn ze strukturą matematyczną tej funkcji, jak i metdyką eksperymentalneg wyznaczania wartści naprężeń uplastyczniających. Pstać matematyczna funkcji pwinna uwzględniać zachdzące w materiale zjawiska fizykalne, które decydują chwilwej wartści naprężenia uplastyczniająceg. Zjawiska te zależą d twrzywa i warunków kształtwania raz histrii prcesów technlgicznych materiału pprzedzających mment rzpczęcia symulacji prcesu przeróbki plastycznej [166]. W celu kreślenia zasad dbru funkcji naprężenia uplastyczniająceg na ptrzeby kmputerwej symulacji knkretneg prcesu technlgiczneg, niezbędne jest ustalenie pdstawwych grup funkcji naprężenia uplastyczniająceg, jak również przeprwadzenie dpwiedniej klasyfikacji prcesów przeróbki plastycznej. Funkcje naprężenia uplastyczniająceg mżna pdzielić na kilka grup różniących się rdzajem uwzględninych parametrów pisujących warunki i przebieg dkształcenia raz stan pczątkwy materiału [166]: I - funkcje 0 p = f(e) uwzględniające jedynie wielkść dkształcenia bieżąceg ( e ), a w niektórych dmianach naprężenia ( a 0) lub dkształcenia (ed) stanu pczątkweg, II - funkcje Op = f (T, e, e) uwzględniające temperaturę (T), prędkść ( f ) i wielkść (e ) bieżąceg dkształcenia, III - funkcje CTp = f(t, e, e, a w) uwzględniające prócz temperatury, prędkści i wielkści dkształcenia, stan wewnętrzny materiału ( a w ), IV - funkcje Gp = f(t,, e, t), w których zmiennymi niezależnymi są: temperatura, prędkść i wielkść dkształcenia raz czas (t), V - funkcje uwzględniające zmianę rientacji si głównych stanu dkształcenia w trakcie kształtwania lub w klejnych fazach i etapach kształtwania. Funkcje grupy I (tabl. 4) są stswane w prgramach symulacji prcesów przeróbki plastycznej na zimn. Dla prcesów charakteryzujących się w całej bjętści kształtwaneg materiału przebiegiem dkształcenia zbliżnym d prprcjnalneg i mntniczneg funkcje te w stpniu zadwalającym spełniają swje zadanie. 29

17 Funkcje grapy II (tabl.5) znajdują zastswanie w prgramach kmputerwej symulacji prcesów przeróbki plastycznej na grąc i w pdwyższnej temperaturze. Zasadniczy prblem teg typu funkcji plega na trudnści dkładneg pisu zmiany naprężeń uplastyczniających dla całeg zakresu dkształcenia materiałów wykazujących występwanie trzech zakresów dkształcenia: wzrstu (I), spadku (II) i ustabilizwaneg naprężenia (III) (rys.5). Rzwiązania teg prblemu są różne, ale częst sprwadzają się d pisu pszczególnych zakresów dkształcenia drębnymi wzrami. Tablica 5 Zestawienie najczęściej stswanych funkcji grupy II [166] a = C -n2exp(n, s )e m exp(at) crp= C -n2exp(n. -) {n3+ blt)exp(a7 ) -p = C f(n2+b2t)exp(n^)f(n3+blt) exp(at) a, = C -n2exp(ni - ') -(n3+blt) exp(ar) (m- ) *crp= C e n2 e x p (-n 2 )e T exp(-at) ep Odkształcenie krytyczne ec wymagane w celu zapczątkwania rekrystalizacji dynamicznej najczęściej wyznacza sięjak ułamek dkształcenia ep, z zależnści [52]: c= 0,87 p (8) Odkształcenie e Rys.5. Wykres naprężenia uplastyczniająceg dla kreślnej, stałej prędkści i temperatury dkształcenia [166] Fig. 5. The diagram f flw stress Tablica 4 Zestawienie najczęściej stswanych funkcji grupy I [166] <7 p = a ' p + C ( + ) " ćtp = ćtp + C f " <Tp=C(e+ey <Tp = C s? crp= kz gdzie: n, C, e0, CTp0 i <jpr - stałe materiałwe zj - dkształcenie teretyczne, m - funkcja dkształcenia wstępneg i teretyczneg. 30 Dla stali 304 związek pmiędzy dkształceniem e p a warunkami dkształcania i mikrstrukturą wyraża się jak zależnść d parametru Zenera-Hllmna Z i wyjściwej średnicy ziarna D0 [87]: s, = A"D01iZ 125 (9) gdzie: A stała materiałwa. W przypadku pminięcia rzmiarów ziarna równanie (9) przyjmuje pstać: p =AZ? (10) gdzie: A i C- stałe materiałwe. Różne wartści naprężenia uplastyczniająceg wynikają z mngści funkcji pisujących dkształcenie metalu. Wybór funkcji naprężenia uplastyczniająceg pwinien uwzględniać czynniki, które mają isttne znaczenie dla knkretneg prcesu przeróbki plastycznej, czyli [42, 166]: zjawiska strukturalne, przebieg dkształcenia w funkcji czasu, zmiana rientacji si głównych stanu dkształcenia w klejnych fazach i etapach dkształcenia. 31

18 Zasadniczym elementem klasyfikacji prcesów przeróbki plastycznej ze względu na przebieg dkształcenia w funkcji czasu jest ciągłść prwadzenia prcesu. Prcesy m gą być prwadzne w spsób: a) ciągły, b) sekwencyjny (przerywany). Pdziału teg nie mżna jednak traktwać bardz frmalnie. Knieczna jest znajmść przebiegu zjawisk strukturalnych zachdzących w przerwie pmiędzy dkształceniami i wynikających stąd skutków dla klejnych dkształceń. Pdstawwym czynnikiem decydującym występwaniu ddziaływania skutków dkształceń pprzedzających na klejne dkształcenie jest czas przerwy między tymi dkształceniami. W pływ zm iany rientacji si głównych stanu dkształcenia w trakcie dkształcania lub w klejnych fazach i etapach kształtwania na wartść naprężeń uplastyczniających jest aktualnie przedmitem intensywnych badań. Badania te bejm ują pis fenmenlgiczny [167] raz zjaw iskw ą analizę prcesów [168]. Ze względu na kryterium zmiany rientacji lkalnych składwych dkształceń głównych prcesy kształtwania mżna pdzielić na: a) prprcjnalne i mntniczne, b) nieprprcjnalne i niemntniczne. Sellars [82, 104] pierwszy zaprpnwał użycie metd matematycznych d ustalenia zależnści pmiędzy wskaźnikami pisującymi zmiany mikrstruktury austenitu bezpśredni przed dkształceniem raz wskaźnikami pisującymi mikrstrukturę austenitu pdczas i p dkształceniu a parametrami dkształcania [21]. Dalszy intensywny ju ż rzwój metd mdelwania rekrystalizacji dynamicznej przedstawin w pracach [23, 48, 55, 71, 74, 77,91, ]. W knstruwaniu mdelu pisująceg mikrstrukturę pdczas dkształcania na grąc isttne jest kreślenie ddziaływania warunków wygrzewania i dkształcania na grąc (e, ś, T) na prcesy zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej. Należy pamiętać becnści i mrflgii węglików, aztków i wtrąceń niemetalicznych, jak i kinetyce ich rzpuszczania pdczas nagrzewania d dkształcania i wydzielania pdczas chłdzenia p dkształceniu. Znacznym pstępem w mdelwaniu rzwju mikrstruktury pdczas nagrzewania lub chłdzenia p dkształceniu plastycznym na grąc był kreślenie parametrów wyjściwych: > naprężenie uplastyczniające a p, w zależnści d liczby zmiennych wewnętrznych (S i Sn) raz chwilwych wartści zmiennych zewnętrznych: dkształcenie e, prędkść dkształcania e, temperatura T. Sellars [107] przedstawił te zależnści za pmcą równań parametrycznych: a, =f(e,b,t,s, S.) (11) Nv = f( e,, T, S,...S ) (12) D wz = f( e,, T, Si...Sn) (13) Z parametrów strukturalnych najisttniejszy wpływ na te zmienne wywiera [107]: na naprężenie p: a) gęstść dyslkacji p, b) średnica subziam d. na rzmiary ziam zrekrystalizwanych D r : a) średnica ziarna wyjściweg D; b) średnica subziam d, rzkład i kąt dezrientacji subziam 0, c) gęstść dyslkacji p. na prędkść rzrstu ziarn zrekrystalizwanych Dwz: a) całkwita energia zmagazynwana, b) gęstść dyslkacji p, c) średnica subziam d, rzkład i kąt dezrientacji subziam 0. ułamek bjętści zrekrystalizwanej dynamicznie Xdy0: a) stpień i prędkść dkształcania, b) gęstść dyslkacji p, c) średnica subziam d, rzkład i kąt dezrientacji subziam 0, d) pwierzchnia względna granic ziam Sv Zmiany rzmiarów ziam pdczas nrmalneg rzrstu w warunkach iztermicznych w materiale nie zawierającym cząsteczek drugiej fazy wyrażane są najczęściej równaniem [79]: D 1/p-D01/p=k t exp{-qgz/r T} (14) > r z m i a r z i a m z r e k r y s t a l i z w a n y c h D r, > gęstść zardków rekrystalizacji (Nv), > prędkść wzrstu zrekrystalizwanych ziam (Dwz) 32 gdzie: D - średnia średnica ziarna p czasie wyżarzania t; p - stała materiałwa; k - stała kinetyczna; 33

19 Kinetyką rzrstu ziam dla p=0,5 pisuje dbrze zależnść parabliczna. Dane dświadczalne wskazują, że p przyjmuje wartści z przedziału 0,1+0,4. Zmniejszenie wartści p przypisuje się segregacji atmów dmieszek d granic ziam i hamujących ich migrację w wyskiej temperaturze. W przypadku gdy w stali w ystępują węgliki efektywnie hamujące rzrst ziam, zjawisk t uwzględnia się w mdelwaniu rzrstu przyjmując, że siła hamwania jest wprst prprcjnalna d ich bjętści względnej i dwrtnie prprcjnalna d ich średnieg prmienia [79, 108]. Pdczas mdelwania prcesu rekrystalizacji materiałów dkształcanych na grąc dknuje się pdziału zachdzących zjawisk w mikrstrukturze na trzy główne etapy [74, 105, 107, 109]: pdczas dkształcania na grąc - prces zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej; p dkształceniu - zjawiska związane z rekrystalizacją statyczną; przemiany fazwe przy chłdzeniu. Opisu m ikrstruktury pwstającej w trakcie zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej Lp Tablica 6 Zależnści pisujące mikrstrukturą pdczas zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej Param etry gemetryczne m ikrstruktury Średnica ziam rekrystalizwanych dynamicznie Rzrst ziam zrekrystalizwanych dynamicznie Zależnść a) Ddyn = A xexp(q /R T ) b) D = A E ad0bz? c) D=A e'0'75d05z '01 d) D=A '04D0OJZ '0J e) D = 83,9e0 537D0355Z 006- gdzie: D wz= D dyn+\,\{dpd- D iyy =5380 x ex p ( IT) Y - 1- exp[- 295 ć0,1 x exp( /r ) f ] Literatura -0,27 [82] [111] [112] [111] [87] [82] [113] dknuje się najczęściej przez pdanie zależnści pmiędzy warunkami dkształcania, energią aktywacji prcesu dkształcania na grąc i średnicą ziarna, średnicą subziama, gęstścią dyslkacji raz ułamkiem bjętści zrekrystalizwaneg stpu (tabl. 6). Shentn i Sellars [114] w badaniach stali 316L (0,03% C, 16-18% Cr, 10-14% Ni, 2-3% M) zaprpnwali równania i metdykę pstępwania d kreślania rzmiarów ziarna p zdrwieniu dynamicznym. Średnica ziarna p zdrwieniu dynamicznym zwiększa się w 3. Średnica subziam p rekrystalizacji dynamicznej b) d, = K G l c) cr = a' + b'd~q ds=a+blgz i gdzie: a, b, a1, b - stałe q = 1.0 [80, ] d / 1 = -1, ,15 [89] [87] funkcji temperatury i czasu wyżarzania tw zgdnie z zależnścią: lgz D rd = D02 + ktw (15) / \ gdzie :k = A exp (16) Zmniejszenie naprężenia uplastyczniająceg w stanie ustalnym dla dużej prędkści 4. Ułamek bjętści stpu zrekrystalizwaneg dynamicznie X dyn= l - exp[- 0,693((f - ec)/ e 0_5 f } [82] ) P s ~ Ps exp ^ e x p ( [82] dkształcania wykazuje związek z pdwyższeniem temperatury materiału przez ciepł wydzielające się pdczas dkształcania. Natmiast cykliczne zm iany naprężenia Gęstść dyslkacji w bszarze gdzie: p s = C j * e x p [ ~ % T ] } uplastyczniająceg pdczas dkształcania z m ałą prędkścią raz w wyskiej temperaturze spwdwane są cyklicznym przebiegiem rekrystalizacji dynamicznej [19]. 5. zrekrystalizwanym P, = P *,x e x p [- 90xexp(-8000/7'> '1] gdzie: [82] Naprężenie stanu ustalneg 0 ps zależy d średnicy subziam ds w zakresie ustalneg płynięcia i kreślane jest zależnścią [89]: <Tp. = A d T (17) Zmiana gęstści dyslkacji P = [ś x exp(- Q / R 7 )]0,248 b, d G (p,t) _ s - Aip - A ^ ^ - p G ( p, t ) dt bl gdzie: A - stała materiałwa

20 W pracy [89] stwierdzn, że przy jednakwych rzmiarach subziam naprężenie płynięcia Ps w stali 317 jest większe niż w stali 304. Spwdwane jest t większą ilścią nierzpuszcznych węglików raz większym nasyceniem austenitu stali 317 pierwiastkami stpwymi. W bszarze płynięcia ustalneg dla danej temperatury T i prędkści dkształcania e ustala się również zależnść średnicy ziam Ds raz subziam ds d naprężenia płynięcia ustalneg 0 ps [87]. Średnica ziam D rs p rekrystalizacji statycznej mże być wyrażna z uwzględnieniem parametru Z [70] zależnścią: Rzrst ziam kntrlwany jest przez substrukturę dyslkacyjną pwstałą za frntem rekrystalizacji, przy czym gęstść dyslkacji w kreślnych bszarach dkształcneg metalu zależy d czasu d zakńczenia rekrystalizacji stpu [31, 91]. Na gół uważa się, że kniec teg prcesu następuje, gdy wartść naprężenia uplastyczniająceg zmniejszy się d wartści naprężenia ustalneg płynięcia plastyczneg ps [117]. Znajmść czynników wywłujących rekrystalizację dynam iczną raz umiejętne kierwanie prcesami zarówn dkształcania, jak i wyżarzania p dkształceniu na grąc, pzwala skutecznie przewidywać kńcwą strukturę i właściwści wyrbów w warunkach przemysłwych. n itt t~\ 0.5 ry 0.1 Ars D 0 Z zd (18) gdzie : A'ks = 7 l.4 s 0A/tm~a-s Stwierdzn, że średnica statycznie zrekrystalizwanych ziam DRS zmniejsza się ze wzrstem e i e raz z bniżeniem temperatury dkształcania T [70]. Pdsumwując, rzmiar statycznie zrekrystalizwanych ziam jest funkcją Z raz e, natmiast rzmiar ziam p zakńczeniu rekrystalizacji pierwtnej jest tym większy, im wyższa jest temperatura. Na rzmiar ziam zrekrystalizwanych wywiera wpływ średnica ziam wyjściwych D0, bwiem zardki rekrystalizacji statycznej tw rzą się zwykle na granicach ziam wyjściwych [115]. Przyjmując, że ziarn austenitu ma pstać cztemastścianu Kelwina raz że prces zardkwania pdczas rekrystalizacji statycznej jest graniczny d granic ziam, Sellars wyprwadził zależnść na średnicę zrekrystalizwaneg ziarna austenitu [109]: D=D0'/3N ;I/3 (19) gdzie: N s - liczba zardków na jednstkę pwierzchni granicy ziarna W badaniach kinetyki rekrystalizacji statycznej stali 316L p dkształceniu na grąc płówkwy czas rekrystalizacji t,5 wyznaczn na pdstawie równania [78, 84]: 10.5 = AD 0 Z e x exp Q* RT (20) gdzie: Qr s=418 kj/ml [84]. Płówkwy czas rekrystalizacji t.s dla stałych D0, Ta zależy tylk d lkalneg dkształcenia raz d prędkści i temperatury dkształcania T [116]. Odkształcenie krytyczne ec w zależnści d średnicy wyjściwej ziam a D0 i parametru Z pisuje równanie: E c ~ 7,5 x 10'3 Z 006 D 37 (21) 36

21 gęstści dyslkacji i kinetyki migracji granic ziam [48, 106], a także mdele dkształcenia wysktemperaturweg metali parte na kryterium mechanicznym [19] lub strukturalnym [121], preferującym mięknięcie metali na skutek zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej. 3. ZAŁOŻENIA, CEL I TEZA ROZPRAWY Stan ustalny pdczas dkształcania na grąc stanwi równwagę pmiędzy prcesami umcnienia i jednczesneg mięknięcia spwdwaneg zdrwieniem lub rekrystalizacją. Badania dkształcenia wysktemperaturweg metali wykazały, że w zależnści d wartści EBU dminującym prcesem dbudwy struktury są: - zdrwienie dynamiczne - metale dużej wartści EBU; - rekrystalizacja dynamiczna - metale średniej i małej EBU. Niektóre cechy rekrystalizacji dynamicznej i rekrystalizacji statycznej są wspólne - plegają na zardkwaniu i wzrście nwych ziam. Pczątkw zardkwanie zachdzi w bszarze lkalizacji dkształceń, częst w tczeniu granic ziam. W późniejszym kresie zardkwanie pstępuje d wnętrza ziam w miejscach niejednrdnym dkształceniu [30]. Nw utwrzne ziarna nie rzrastają się aż d zetknięcia się z sąsiadem, jak w przypadku rekrystalizacji statycznej, pnieważ bardz szybk siągają stałe rzmiary, kreślne warunkami dkształcania [85]. W pierwszych pracach wyknanych za pm cą plastmetru skrętneg wykazan, że w zakresie stanu ustalneg trzymuje się ziarna zrekrystalizwane, równsiwe [30]. Średnica ziarna p rekrystalizacji jest kreślna przez prędkść i temperaturę dkształcenia, natm iast nie zależy d stpnia dkształcenia i rzmiaru ziarna wyjściweg [39]. M delwanie prcesów dkształcenia plastyczneg wymaga przede wszystkim znajmści zjawisk strukturalnych zachdzących pdczas i bezpśredni p dkształceniu raz ilściweg pisu mikrstruktury. Badania mdelwe nad zachwaniem się raz zmianami strukturalnymi w stali pdczas dkształcenia plastyczneg na grąc w statnim czasie zyskują craz większe zaintereswanie śrdków naukwych [13-18, 24-25, 42, 49-50, 57, 63-64, 66, 74, 105, 109]. Główny wysiłek skupia się na rzwju mdeli ciepln-plastycznych i w tym zakresie bserwuje się największy pstęp prac badawczych [49, 51, 54, 90, 101, 169, 170]. Ugólnieniem prac teretycznych i eksperymentalnych w bszarze dkształcenia wysktemperaturweg metali były mdele rekrystalizacji dynamicznej, zakładające zmiany W austenitycznej stali Cr-Mn i Cr-Ni prcesy dnwy struktury zachdzą wln. Istnieje więc mżliwść zamrażania struktury na wybranym etapie prcesu dkształcania. Dtychczaswe badania wpływu warunków przesycania na cechy gemetryczne ziam stali Cr-Mn wskazują na istnienie zależnści pmiędzy właściwściami mechanicznymi stali i zmianami rzmiarów ziam [122]. Wyniki te stanwić będą pdstawę analizy zmian cech gemetrycznych ziam zachdzących pdczas wysktemperaturweg dkształcania. Zasadniczym celem pracy był wyjaśnienie zmian mikrstruktury stali austenitycznej małej EBU raz ilściwe pwiązanie tych zmian z parametrami charakteryzującymi dkształcalnść materiału. Uzyskane wyniki stanwią pdstawę d mdelwania zmian mikrstruktury stali pdczas i p dkształceniu na grąc, rzwijając mdele cieplnmechaniczne prcesu przeróbki plastycznej. Na pdstawie wyników dtychczaswych badań własnych [ ] prcesu wysktemperaturweg dkształcenia austenitycznej stali Cr-Mn i Cr-Ni sfrmułwan następującą tezę pracy: Isttne zależnści łączą - średnie rzmiary ziarna wyjściweg, temperaturę, wielkść i prędkść dkształcania i średnie rzmiary ziarna p rekrystalizacji, a wpływ takich czynników, jak kształt i niejednrdnść ziarna jest minimalny. Przebieg zjawisk pdczas dkształcania na grąc mżna ugólnić stsując metdy numeryczne mdelwania mikrstruktury. Wymaga t szczegółweg ilściweg pisu jednstkwych zjawisk strukturalnych. Dla udwdnienia tezy pracy i stwrzenia pdstaw d mdelwania zjawisk strukturalnych zachdzących pdczas wysktemperaturweg dkształcania stali trudndkształcalnych wyknan następujące zadania badawcze: => kreślenie krzywych wysktemperaturweg płynięcia stali w różnej temperaturze i z różną prędkścią dkształcania; cena wpływu rzmiarów ziam i ich zróżnicwania przed i p dkształceniu na charakterystyki mechaniczne dkształcenia stali małej EBU; => jakściwy i ilściwy pis kinetyki zmian mikrstruktury stali Cr-Mn i Cr-Ni; => weryfikacja istniejących mdeli strukturalnych rekrystalizacji dynamicznej

22 W dalszej części pracy przyjęt, że stal 5H17G17 będzie znaczana - C r-m n, natmiast stal 0H18N9 - Cr-Ni. 4. PRZEDMIOT BADAŃ Prwadzn badania austenitycznej stali Cr-Mn - 5H17G17 i Cr-Ni - 0H18N9 wg PN- 71/H W yniki badań wstępnych [ , 131, ] wykazały, że stal 5H17G17 charakteryzuje się dużą wartścią naprężenia uplastyczniająceg, dużą stabilnścią austenitu raz graniczną skłnnścią d rzrstu ziarna pdczas nagrzewania d przeróbki plastycznej. W ybór d badań stali 0H18N9 był spwdwany ptrzebą weryfikacji istniejących mdeli ciepln-plastycznych pracwanych dla stali austenitycznej Cr-Ni (rzdz. 2). Prównanie zmian w mikrstrukturze i właściwściach bu gatunków stali pdczas dkształcenia plastyczneg [ ] umżliwi racjnalny dbór dpwiednich mdeli ciepln-plastyczneg prcesu przeróbki plastycznej stali chrmw-manganwej. Skład chemiczny stali przeznacznej d badań pdan w tablicy 7. Tablica 7 Skład chemiczny stali użytych d badań Znak Zawartść pierwiastków, % stali C Mn Si Ni Cr M Inne 5H17G17 0,48 16,6 0,57 0,27 15,4 0,08 B 0,0014 0H18N9 0,03 0,19 0,47 8,90 18,4 0,27 - Rys. 7. Stal Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1200 C. Austenit i nierzpuszczne węgliki typu M23C6[157] Fig. 7. Cr-Mn steel after slutin treatment frm the temperature f 1200 C. Austenite and undisslved carbides f AfjjC«type [157] Rys.8. Stal Cr-Ni p przesycaniu z temperatury 1150 C. Austenit Fig.8. Cr-Ni steel after slutin treatment frm the temperature f 1150 C. Austenite D badań stswan pręty walcwane na grąc średnicy 15 mm (5H17G17) i 16 mm (0H18N9) z wytpów przemysłwych. Przeprwadzn badania wpływu warunków przesycania na rzmiary ziam i inne parametry gemetryczne mikrstruktury stali 5H17G17 [ , 134] i stali 0H18N9 [135]. Analiza trzymanych wyników pzwala na stwierdzenie, że d dalszych badań stali 5H17G17 najkrzystniejszą mikrstrukturę mają próbki przesycne z temperatury 1200 C (rys.7). W celu uzyskania prównywalnej średnicy ziarna wyjściweg stali 0H18N9 próbki przesycn z temperatury 1150 C/lh (rys.8). Ddatkw aby cenić wpływ rzmiarów i innych cech gemetrycznych ziama na plastycznść, próbki stali 5H17G17 przesycn z 1150/0,5 h raz 1250/0,5 h. 40

23 Plastmetr wypsażny jest w urządzenie d chłdzenia próbki natryskiem wdnym bezpśredni p zakńczeniu prcesu dkształcania. Próbki nagrzewane są indukcyjnie, a 5. METODYKA BADAŃ 5.1. Plastmetryczna próba skręcania Badania plastmetryczne na plastmetrach skrętnych uważane są becnie za najlepszą metdę ceny plastycznści materiałów trudn dkształcalnych raz kruchych [40, 136]. W badaniach stsuje się próbki walcwe [137]. Zaletą tych badań jest mżliwść wyznaczenia charakterystyk materiałwych w zakresie dkształceń większych niż w próbie ściskania raz łatwść zam rżenia struktury p dkształceniu w wyskiej temperaturze, szczególnie dla próbek rurkwych. D pdstawwych wad tej próby zalicza się [41]: niejednrdnść dkształcenia, prędkści dkształcania i naprężeń na przekrju pprzecznym i wzdłużnym próbki; graniczny zakres stswanych prędkści dkształcania (zwykle e < 10s ). W próbie skręcania ważną rlę spełnia stsunek długści pmiarwej 10 d średnicy pmiarwej d [42]. [138]. Badania prwadzn na plastmetrze skrętnym typu 7 MNG firmy SETARAM (rys.9) I.Ława 2.Silnik 3.Miernik prędkści brtwej 4.W sprnik pmcniczy 5.Sprzęgł elektrmagnetyczne 6.Optyczny dysk kdujący 7.Zacisk mcujący 8.Pirmetr 9.Cewka indukcyjna 10.Rurka szklana II.Zacisk mcujący 12.Przetwrnik 13.Suwak zabezpieczający 14.Stjak Rys.9. Schematplaslmelru skrętneg typu 7MNG firmy SETARAM[138] Fig.9. Diagram f SETARAM trsinalplastmeter f 7MNG type [138] temperatura regulwana jest autmatycznie przez układ sprzężny z pirmetrem ptycznym [137, 139]. Pdczas próby skręcania dla zadanej temperatury raz prędkści brtwej rejestrwan mment skręcający M raz siłę siwą F w funkcji liczby skręceń N. D skręcania stswan próbki średnicy d = 6 mm i długściach pmiarwych l = 50 mm i 10 mm. Na pdstawie wyników badań [ , , , 163] dla próby skręcania przyjęt temperaturę: C (Cr-Mn), C (Cr-Ni) i prędkści dkształcania ś : 0,0 2-2,1 s' 1(Cr-Mn), 0,04-2,5 s-'(cr-ni). Próbki wstępnie wygrzewan w temperaturze 1150 C (Cr-Mn) i 1200 C (Cr-Ni) przez 300 s, następnie pdchładzan d temperatury skręcania, wytrzymywan przez 60 s p czym przeprwadzan prces dkształcania. Dla każdej stswanej temperatury i prędkści dkształcania próbę pwtarzan trzykrtnie. Uzyskane rezultaty uśrednian i zbieran w pstaci plików arkusza kalkulacyjneg. Wyniki z plastmetrycznej próby skręcania zebran w pstaci plików arkusza kalkulacyjneg MICROSOFT EXCEL 7.0 (tabl.8), w celu dalszych bliczeń i stwrzenia zależnści graficznych (rys.10-12). Z próby skręcania d arkusza kalkulacyjneg wprwadzan następujące dane: - czas pmiaru t (klumna A), liczbę brtów próbki N (klumna B), - liczba impulsów (klumna C) d wyznaczenia średniej wartści liczby brtów na minutę (kmórka C5), - m ment brtwy M (klumna G), - siłę siw ą F [N] (klumna H). - temperaturę próbki T [ C] (klumna I ). W zależnści d kształtu krzywej zależnści M=f(N) stswan jedną lub kilka funkcji aprksymuj ący ch: => Dla temperatury, przy której nie bserwwan dynamicznej rekrystalizacji (800 i 900 C), w całym zakresie brtów użyt funkcję: 42 43

24 M'= A N n[exp(bn)] (22) =>Dla temperatury, przy której bserwwan dynam iczną rekrystalizację (100(K1200 C), w prwadzn płączenie funkcji (22) i (23): M ^ c U e,23) =>D la stanu dkształcenia, zapewniająceg długtrwałe równważenie się prcesów um cnienia i słabienia materiału (steady-state), stswan ddatkw funkcję aprksym ującą (24): M'= DN (24) gdzie: A, n, B, C, D, E - współczynniki równania. Aprksymację prwadzn d mmentu spełnienia warunku (25): Z ( M - M ') 2 = m in (25) Na rysunku przedstawin krzywe zależnści M=F(N) wykreślne na pdstawie danych z plastmetru raz aprksymwanych funkcji (22)-r-(24). Przykład arkusza kalkulacyjneg dla grmadzenia i wyznaczania parametrów charakteryzujących prces dkształcenia na grąc Tablica 8 A B C D E F G H I 1 t, s Obr Impuls Eps Eps' Eps' Mm, Nm Siła, N T.C 2 Śr. 3 Data R 0,003 4 Gdz. L 0,05 A N'śr Eps'śr 5 Obrty, br/min 97,82 Nr prób. 11 n 1, , Liczba pmiarów 85 Stal 5H17G17 B 7 Liczba skręceń C 8 Czas trwania próby, s D 9 Odstęp czasu dt, s 0,0660 E m 0, T1.C Czas wygrz. wt1, s C I 1000 Prędkść: Czas wygrz. w T2, s ,067 0, ,0 0,015 0, , , ,133 0, ,4 0,029 0, , , ,200 0, ,2 0,046 0, , , ,267 0, ,1 0,060 0, , , ,333 0,529 97,7 0,077 0, , , ,400 0, ,2 0,091 0, , , ,467 0, ,0 0,108 0, , , ,533 0,848 99,7 0,123 0, , , ,600 0, ,5 0,139 0, , , ,667 1, ,2 0,158 0, , , ,733 1,183 99,9 0,171 0, , , ,800 1, ,3 0,188 0, , , ,867 1, ,2 0,202 0, , , ,933 1,515 99,2 0,219 0, , , ,000 1,610 97,6 0,232 0, , , ,067 1, ,4 0,249 0, , , ,133 1,830 99,4 0,263 0,2167 0, , ,945 99,1 0,279 0, , , ,267 2, ,6 0,294 0, , , ,333 2, ,3 0,311 0, , , ,400 2, ,2 0,325 0, , ,

25 cd. tablicy 8 46 Q ftj E (0 Li. E Q > CO COE D h* 3 (0 LL Q CO 01 E 5 CO E Q CO TOE cr CO CO CO Q. TOE cr O cn (T u_ CO ree 03 i n Sigma3 $ Q CN < Q. q: Q. re CL ut _J * 5 d d NP/KMPl 1Siła Mm, Nm Wygl Ś a 2 ' E Q + CO Param ' 4, , , cn U3 t CO IMax 0,2 0,3 CO T- " ' T ' T O 1, K in X> 30 N z ' CN <T V Is" 03 CO CO NnCO 03 tf Tt CN T- 03 cn CO W CO CN CN 00 Ifl 00 t 00 CO O CN r- m CO cc in N a 03 CO 03 y~ 00 in m > 03 - Cl N CO m N 00 CO cn T" CO N n t CO t N m CO c 00 O t CO 00 1C CO CN 00 mmr N m '«r O CO 00 t in CD 00 a > a T- O CN CN CM CN CN CN CO O CO CO 00 CO c' CO CO CN CN CN CM r- 03 m N h - c 03 O) N- CO in in in CN s cn m O Tt 00 CO N CO m 03 CO cn CO CO ^ CO TT N CN CO N- in CO n CO cn cn N 8 CO m cn CO m CO 8 Z3 CO CN cn cn m *r T cs CN CO CO O) CO V. CO CO CO T- CN CN N r t CM , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,16847 I 99, , ,13353 CO in CO 5 in T n- s CO n-' CN 127, ,37638! 128, , , , , ,64117 't CO CO N-' CN 117, , I 120,30316! [120, , , , , , , , , I 98,2582! I 106,2709! I 111,09241 I 114,52261 I 117,10191 I 118, ,0668 I 120,98791! 121, , , , , , , , ,09131 I 96,42603 I 104,3685 I 109,6066! 1 112, ,95561 I 116,54751 I 117,92741 I 118, , , , , , , , , , , ,01816 CO CO O CO i 1-21,25603! 1-22, , I -22, , , I 0,088857! I 0, , I 0, I 0,078549! 0, , , , CO CN 03 CO CO 5 ' ' I 0, I 0, CO CM 00 ' CN CO CO *r CM CN CM i in CN CN CO O ' I 0, I 0, I 0, , , , , , , , , , , , , CN CO CO O O* CN CN in O ' 3, I 1, , , , , , , , , , , , , CN in E E-05 0, E-05 0, ,41 E-05,«r CO CO CO CO CO1 CO 9 CO c LU CT> LU 00 cn cn -647 O) CN 9-0, , , , ,009947! 0, , CO in cn 00 CO CO ' CO cn 9 <r N m N O ' 126, , , ,03066 iz.jy^ , c n m 03 CN d in CO ^ 00 N. m CO N n N- 00 c N in cn 00* 0 " N-' r T -0, , , c CJ D -r- r 0 m u CO. c CMc M CN CM - CN CO m c 00 r ^ c ' c CN C 116, , , ,58891 T- 0 N- N C3 N a D CO «3 N '«r r >' CO* CN i C^ CN i CO O i a 8 a S J 1 c CO T- -23, , , , , c 9 in lic cc CO CO O T- cn CN IT N N 0C 03 O C O 9 c cn CT 9 ^ 2.67E-05 0, E-05 0, E E , , E F-f)S 3, , , , , , , , , , , , , , , , , , r.o s. CO J3 O f CM "O m CO N CO r t cn t CN IN CN CN CO CN ^r N in CN S3 CN N- CM CO CN cn CN I 0E 1 * CN CO "O COCO -0, in LLJ 03 'r~- CM 3,15E-05 3, ,904383! 34 m r s s r O ł- n M '= AN "[exp(bn] Rys. 10. Zależnść mmentu brtweg d liczby brtów dla wartści trzymanych z plastmetru (krzywa M) raz p aprksymacji (krzywa M = AN"[exp(BN]) stali Cr-Mn dla temperatury dkształcania 800 C i prędkści dkształcania 0.02s'1 Fig. 10. Dependence f trque n the number f rtatins fr values btainedfrm a plastmeter (curve M) and after apprximatin: (curve M '= A N [cxp(bn]) f r trsin temperature f80(fc and trsin speed f 0,02s'1 R ys.ll. Zależnść mmentu brtweg d liczby brtów dla wartści trzymanych bezpśredni z plastmetru (krzywa M) raz p aprksymacji (krzywe M '= AN"[exp(BN] i M '= C b E ) N stali Cr-Mn dla temperatury dkształcania 1000 C i prędkści dkształcania 1,3s'1 F ig.ll. Dependence f trque n the number f rtatins f r values btained directly frm a plastmeter (curve M) and after apprximatin: (curves M = AN"[txp{BN] and M '- C ^ E ) f r trsin N temperature f lootfc and trsin speed f 1,3s'1 47

26 2,2 r M ' &pm = V 3 ( ^ - j ) ( 3+m+p) (28) gdzie: M - mment brtwy p aprksymacji, Nm m = ( Ą (29) M tpn p = Ł (T M L ) (30) M' (pn Uwzględniając działanie siły siwej F naprężenie uplastyczniające mżna wyznaczyć z równania (klumna V): = ( ( V 3 ( - ^ ) ( 3 +1»+p))2+ ( - ^ y ) 2)05 (31) 270-2nr Na rysunku 13 przedstawin krzywe zależnści crp=f( ) uwzględniające zmiany naprężenia w funkcji dkształcenia p wprwadzeniu współczynników m i p raz siły Rys. 12. Zależnść mmentu brtweg d liczby brtów dla wartści trzymanych z plastmetru (krzywa M) raz p aprksymacji (krzywa M '= ANn[exp(BN], M'= C + E raz krzywa M'=DN) N stali Cr-Ni dla temperatury dkształcania 1200 C i prędkści dkształcania 0,43s'1 Fig. 12. Dependence f trque n the number f rtatins f r values btained frm a plastmeter (curve M) and after apprximatin: curve M = AN"[sxp(BN], M'= C + E and curve M '= D N fr N trisn temperature f 120(PC and trsin speed f 0,43s'1 Odkształcenie rzeczywiste e wyznaczn jak funkcję liczby brtów N, prmienia r i długści próbki l (klumna D- w arkuszu kalkulacyjnym): n rn ' e = - t = ur arc 1/ OJ.JLJUI sinh X, 2 A x V3 l 3/ Otrzymane wartści dkształcenia pzwliły na kreślenie prędkści dkształcania e (kmórka E12- w arkuszu kalkulacyjnym): ds (26) e = <27> Naprężenie uplastyczniające a pm wyznaczn uwzględniając parametry: m - współczynnik wrażliwści naprężenia na prędkść dkształcania i p - współczynnik dkształcenia (klumna U - w arkuszu kalkulacyjnym)) z zależnści: siwej F ' n 130 CL s 125 ^ I n O' a. 105 Z O dkształcenie e Rys. 13. Zależnść dkształcenia d naprężenia dla stali Cr-Mn p dkształcaniu z prędkścią E 0,23s 1w temperaturze 1000 C Fig. 13. Dependence f defrmatin n stress f r Cr-Mn Steel at trsin temperature f 1000 C and speed Z = 0,2 3 s W prwadzenie współczynników m i p raz siły siwej F d równania (31) zmienia wartść naprężenia uplastyczniająceg crp (najczęściej ap zwiększa się przy wprwadzaniu klejneg parametru) przy nieznacznych zmianach dkształcenia em, dla któreg naprężenie 48 49

27 uplastyczniające ma wartść maksymalną apm [44]. W pracy krzywe płynięcia przedstawine są z uwzględnieniem wartści współczynników p, m raz siły siwej F. W pracy wykrzystan mdele plastycznści materiałów uwzględniające wpływ zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej na przebieg krzywej płynięcia plastyczneg [ , , ] Wyznaczanie energii aktywacji prcesu dkształcenia raz parametru Zenera-Hllmna i zależnść (34) w układzie półlgarytmicznym ln e - g pm wyznacza się dpwiedni stałą n raz p. Znajmść wartści stałych /? i n umżliwia wyznaczenie stałej a z zależnści: n Energię aktywacji Qc knieczną d zapczątkwania rekrystalizacji dynamicznej ustala się z równania (32). P zlgarytmwaniu teg równania trzyman liniwą zależnść: ln e = n ln(sinh(acrpm) ) - j (36) D ustalenia wartści energii aktywacji dkształcenia plastyczneg na grąc Q0g stswan zmdyfikwaną zależnść na prędkść dkształcania: gdzie: A, a, n - stałe materiałwe. f e = A exp - Q \ RT^ [ s i n h ( a J (32) Równanie (32) dbrze pisuje prces dkształcenia w badanym zakresie temperatury [47]. Wyznaczanie stałych teg równania plega na wykrzystaniu funkcji sinh. Dla małej wartści naprężenia (np. w wyskiej temperaturze) zależnść (32) sprwadzn d pstaci: pzwalającą kreślić energię aktywacji Q0c i stałą ^4. Znajmść wartści energii aktywacji umżliwia wyrażenie prstej zależnści pmiędzy współczynnikiem Zenera-Hllmna Z i dkształceniem emw pstaci: m = U Z w (37) gdzie: U i W - stałe. Wykreślając zależnść (37) w układzie lgarytmicznym ln m- l n Z wyznacza się stałe U i W. Wartść naprężenia uplastyczniająceg upm blicza się wtedy z zależnści: = A, exi -Q.OG RT (33) cr = arc sinh pm a (38) gdzie: Aj= a Natmiast dla dużej wartści naprężenia (np. w niskiej temperaturze) zależnść (32) przedstawin następując: Przedstawiny prgram kmputerwy [44] party jest na metdach analizy regresji liniwej, za pmcą której krk p krku rzwiązywane są równania (33) - (37). Dla każdeg materiału knieczna jest znajmść wartści apm i m zależnych d prędkści dkształcania i temperatury. P kreśleniu energii aktywacji wyznacza się parametr Zenera- Hllmna. gdzie: Aj=A 12 >fi- stała materiałwa. = A2 exp f-aog exp(/?0 (34) RT Zależnści (33) i (34) rzwiązan metdą graficzną przy zastswaniu analizy regresji. Prgram bliczeniwy ENER G Y 2.0 [44-^45] pzwala wyznaczyć wartść energii aktywacji Q raz stałych A, a, n. Wykreślając zależnść (33) w układzie lgarytmicznym ln ś - ln a m 50 51

28 5.3. Metdyka badań strukturalnych Badania metalgraficzne Badania metalgraficzne prwadzn na zgładach wyciętych z próbek plastmetrycznych prstpadle raz równlegle d si próbek dkształcanych d całkwiteg zerwania lub częściw d dkształcenia e c, e pm, i e ps (rys. 14 i 15). skręcaniu (rys. 15) z miejsc płżnych w bszarze płżnym w 0,65-0,75 prmienia próbki. W stępne ścienianie wyknan na szlifierkach mechanicznych i następnie trawin elektrlitycznie przy napięciu 21 V w elektrlicie składzie chemicznym: 10 bjętści butylgliklu; 1 bjętść kwasu nadchlrweg w temperaturze -10 C Ilściwa cena struktury 1 - zgład prstpadły d si próbki 2 - zgład równległy d si próbki 1 - zgład prstpadły d si próbki 2 - zgład równległy d si próbki 3 - cienkie flie Rys. 14. Schemat usytuwania zgładów metalgraficznych na próbkach plastmetrycznych dkształcnych d zerwania Fig. 14. Diagram f metallgraphic specimens lcatin n plastmetric specimens defrmed till rupture Rys. 15. Schemat usytuwania zgładów metalgraficznych na próbkach dkształcanych częściw Fig. 15. Diagram f metallgraphic specimens lcatin n partly defrmed plastmetric specimens Badania cech gemetrycznych mikrstruktury przeprwadzn na analizatrze brazu Mrphpericlr firmy M.S.2i sprzężnym z mikrskpem świetlnym Nepht 32 raz na półautmatycznym analizatrze brazu MOP AM0. Pmiary cech gemetrycznych substruktury wyknan na zdjęciach uzyskanych na transmisyjnym mikrskpie elektrnwym p wcześniejszej bróbce analizwaneg brazu. Niedmknięte, w wyniku trawienia, granice ziam reknstruwan przez perację clsing [144], a cechy gemetryczne ziam kreśln z wykrzystaniem prgramu kmputerweg NuBiP32 pracwaneg w Katedrze N auki Materiałach Plitechniki Śląskiej [145]. W badaniach użyt prgramy zawarte w pakiecie Mrf umżliwiające autmatyczne bliczenie pwierzchni 500 ziam każdeg analizwaneg zgładu. Obserwacje i pmiary ziam prwadzn na przekrju pprzecznym i wzdłużnym próbek p skręcaniu w bszarze 0,65+0,75 prmienia próbki. Analizie pddan zgłady równległe d si próbki plastmetrycznej. Dla badanych stali p dkształceniu plastycznym kreśln średnią średnicę i pwierzchnię ziam. Wyznaczn również współczynnik zmiennści płaskieg przekrju ziarna, współczynnik kształtu i w spółczynnik wydłużenia ziam uzupełniając pis mikrstruktury [ , 144, ]. W yznaczn następujące parametry gemetryczne mikrstruktury stali[ ,151]: Ze względu na niejednrdnść dkształcenia bserwacje na mikrskpie MeF 2 firmy - średnią średnicę ziarna D, im: Reichert przeprwadzan na jednym fragmencie w bszarze płżnym w 0,65+0,75 prmienia próbki [129]. W celu ujawnienia mikrstruktury stswan różne techniki trawienia. Dla stali Cr-Mn użyt dczynnik składzie chemicznym: 54 ml HF, 8 ml H N 0 3 i 38 ml H2O, natmiast stal C r-n i trawin elektrlityczne w 60% rztwrze wdnym - średnią pwierzchnię płaskieg przekrju ziarn A, jam2: HNO3; prąd gęstści 0,75mA/mm2. Czas trawienia dbieran indywidualnie dla każdej próbki (d 30 s d 150 s). Obserwację substruktury stali prwadzn na mikrskpie elektrnwym JEM 100B przy napięciu 100 kv stsując metdę cienkich flii. M ateriał d badań wycinan z próbki p 52 53

29 współczynnik kształtu : W szczególnści rzpatrywan: rzrst ziarna pdczas nagrzewania _ AjzA = T T (41) Zmiany średniej średnicy ziarna austenitu pdczas rzrstu w warunkach iztermiczneg wygrzewania najczęściej wyrażane są zależnścią [57, 108]: gdzie: - przyjmuje wartść 1 dla kła, dla biektów innym kształcie w przedziale (0-1); P- bw ód płaskieg przekrju ziarna; - współczynnik zmiennści płaskieg przekrju ziarna v(/f): S(A> ~ a (42) DI/p-D0,/p=k t exp {-Qv/RT} (44) Równanie (44) jest prawdziwe jeżeli materiał w badanym przedziale temperatury nie wykazuje skłnnści d tzw. anrmalneg rzrstu ziarn. Test przeprwadzny dla stali Cr-Mn i Cr-Ni pddanych ciągłemu nagrzewaniu lub iztermicznemu wygrzewaniu wskazuje na prces nrmalneg rzrstu (rys. 14). gdzie: 5(^)-em piryczne dchylenie standardwe pwierzchni płaskieg przekrju ziarna, - współczynnik wydłużenia ziarn Fereta S: stal CMVIn SI stal Cr-Ni r Fx S =y (43) y 3 ' gdzie: Fx y - średnice Fereta dpwiedni w kierunku si x i y, - rzkład częstści występwania przekrju ziarna i pdziania w funkcji pla przekrju dla 20 klas, - rzkład udziału pwierzchni względnej przekrju ziarn i subziarn w funkcji pla przekrju dla 20 klas m Mdelwanie mikrstruktury stali trudn dkształcalnej 1150/0,5 1150/1 1150/2 1200/0,5 1200/1 1200/2 1250/0,5 1251V1 1250/2 Temperatura, C /czas wygrzewanią h M dele mikrstrukturalne bejm ują przewidywaną w temperaturze pkjwej m ikrstrukturę i jej związek z pdstawwymi parametrami dkształcenia plastyczneg i czekiwanymi właściwściami materiału. Dane pmiarwe uzyskane w badaniach plastmetrycznych i metalgraficznych pzwliły na pracwanie pdstaw mdelwania m ikrstruktury stali trudn dkształcalnej. Rys. 16. Zmiany średniej pwierzchni płaskieg przekrju ziarna stali Cr-Mn i Cr-Ni w funkcji parametrów przesycania Fig. 16. Changes f the average surface f the plane sectin f grain in the investigated steels as a functin f slutin treatment parameters 54 55

30 umcnienie dkształceniwe, zdrwienie dynamiczne i rekrystalizacja dynamiczna pdczas dkształcania na grąc Przedstawine zstaną wyniki badań weryfikujące mdele mikrstruktury pdczas dkształcania na grąc stali trudn dkształcalnej raz wyniki prezentwane w pracach [55, 90, 102, ]. W szczególnści weryfikacji pddane zstaną zależnści: => pmiędzy warunkami dkształcania (T, e ), a pwierzchnią ziarna utwrzneg w prcesie rekrystalizacji dynamicznej ^ ( lu b Ds) i naprężeniem <jps (lub apm ); => pmiędzy warunkam i dkształcania (T, ś ), wyjściwą pwierzchnią ziarna A0 (lub D0) a dkształceniem uplastyczniającym sm: em= B *A lz -a (45) => wyznaczające średnią pwierzchnię płaskieg przekrju ziarna rekrystalizwaneg dynamicznie: A = B e aa 0b Z? (46) => wyznaczające średnicę pdziam p rekrystalizacji dynamicznej: 6. WYNIKI BADAŃ 6.1. Wpływ warunków dkształcania na naprężenie uplastyczniające stali austenitycznej Wartść maksymalna naprężenia uplastyczniająceg a pm stali Cr-Mn (rys. 17) zmniejsza się z pdwyższaniem temperatury dkształcania raz zwiększa ze wzrstem rzmiarów ziarna przed dkształcaniem. Zwiększenie prędkści dkształcania pwduje wzrst maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg a pm w badanym zakresie temperaturwym dkształcania (rys. 18)., K G b d, = (47) d s= a + b l g Z er = a + b L T p *s = a '+b'd? (48) => pmiędzy zmianami wartści naprężenia uplastyczniająceg płynięcia w stanie ustalnym ctps i średnią gęstścią dyslkacji p s. Zweryfikwane równania stanwiły element algrytmu d mdelwania mikrstruktury materiałów trudn dkształcalnych w prcesach dkształcenia na grąc Temperatura dkształcenia, C Rys. 17. Wpływ temperatury dkształcania i pwierzchni ziarna wyjściweg A na maksymalną wartść naprężenia uplastyczniająceg (Tpm stali Cr-Mn Fig. 17. Influence f temperature defrmatin and grain size n the maximum value f yield stress <Jpm f Cr-Mn steel 57

31 Dla stali Cr-Ni wpływ warunków dkształcania na zmiany maksymalnej wartści <jpm przedstawin na rys. 20. Przebieg zmiany naprężenia a pm raz uzyskiwane wartści dla prównywalnych warunków dkształcania wykazują niewielkie różnice z trzymanymi dla stali Cr-Mn. Różnice wartści a pm dla bydwu gatunków stali zm niejszają się w miarę pdwyższania temperatury dkształcania. Zwiększenie prędkści dkształcania próbek stali Cr-Ni, pdbnie jak stali Cr-Mn, w ywłuje przyrst wartści maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg crpm V Temperatura dkształcania, C Rys. 18. Wpływ temperatury i prędkści dkształcania na wartść naprężenia uplastyczniająceg apm stali Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1200 C Fig. 18. Influence f the temperature and speed f defrmatin Ś n the value f yield stress pm in Cr-Mn steel after slutin treatment frm 120(fC Tem peratura dkształcania jest czynnikiem najsilniej zmniejszającym naprężenie uplastyczniające. Zmiany te są szczególnie duże dla dkształcania w zakresie temperatury C. P przesycaniu z temperatury 1250 C bserwwan m ałą różnicę wartści maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg 0 pm w prównaniu d wartści a pm p przesycaniu z temperatury 1200 C (rys.19). Zmiany naprężenia a pm w funkcji parametrów dkształcania (T, k ) p przesycaniu stali z temperatury 1250 C (rys.20) są pdbne d pisanych dla materiału przesycaneg z Temperatura dkształcania, C Rys.19. Zmiany maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg pm w funkcji warunków dkształcania stali Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1250 C Fig. 19. Curse f changes f maximum yield stress apm as a functin f defrmatin parameters in Cr-Mn steel after slutin treatment frm 1250 C temperatury 1200 C (rys. 19). Czynnikiem silnie ddziałującym na wartść umcnienia w trakcie dkształcania jest prędkść dkształcania e. W zrst prędkści dkształcania pwduje zwiększenie wartści pm dla badaneg zakresu temperatury dkształcania (rys. 18), przy czym największy względny przyrst <jpm występuje w temperaturze 1100 C. Przy zwiększeniu prędkści dkształcania z 0,02 s' 1 d 0,23 s' 1 względny przyrst cjpm wynsi k. 64%. Przy dkształcaniu w temperaturze 800, 900 i 1000 C przyrst ten wynsi dpwiedni 17, 47 i k. 35%

32 Dla badanych gatunków stali austenitycznej zmiany wartści dkształcenia em dla maksymalnej wartści naprężenia uplastyczniająceg a pm wykazują pdbny przebieg z pdwyższeniem temperatury i zwiększeniem prędkści dkształcania (rys.21+23). Odkształcenie Em najczęściej maleje ze wzrstem temperatury dkształcania i wyraźnie zwiększa się przy wzrście prędkści dkształcania. Intensywnść umcnienia w stali Cr-Ni pdczas dkształcania jest znacznie niniejsza niż stali Cr-Mn. Dlateg wartść em jest 100%+150% większa niż stali Cr-Mn (rys.21 i 23). Temperatura dkształcania, C Rys.20. Oddziaływanie temperatury i prędkści dkształcania na maksymalną wartść naprężenia uplastyczniająceg apm stali Cr-Ni Fig.20. Influence f the temperature and speed f defrmatin n the maximum value f yield stress pm f Cr-Ni steel Temperatura dkształcania, C Rys.22. Wpływ temperatury skręcania i średniej pwierzchni ziarna wyjściweg na dkształcenie m stali Cr-Mn Fig.22. Influence f the temperature f slutin treatment and initial grain size n defrmatin in Cr-Mn steel Temperatura dkształcania, C Rys.21. Wpływ temperatury i prędkści dkształcania na zmiany dkształcenia d maksimum naprężenia uplastyczniająceg stali Cr-Mn Fig.2I. Influence f the temperature and speed f defrmatin n changes f defrmatin up t maximum yield stress E, in Cr-Mn steel 60 61

33 Temperatura dkształcania, C Rys.23. Wpływ parametrów skręcania na dkształcenie e stali Cr-Ni p przesycaniu z temperatury 1150 C Fig.23. Influence ftrsin parameters n ą defrmatin Cr-Ni Steel after slutin treatment frm 1150 C Rys.24. Zależnść 6 =f(a) dla stali Cr-Ni przesycnej z temperatury 1150 C/lh/w i skręcanej w temperaturze 1100 C z różną prędkścią Fig.24. Diagram f the dependence 0= f()fr Cr-Ni steel underging trsin at a temperature f 1100 C at varius speed Naprężenie i dkształcenie krytyczne (a c i ec) wyznaczn na pdstawie analizy krzywych ln = f(lna) i 0 = f(a), gdzie: =da/d - intensywnść umcnienia dkształceniweg. Styczna przyłżna d krzywej intensywnści umcnienia dkształceniweg stali (rys.24+26) pzwala wyznaczyć wartść naprężenia i dkształcenia krytyczneg. W stali Cr- Ni pczątek prcesów zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej austenitu (ctc) jest precyzyjnie kreślny przez wyraźną zm ianę kąta nachylenia stycznych d krzywych intensywnści umcnienia (rys.24 i 25). Miejsce na si dciętych, przy którym 0 siąga wartść 0, wyznacza maksymalne naprężenie uplastyczniające crpm (rys.25). N a rysunku 26 przedstawin wpływ wyjściwej pwierzchni ziarna austenitu na wartści naprężenia krytyczneg stali Cr-Mn. Przy stałych pzstałych parametrach dkształcania ze wzrstem rzmiarów ziarna austenitu zwiększają się wartści charakterystycznych naprężeń krytycznych ctcraz a pm. W tablicach zestawin wartści naprężeń i dkształceń krytycznych inicjujących prces zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn i Cr-Ni Naprężenie uplastyczniające p, MPa Rys. 25. Zależnść B = f()dla stali Cr-Ni p przesycaniu w temperaturze 1150 C/lh/w i skręcanej w zakresie temperatury 900^-1200 C z prędkścią dkształcenia =0,04s1 Fig.25. Diagram f the dependence 9 = f(a )f r Cr-Ni steel underging trsin in the range f temperatures f 900Jrl200 C at defrmatin speed =0,04s' 62 63

34 N ID JC TJ.2 c. 'c E 3 c Naprężenie uplastyczniające p, MPa Rys.26. Wpływ pwierzchni ziarna wyjściweg A na wartści krytyczneg naprężenia uplastyczniająceg ac i apm stali Cr-Mn dkształcanej w temperaturze 1100 C zprędkścią 0,23 s'1 Fig.26. Influence f the initial grain size A n the values f critical yield stress c and apm f r Cr-Mn steel underging defrmatin at a temperature f!100 C and speed f 0,23 s'1 Naprężenie i dkształcenie krytyczne, inicjujące prces zdrwienia dynamiczneg stali Cr-Mn p przesycaniu z 1200 C/1 h/w Tablica 9 Tablica 10 Naprężenie i dkształcenie krytyczne, inicjujące prces zdrwienia dynamiczneg stali Cr-Ni p przesycaniu z 1150 C/1 h/w Temp. Prędkść Napręż. Odkształ. Temp. Prędkść Napręż. Odkształ. dkształ. Odkształ. uplastycz. krytyczne dkształ. Odkształ. uplastycz. krytyczne C ś, s' 1 CTC, MPa 6C C k, s' 1 ctci MPa Ec 900 0, , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,04 Tablica 11 Naprężenie i dkształcenie uplastyczniające inicjujące prces rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn p przesycaniu z Temp. dkształ. C Prędkść Odkształ., s" C/lh/w Napręż, uplastycz. Opm, MPa Odkształ. Em 900 0, , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,21 Tablica 12 Naprężenie i dkształcenie uplastyczniające inicjujące prces rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Ni p przesycaniu z Temp. dkształ C Prędkść dkształ., S_ C/lh/w Napręż. uplastycz. crpm,mpa Odkształ , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,5 97 0, ,0 90 0, ,5 97 0,350 Na krzywych umcnienia stali Cr-Mn i Cr-Ni zaznaczn zakresy naprężenia, gdzie przeważają mechanizmy: umcnienia - I; zdrwienia dynamiczneg - II; raz zapczątkwany zstaje prces rekrystalizacji dynamicznej - III (rys.27 i 28). Płżenie i zakres pszczególnych stref (rys.27) wskazuje, że stal Cr-Mn jest materiałem silnie umacniającym się pd wpływem dkształcania z dminującym zdrwieniem dynamicznym raz niewielkim zakresem, gdzie pdstawwym mechanizmem zmiany mikrstruktury jest rekrystalizacja dynamiczna. Krzywe płynięcia stali Cr-Ni i Cr-Mn (rys. 29 i 30) m ają przebieg umcnienia i mięknięcia materiałów z pjedynczym maksimum naprężenia uplastyczniająceg. Ustalne płynięcie plastyczne świadczy zrównważeniu intensywnści umcnienia dkształceniweg i intensywnści zmian strukturalnych spwdwanych usuwaniem skutków dkształcenia (rys. 1- krzywa 2)

35 Temperatura dkszt., C/Prędkść dkszt., s'1 Rys.27. Obszary umcnienia, zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn przesycnej z temperatury 1200 C/lh/w i dkształcanej plastycznie na grąc w temperaturze 800, 900,1000 i 1100 C z prędkścią 0,02 i 0,23 s '1 Fig.27. Strengthening, recvery and dynamie recrystallizatin areas Cr-Mn steel underging slutin treatment frm 1200 C/lh/w and ht plastic defrmatin at a temperature 800, 900, 1000 and 1100 C and speed f 0,02 and 0,23 s'1 O d k s z t a ł c e n i e Rys.29. Wpływ prędkści dkształcania w temperaturze 1000 C stali Cr-Ni p przesycnej z 1150 C/lh/w na kształt i płżenie krzywych płynięcia Fig.29. Influence f the defrmatin speed at a temperature f 1000 C in Cr-Ni steel underging slutin treatment frm 1150 C/lh/w n the shape and lcatin f flw curves 1400 Prędkść dkszt., s 1 ra Q ,1 2.5 II- ZDROWIENIE III- REKRYSTALIZACJA N a p r ę ż e n ie u p la s t y c z n ia ją c e a p, M P a Rys.28. Obszary umcnienia, zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Ni przesycnej z temperatury U 50 C /lh/w i dkształcanej plastycznie na grąc w temperaturze 1100 C z różną prędkścią dkształcania Fig.28. Strengthening, recvery and dynamie recrystallizatin areas Cr-Ni steel underging slutin treatment frm 1150 C/lh/w and ht plastic defrmatin at 1100 C with different speed defrmatin 66 Odkształcenie e Rys.30. Wpływ prędkści dkształcania w temperaturze 1100 C stali Cr-Mn przesycnej z 1200 C/lh/w na kształt i płżenie krzywych płynięcia Fig.30. Influence f the defrmatin speed f Cr-Mn steel at a temperature f 1100 C after slutin treatment at a temperature 1200 C/lh/w n the shape and lcatin f flw curves 67

36 stali Cr-Mn - Q rd = 425,4 kj/ml dla temperatury skręcania C raz dla stali Cr-Ni - Q rd = 383,3 kj /ml dla temperatury skręcania C. Odkształcenie e Rys.31. Wpływ wyjściwych rzmiarów ziarna i prędkści dkształcania na charakterystyki dkształcania w temperaturze 800 C stali Cr-Mn p przesycaniu z 1200 i 1250 C/lh/w Fig.31. Influence f initial grain size and defrmatin speed n the characteristics f defrmatin at temperature 800 C Cr-Mn Steel after slutin treatment at a temperature 1200 and 1250 C/lh/w Analiza wpływu rzmiarów ziarna wyjściweg na płżenie i przebieg krzywych płynięcia plastyczneg przy skręcaniu w temperaturze 800 C (rys.31) wskazuje, że w stali Cr-Mn ze wzrstem pwierzchni ziarna nieznacznie maleje wartść naprężenia szczególnie w zakresie naprężeń większych d maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg pm. Oddziaływanie wyjściwej pwierzchni ziarna uwidacznia się wyraźnie pdczas dkształcania w temperaturze intensywnej rekrystalizacji dynamicznej (1000 i 1100 C). Na przykład pdczas dkształcania stali Cr-Mn w temperaturze 1000 C bserwuje się, że wzrst pwierzchni ziarna A pwduje zwiększenie naprężenia uplastyczniająceg a p przy jednakwych wartściach dkształcania e (rys.32). Zwiększenie naprężenia dla stali większej pwierzchni ziarna - p przesycaniu z temperatury 1250 C - wynsi k % w prównaniu d wartści naprężenia a p stali mniejszej pwierzchni ziarna - p przesycaniu z temperatury 1200 C. Energię aktywacji zdrwienia dynamiczneg bliczn na pdstawie danych zawartych w tablicy 9 i 10 z wykrzystaniem prgramu ENERGY 2.0 i wynsi na dpwiedni Q Zd= 344,5 kj/ml stali Cr-Mn raz Qzd= 292,4 kj /ml stali Cr-Ni. Natm iast dane z tablic 11 i 12 były pdstaw ą d kreślenia energii aktywacji prcesu rekrystalizacji dynamicznej i dla 68 O d k s z t a ł c e n i e e Rys.32. Wpływ wyjściwych rzmiarów ziarna i prędkści dkształcania na charakterystyki dkształcania w temperaturze 1000 C stali Cr-Mn p przesycaniu w temperaturze 1200 i 1250 C/lhJw Fig.32. Influence f initial grain size and defrmatin speed n the characteristics at temperature 1000 C Cr-Mn steel after slutin treatment at a temperature 1200 and ł250 C/lh/w Zmiana temperatury przesycania stali Cr-Mn w isttny spsób zmienia wartści parametrów zależnych d energii aktywacji Q0- W tablicy 13 zestawin wartści energii aktywacji Qg i stałych w równaniu (32). Energia aktywacji dkształcenia na grąc Qc stałe w równaniu 32 stali Cr-Mn przesycanej z różnej temperatury Tablica 13 Gatunek stali Temperatura Energia Stałe w równaniu 32 przesycania aktywacji a n A [ C] Qg [kj/ml] [1/MPa] [l/s] ,3 0, ,35 1,04x10 '4 Cr-Mn ,4 0, ,19 3,6 4 x l0 t) ,2 0, ,66 7,5 6 x l0 lt> Wartści parametru Zenera-Hllmna Z w zależnści d temperatury i prędkści dkształcania stali Cr-Mn przedstawin w tablicy 14, natmiast stali Cr-Ni w tablicy

37 Wartści parametru Z w funkcji temperatury i prędkści dkształcania Temp. dkszt., C stali Cr-Mn Prędk. dkszt. E, s Parametr Z s' 1 Tablica 14 Tablica 15 lnz 900 0, E+17 39, ,24E+18 43, ,3 9,41E+18 43, ,3 1.66E+19 44, ,23 5,49E+16 38, ,39E+17 40, ,3 3,10E+17 40, ,3 5.49E+17 40, ,02 2,59E+14 33, ,23 2,98E+15 35, E+16 37, ,3 1,68E+16 37,4 Wartści parametru Z w funkcji temperatury i prędkści dkształcania Temp. dkszt., C Prędk. dkszt. e, s' 1 stali Cr-Ni Parametr Z s' 1 lnz ,004 9,55E+14 34, , E+16 36, ,45 1,07E+17 39, ,5 3,58E+17 40, E+17 40, ,043 5,57E+14 33, ,45 5,83E+15 36, ,5 1.94E+16 37, ,5 3,24E+16 38, ,45 4,7E+14 33, ,5 1.57E+15 35, E+15 35,3 Zależnść maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg a pm stali Cr-Ni d parametru Zenera-Hllmna, czyli skrygwaną ze względu na temperaturę prędkścią dkształcania przedstawin na rys.33. W układzie lgarytmicznym trzymana liniwa zależnść ma pstać: ln a pm= 0,096 lnz+0,47 (49) 6.2. Odbudwa mikrstruktury pdczas i p dkształceniu na grąc Zmiany zachdzące w mikrstrukturze stali Cr-Mn bserwwan na przekrju wzdłużnym próbek plastmetrycznych (rys.34+37). Mikrstruktura stali p dkształceniu w temperaturze 800 C charakteryzuje się wydłużnym ziarnem austenitu wzrastającym w trakcie dkształcania ze wzrstem prędkści (rys.34 i 35). Ziarna równsiwe w rdzeniu ulegają zniekształceniu. Zwiększenie prędkści dkształcania spwdwał zmniejszenie pwierzchni ziam w płaszczyźnie prstpadłej d si symetrii próbki plastmetrycznej (rys.40). Pdwyższenie temperatury dkształcania d 1000 C prwadzi d częściwej rekrystalizacji stali Cr-Mn. W strefie przy pwierzchni zewnętrznej próbki ziarna ulegają całkwitej rekrystalizacji p dkształcaniu z prędkścią 0,23 s' 1(rys.36). Widczne są drbne równsiwe ziarna austenitu. W bszarze d si próbki d kł 0,5 prmienia mikrstruktura jest częściw zrekrystalizwana - złżna z bardz drbnych ziam bk wydłużnych ziam niezrekrystalizwanych. Niejednrdną drbnziarnistą mikrstrukturę austenitu stwierdzn na przekrju pprzecznym próbek dkształcanych w temperaturze 1100 C (rys.37). Stpień ujednrdnienia rzmiarów ziam zależy d prędkści dkształcania raz płżenia bszaru mikrstruktury na przekrju pprzecznym. Przy prędkści dkształcania 0,23 s' 1ziarna najmniejszych rzmiarach bserwwan w płwie prmienia próbki. Grupwanie się dyslkacji w strukturę plignalną (rys. 38b) wskazuje na zaawanswany prces zdrwienia dynamiczneg. Działające naprężenie raz wyska temperatura sprzyjają pwstawaniu układów plignalnych. W próbkach dkształcanych aż d zerwania w temperaturze 800 C występwały pnadt wąskie bliźniaki dkształcenia i szeregwe układy dyslkacji (rys.39). W idczne są wyraźne efekty wzrstu zdefektwania ziam stali Cr-Mn i Cr-Ni przy wzrście prędkści dkształcania (rys.40) przy jednczesnym twrzeniu się dyslkacyjnej struktury kmórkwej i subziam z m ałą gęstścią dyslkacji (rys 41). W bszarach znacznej gęstści defektów na styku granic subziam pjawiają się zardki nwych zrekrystalizwanych ziam. N a rysunku 42 zestawin braz zardkwania i wzrstu ziarna w Rys.33. Zależnść maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg d parametru Zenera-Hllmna stali Cr-Ni Fig.33. Dependence f maximum yield stress n the Zener-Hllmn parameter f r Cr-Ni steel In z 70 71

38 K) R D Z E Ń P O W IE R Z C H N IA Rys. 34. Mikrstruktura próbki plastmetrycznej stali Cr-Mn przesycnej z 1200 V i dkształcanej w temperaturze 800 C z prędkścią 0,02 s'1 Fig. 34. Mikrstructure f a plastmetric specimen Cr-Mn steel underging slutin treatment frm 1200 C and trsin at a temperature f800 C and a speed f 0,02 s'1 \ > V :- - Y A \ : % r --' ^ T» -~ f L ^ S' ' XV vl" ' ~ ' V. - V. X ' ' ' L. f - - ', ' - ' ' " * R D Z E Ń * v, 5 C " *, O f - > *. P O W IE R Z C H N IA Rys. 35. Mikrstruktura próbki plastmetrycznej stali Cr-Mn przesycnej z 1200%: i dkształcanej w temperaturze w temperaturze 800 C z prędkścią 1,3 s ' Fig. 35. Mikrstructure f a plastmetric specimen Cr-Mn steel underging slutin treatment frm 1200 C and trsin at a temperature f800 C and a speed f 1,3 s'1 b C-d"'v r s ^gsjs *X "S i -N ; -f"ms :!*5r < n V '.. v k t l V7ŚS - R D Z E Ń P O W IE R Z C H N IA /?y.y J<5. Mikrstruktura próbki plastmetrycznej stali Cr-Mn przesycnej z 1200 C i dkształcanej w temperaturze w temperaturze 1000 C z prędkścią 0,23 s'1 Fig. 36.Mikrstructure f a plastmetric specimen Cr-Mn steel underging slutin i treatment trtrntmpnt frm 1200 C /?00 (~' and nnrl trsin tnrvinn at nt a temperature f1000 C and a speed f 0,23 s'1 v V Y ; n c " ~ ' ~ b r T ' * -1 UJ 7 A v-' V? : 1 ' \ l i...; f - v t \ 1 > V < \ ; - > W P O W IE R Z C H N IA ^^.57. Mikrstruktura próbki plastmetrycznej stali Cr-Mn przesycnej / z 1200 C i dkształcanej w temperaturze w temperaturze 1100 C z prędkścią 0,23 s~ Fig. 37. Mikrstructure f a plastmetric specimen Cr-Mn steel underging i imft slutin r/i/1 / f/vi Mtrntmvit treatment frm n*/im 1200 C / ~) and trsin at a temperature /1/ f 1100 C I 1r\f\ n and a speed f 0,23 s 1

39 Rys.38. Mikrstruktura stali Cr-Mn dkształcanej w temperaturze 800 C z prędkścią =0,02 s'1: a) zdefektwanie wewnątrz ziarn austenitu; b) bliźniaki dkształcenia zróżnicwanej gęstści dyslkacji Fig. 38. Micrstructure f Cr-Mn steel after defrmatin at a temperature f800 C and a speed f 0,02 s '. a) example f a defect inside austenite grain; b) defrmatin twins f diversified dislcatin density Rys.39. Mikrstruktura stali Cr-Mn dkształcanej d zerwania w temperaturze 800 C z prędkścią 0,02s'1. Bliźniaki dkształcenia i szeregwe układy dyslkacji w austenicie Fig.39.Micrstructure Cr-Mn steel after defrmatin prcess till rupture at 800 C and a speed f 0,02 s'1. Defrmatin twins and series systems f dislcatin in austenite Rys.40. Krzywe płynięcia plastyczneg stali Cr-Mn i zmiany mikrstruktury austenitu pdczas dkształcania w temperaturze 800 C z prędkścią : a) 1,3 s'1, b)0,23 s'1, c) 0,02 s 1 Fig.40. Curves fplastic flw f Cr-Mn steel and changes in the austenite structure at defrmatin at 800 C. prcesie rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn (EBU k. 50 mj/m2 [154]) dkształcanej w temperaturze 900 C. Liczbami znaczn klejne subziama, pmiędzy którymi wyznaczan wartść kąta dezrientacji. Rzrst zardka nweg ziama dbywa się pprzez wspinanie dyslkacji w granicach sąsiednich subziam (D,,, i ich kalescencję. Kalescencja subziam jest pdstawwym mechanizmem zardkwania ziam przy rekrystalizacji dynamicznej w stali Cr-Mn. W stali Cr-Ni (EBU k. 20 mj/m2) [154] zardkwanie nwych ziam i rzrst w prcesie rekrystalizacji dynamicznej dbywa się pprzez migrację granic ziam dużeg kąta (rys.41b, rys. 43), ja k również w wyniku kalescencji subziam. Rys.41. Zardkwanie nwych ziarn (NZ)na granicy ziarn pierwtnych: a) mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu d zerwania w temperaturze 900 C z prędkścią 0,02 s'1; b) mikrstruktura stali Cr-Ni p dkształceniu w temperaturze 900 C z prędkścią 0,46 s'1 Fig.41. Nucléatin f new grain n the grain bundary: a) micrstructure Cr-Mn Steel after defrmatin till rupture at 900 C a speed f 0,02 s'1 b) micrstructure Cr-Ni steel after defrmatin at 900 C and a speed f0,46 s" 74 75

40 Dynamiczna rekrystalizacja w całej bjętści próbki zachdzi pdczas dkształcania plastyczneg stali Cr-Mn w zakresie temperatury i stali Cr-Ni w temperaturze C. Granice ziam są wydłużne i pfałdwane, twrząc charakterystyczne zęby piły (rys.44) już przy niewielkim dkształceniu stali Cr-Mn i Cr-Ni dpwiedni 6 = 0,1 i 0,2. Rys.44. Mikrstruktura stali: a)cr-mn p dkształceniu =0,11 w 1000 C; b) Cr-Ni p dkształceniu e=0,2 w 1000 C. Widczne pfałdwanie granic ziam austenitu Fig.44. Micrstructure f a Steel: a) Cr-Mn after defrmatin e=0,l 1 at 1000 C; b) Cr-Ni after defrmatin e=0,2 at 1000 C.Crrugatin f austenite grain bundaries Rys.42. Zardkwanie i rzrst ziarna (NZ) w prcesie rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn p dkształceniu w temperaturze 900 C z prędkścią = 0,02 s'1 Fig. 42. The nucléatin and grain grwth in dynamie recrystallizatin f Cr-Mn steel after defrmatin at a temperature 900 C a speed f 0,02 s'1 Pstrzępienie granic ziam zwiększa się, gdy temperatura T wzrasta a prędkść dkształcania zm niejsza się. Te charakterystyczne granice tw rzą się w wyniku ddziaływania pmiędzy granicami ziam i granicami subziam, kiedy dkształcenie zwiększa się. Subziama rzprzestrzeniają się z bszarów granic ziam d śrdka ziarna. Granice subziam zwiększają dezrientację i prwadzą d zardkwania dynamicznie rekrystalizujących ziam (rys.45). Taka pszarpana i pstrzępina granica ma kilka wystających "zębów", które ulegają granicznemu dkształceniu [93]. W ewnątrz ziam M igracja G Z bserwuje się charakterystyczne etapy przebudwy struktury dyslkacyjnej (rys.46): a - anihilacja; b - wspinanie; c - plignizacja. Na granicach starych ziam pjawiają się nwe zrekrystalizwane ziarna p dkształceniu e = 0,22 dla stali Cr-Mn (rys. 46) i e = 0,4 dla stali Cr-Ni (rys. 47). Nwe ziarna d granic przemieszczają się d wnętrza zniekształcnych ziam pierwtnych, lecz trudn wyróżnić Rys.43.Migracja granic ziam (GZ) austenitu raz kalescencja granic subziam (GS) stali Cr-Ni w prcesie rekrystalizacji dynamiczne p dkształceniu w temperaturze 900 C z prędkścią :a) 0,04 s'1, b) 0,43 s'1 Fig.43. Migratin f grain bundaries (GZ) f austenite and calescence f subgrain bundaries (GS) in Cr-Ni in dynamic recrystallizatin after defrmatin at a temperature 900 C a speed f: a) 0,04 s'1, b) 0,43 s'1 typwy frnt rekrystalizacji jaki najczęściej występuje pdczas statycznej rekrystalizacji. Jest t kalescencja subziam, a nie zardkwanie i rzrst nwych zardków

41 [ M igracja GZ d) 160x... e) 400x f) 400x Rys.47. Mikrstruktura stali Cr-Ni p przesycaniu z 1150X: i dkształcaniu (1100 C/0,46s ): a) i d) e= 0.2, b) i e) = 0.4, c) if) e = 1,2 Fig.47. Micrstructure f Cr-Ni steel after slutin treatment frm temperatures f I150 C and during trsin test (1100 C/0,46s ): a and d) = 0.2, b) and e) = 0.4, c) and f) =1,2 Rys.45. Mikrstruktura stali: a) Cr-Ni, =0,04 s '; b) Cr-Mn, =0,02 s. Zardkwanie nwych zrekrystalizwanych ziarn w trakcie dkształcania na grąc w temperaturze 1000 C d dkształcenia er Fig.45. Micrstructure f a steel: a) Cr-Ni, =0,04 s ', b )Cr-Mn, = 0,02 s '. Nucléatin f new recrystallized grain in curse f ht defrmatin at a temperature 1000 C t % Rys.48. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu =0.57 w temperaturze 1100 C z prędkścią =0,23 s Fig.48. Micrstructure f Cr-Mn steel after defrmatin e=0.57 at temperature 1100 C at speed =0,23 s'1 Rys. 49. Mikrstruktura stali Cr-Ni p dkształceniu =0,7 w temperaturze 1100 C z prędkścią =0.46 s Fig. 49. Micrstructure f Cr-Ni steel after defrmatin =0.7 at temperature 1100 C at speed =0,46 s'1 Dla dużych dkształceń e=0,5+0,7 bserwuje się pnwny wzrst zdefektwania Rys. 46. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu w 1000 C z prędkścią = 0,02 s'1: a) C=0,11; b) ep=0,22; c) e, =0,66.Przebudwa struktury dyslkacyjnej Fig.46. Micrstructure f a steel Cr-Mn after defrmatin at a temperature 1000 C a speed f =0,02 s'1: a).=0,11; b),=0,22; c) e, =0,66 wewnątrz ziam wcześniej zrekrystalizwanych pprzez zwiększenie gęstści dyslkacji (rys.48+49) raz ich zniekształcenie; w efekcie twrzą się bliźniaki dkształcenia (rys.50). W yraźne pfałdwania i migrację wtórnych granic ziam zrekrystalizwanych (rys.51a) raz 78 79

42 zm ienną gęstść dyslkacji w brębie subziam (rys.51b) bserwwan dla najwyższej temperatury dkształcania stswanej w eksperymencie. Rys. 50. Mikrstruktura stali Cr-Ni p dkształceniu =0,66 w temperaturze 1100 C z prędkścią =0,46s''. Bliźniaki dkształcenia dyslkacyjna struktura kmórkwa Fig. 50. Cr-Ni micrstructure after defrmatin =0,66 at a temperature f 1100 C at speed =0,46s. In austenite defrmatin twins and cellular dislcatin structure Rys.52. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu =1,2 w temperaturze 1000 C. Ziarna pierwtne (P) i zrekrystalizwane dynamicznie (RD) Fig.52. Cr-Mn steel micrstructure after defrmatin = 1,2 at I000 C. Primary grain (P) and dynamically recrystallized (RD) Rys.53. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu =1,2 w temperaturze 1000 C. Struktura zrekrystałizwana dynamicznie (RD) Fig.53. Cr-Mn steel micrstructure after defrmatin = 1,2 at 1000 C. Dynamically recrystallized (RD) structure Prces stpniw pjawia się w całej bjętści ziarn (rys.53), bez wyraźnej granicy przemieszczania się frntu rekrystalizacji, jak pdczas rekrystalizacji statycznej. Mikrstrukturę p prcesie całkwitej rekrystalizacji przedstawin na rysunku 54. Częściw wytrawiły się granice ziarn pierwtnych bserwwane szczególnie wyraźnie p zestawieniu brazów mikrstruktury tej samej strefy dkształcanej próbki plastmetrycznej w bu prstpadłych płaszczyznach. Mżliwe jest więc prównanie kształtu i rzmiarów ziam dkształcnych raz zrekrystalizwanych. Rys.51. Mikrstruktura stali Cr-Ni p dkształceniu = 1,2 w temperaturze 1200 C z prędkścią E =0,04 s ' : a) lkalne pfałdwanie granic ziarn; b) zmienna gęstść dyslkacji Fig.5I. Cr-Ni steel micrstructure after defrmatin = 1,2 at temperature I200 C at speed = 0,04 s'1: a) lcally creased grain bundaries: b) different dislcatins density Zardkwanie pdczas rekrystalizacji dynamicznej bejmuje w pczątkwej fazie pierwtne granice ziarn dkształcnych (rys.52). W kół granicy ziarna dkształcneg tw rzą się w ielkrtnie mniejsze ziarna zrekrystalizwane regularnym kształcie. Rys.54. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu e= 1,2 w temperaturze I000 C: a) przekrój pprzeczny; b) przekrój wzdłużny. Wytrawine ślady płżenia pierwtnych granic (GP) ziarna austenitu Fig.54. Cr-Mn steel micrstructure after defrmatin = 1,2 at 1000 C. Etched traces f the lcatin f primary bundaries GP f austenite grain 80 81

43 Prcesy dynamiczne cechuje wzajemnie się nakładająca ciągłść umacniania (zwiększenie zdefektwania) i mięknięcia. W mikrstrukturze stali Cr-Mn bserwwan kształtwanie się wydłużnych układów dyslkacji twrzących zarys granic plignalnych (rys.55). Prces przebudwy mikrstruktury rzpczyna się d pnwnej anihilacji dyslkacji, pwstawania dyslkacyjnych granic subziam, wspinania się dyslkacji w tych granicach i kalescencji subziam. Krtnść takiej przebudwy uzależnina jest d prędkści dkształcania. Im mniejsza prędkść dkształcania, tym więcej klejnych cykli umacniania i mięknięcia stali zachdzi w zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg. Rys. 55. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu (e j w temperaturze 1I00 C z prędkścią 0,23 s'1. Pnwny wzrst zdefektwania ziarna austenitu w trakcie dkształcania na grąc Fig.55. Cr-Mn steel micrstructure after defrmatin (e j at 1100 C and a speed f 0,23s. Image f reiterated grwth f Ihe defect f austenite grain in curse f ht defrmatin 6.3. Zmiana cech gemetrycznych ziarna stali austenitycznej p dkształcaniu na grąc Zmiana średniej pwierzchni ziarna płaskieg stali Cr-Mn i Cr-Ni zależy d temperatury i prędkści dkształcania (rys.56 i 58 i tabl.16+18). W stanie wyjściwym p przesycaniu z temperatury 1200 C/lh/w średnia pwierzchnia ziarna austenitu badanej stali Cr-Mn i Cr-Ni wynsi k im 2. P przesycaniu stali Cr-Mn z 1250 C/lh/w zwiększa się d k (im2. P dkształceniu w temperaturze 800 i 900 C średnia pwierzchnia ziam austenitu zmniejsza się kł dwa razy (p przesycaniu z 1200 C d k (im2). Średnia pwierzchnia ziarna stali dkształcanej w 1000 C z prędkścią 0,02 s' 1 jest k. 30 razy mniejsza, natmiast p przesycaniu z 1250 C k. 100 razy mniejsza d pwierzchni ziarna wyjściweg. Pdwyższanie temperatury dkształcania prwadzi d wzrstu rzmiarów ziam zrekrystalizwanych i p dkształceniu w 1100 C średnia pwierzchnia ziarna zmniejsza się d 6 d 20 razy w prównaniu z ziarnem wyjściwym. Zwiększenie prędkści dkształcania przy ustalnych pzstałych parametrach prcesu wpływa również na rzdrbnienie ziarna austenitu zarówn w stali Cr-Mn (rys.57), jak i w stali Cr-Ni (rys.57 i 59). T e m p e ra tu ra d k s z ta łc a n ia, C Rys. 56. Zmiana średniej pwierzchni ziarna, A stali Cr-Mn różnych rzmiarach ziarna wyjściweg dkształcanej d zerwania w temperaturze C z prędkścią 0,02 s'1 Fig. 56. Change f the average surface f grain, A Cr-Mn steel defrmed at temperature C and a speed f 0,02 s'

44 Tablica 16 Średnia pwierzchnia ziarna A stali Cr-Ni przesycnej z 1150 C w zależnści d temperatury i prędkści dkształcania. Wyjściwa średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna 6053pm Prędkść Odkształcani a, s 1 Ś rednia pw ierzchnia ziarna A, fim2 Temperatura dkształcania, C , , , , ,02/0,04 0,23/0,46 1,3/1,1 2,1/2,5 Prędkść dkształcania, s'1 Rys. 57. Wpływ prędkści dkształcania na zmiany średniej pwierzchni ziarna, A stali Cr-Mn i Cr-Ni przy prównywalnej pwierzchni ziarna wyjściweg p dkształceniu w 1100 C Fig.57. Influence f the defrmatin speed n changes f the average grain surface, A in Cr-Mn and Cr-Ni steels after defrmatin at 1100 C Tablica 17 Średnia pwierzchnia ziarna A stali Cr-Mn przesycnej z 1200 C w zależnści d temperatury i prędkści dkształcania. Wyjściwa średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna 5901urn2 Prędkść Ś rednia pw ierzchnia ziarn a A, dkształcania Temperatura dkształcania, C e, s' , , , , Tablica 18 Średnia pwierzchnia ziarna A stali Cr-Mn przesycnej z 1250 C w zależnści d temperatury i prędkści dkształcania. Wyjściwa średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna 20326pm2 Prędkść Średnia pw ierzchnia ziarna A, jim 2 dkształcania Temperatura dkształcania, C, s '] , , Temperatura dkształcania, C Rys.58. Zmiana średniej pwierzchni ziarna, A stali Cr-Ni dkształcanej z prędkścią 0,04 s'1 w zależnści d temperatury dkształcania Fig. 58. Changes f the average grain surface, A in Cr-Ni steel defrmed at a speed f 0,04 s ' as a functin f defrmatin temperature 84 Odkształcanie stali Cr-Ni w temperaturze 1200 C pwduje stpniwy rzrst ziam zrekrystalizwanych dynamicznie d k.1650 (im2 pdczas dkształcania z prędkścią 0,04 s. Ze wzrstem prędkści dkształcania następuje zmniejszenie rzmiarów ziarna szczególnie przy dkształcaniu stali Cr-Ni w temperaturze 1200 C (rys.59). W całym zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg d dkształcenia eps d zerwania próbek badanej stali rzmiary ziarna 85

45 utwrzneg w wyniku rekrystalizacji dynamicznej nie zależą praktycznie d dkształcenia e a tylk d warunków dkształcania (T, e ). Temperatura dkształcania, C Rys. 59. Zmiany średniej pwierzchni ziarna A stali Cr-Ni w funkcji parametrów dkształcania Fig.59. Changes f the average grain surface A in Cr-Ni steel as a functin f defrmatin parameters Zmiany rzmiarów ziarna stali Cr-Mn i Cr-Ni różnej pwierzchni ziarna wyjściweg przedstawin na rys.60. Pdczas rekrystalizacji dynamicznej w temperaturze 1000h-1100 C uzyskan praktycznie pdbne rzmiary ziarna niezależnie d pwierzchni ziarna wyjściweg badanych gatunków stali austenitycznej. Temperatura dkształcania, C Rys. 60. Zmiana średniej pwierzchni ziarna A stali Cr-Mn i Cr-Ni dkształcanych d zerwania w zbliżnych parametrach dkształcania (T, ) Fig.60. Cmparisn f changes f the average grain surface A in Cr-Mn and Cr-Ni steels defrmed in similar cnditins (T, ) Zmiany wartści średnieg współczynnika kształtu, ziam austenitu w zależnści d temperatury i prędkści dkształcania stali Cr-Mn w prównaniu d współczynnika materiału wyjściweg przedstawia rys.61 i tabl. 19. Tablica 19 Wpływ temperatury i prędkści dkształcania na wartść współczynnika kształtu (Ę)ziam stali Cr-Mn przesycanej z 1200 C/1 h/wda. Dla stali p przesycaniu,= 0,594 Prędkść dkształcania łz ^»s ' 1 W spółczynnik kształtu z iarn Temperatura dkształcania, C ,02 0,522 0,512 0,628 0,577 0,23 0,520 0,487 0,614 0,574 1,30 0,516 0,493 0,614 0,574 2,10 0,515 0,434 0,615 0,572 stan w yjściw y. Temperatura dkształcania, C Rys.61. Zmiana współczynnika kształtu ziarn t; w funkcji temperatury dkształcania stali Cr-Mn przesycanej z temperatury 1200 i 1250 C dla stałej prędkści dkształcania =0,02 s'1 Fig.61. Changes f a dimensinless index f grain shape t;as a functin^jf defrmatin temperature in Cr-Mn steel fr cnstant defrmatin speed =0,02 s'

46 N a rysunku 62 przedstawin przykład mikrstruktury stali Cr-Mn różnej wartści współczynnika kształtu ziam Ę,. Analiza zmian średniej wartści bezwymiarweg współczynnika kształtu C, (rys.61) wskazuje na niewielkie zmiany kształtu ziam w trakcie dkształcania. Zwiększenie prędkści dkształcania w temperaturze 800 i 900 C prwadzi d zmniejszenia wartść średniej współczynnika kształtu ziam d 0,522 d 0,434. Współczynnik kształtu ziam ę zmienia się nieznacznie (d 0,628 d 0,614) p dkształceniu w temperaturze 1000 C. Natm iast p dkształceniu w temperaturze 1100 C wartści współczynnika kształtu są zbliżne d wartści, stanu wyjściweg (p przesycaniu,=0,59). Pzstaje t jednak w sprzecznści z brazami mikrstruktury (rys.62), na pdstawie których mżna wniskwać, że zmiany kształtu ziam są zdecydwanie większe. Dpier analiza rzkładu wartści w spółczynnika kształtu w yjaśnia tę pzrną sprzecznść. Współczynnik kształtu ziarn, Rys.63. Rzkład współczynnika kształtu ziarn ł; stali Cr-Mn dkształcanej z prędkścią 0,23 s'1 w zakresie temperatury % Fig.63. Distributin f shape index ł; in Cr-Mn steel underging defrmatin at a speed f 0,23 s' at range f temperature % Inny rzkład współczynnika kształtu ziam i; uzyskuje się uwzględniając częstść występwania pszczególnych ziam w danej klasie (rys.64). Następuje wyraźne 800 C /2,ls =0, C/2,ls ą=0, C/2,ls ą=0,572 Rys.62. Mikrstruktura stali Cr-Mn dkształcanej w 800, dkształcaneg i zrekrystalizwaneg 1000 i 1100%. Zmiana kształtu ziarna Fig. 62. Cr-Mn steel micrstructure after defrmatin at a temperature 800, 1000 and 1100%. Changes f the index f shape defrmed and recrystallized grain W materiale wyjściwym pnad 30% pwierzchni ziam na płaskim przekrju wykazuje współczynnik kształtu ~0.6 (rys.63). P dkształceniu i rekrystalizacji następuje zróżnicwanie współczynnika kształtu. W artści maksymalne zm niejszają się i m ieszczą w przedziale %. zróżnicwanie ułamka pwierzchni i częstści występwania ziam ustalnym współczynniku kształtu E, w materiale p rekrystalizacji - szczególnie p dkształceniu przy 1100 C (rys.65) przy prównywalnych udziałach ziama współczynniku kształtu,=0,65 zarówn w rzkładzie ułamka pwierzchni (rys.63), jak i częstści występwania (rys.64) w materiale p przesycaniu. P takim dkształceniu występuje duż ziam (10+19% w kilku sąsiednich klasach) współczynniku kształtu ziam a d 0,32 d 0,51. Analiza rzkładu współczynnika kształtu ziam, wykazuje (rys.65), że przy małych zmianach wartści średnich (tabl. 19 i rys. 61) zmiany w pszczególnych rzmiarach ziama są zasadnicz różne. Pwstaje ppulacja ziam kształcie wydłużnym raz kształcie zwartym. Ptwierdza t pnwne zniekształcanie ziam zrekrystalizwanych

47 Zmiany współczynnika zmiennści średnieg pla płaskieg przekrju ziarna v(a) bu 0,3 c1 ra N r 0,25 c m5 0,2 Q. w Ifl 0,15 > - -<0 0,1 S' 0, ,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,7 0,8 Rys. 64. Rzkład współczynnika kształtu ziarn temperatury C Współczynnik kształtu ziarn \ Temperatura dkształcania, C 800 C 900 C 1000 C 1100 C Stan wyjść. stali Cr-Mn dkształcanej z prędkścią 0,23 s~' w zakresie Fig.64. Distributin f shape index in Cr-Mn steel underging defrmatin at a speed f 0,23 s'1 at range f c r N "E.c DJ <D 5 a JX. a (0 temperature C 0,46 0,55 0,64 Współczynnik kształtu ziarn Prędkść dkszt., s'1 0,02 0,23 Stan wyjściwy Rys.65. Rzkład współczynnika kształtu ziarn S, stali Cr-Mn dkształcanej z prędkścią 0,02 i 0,23 s'1 w temperaturze 1100 C Fig.65. Distributin f shape index Ę, in Cr-Mn steel underging defrmatin at a speed f 0,02 and 0,23 s' at a temperature 1100 C gatunków badanej stali w funkcji parametrów dkształcania przedstawin na rys.66 i 67 raz w tabl. 20 i 21. W artść współczynnika zmiennści stali Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1200 C wynsi 98%. P dkształcaniu w temperaturze 800 i 900 C następuje wzrst współczynnika zmiennści (d 124 d 144%). W zakresie rekrystalizacji dynamicznej bserwwan pczątkw zmniejszenie współczynnika v(a) d k.100% p dkształcaniu w temperaturze 1000 C i następnie pnwny wzrst d 170% dla temperatury 1100 C, lecz tylk przy najmniejszej prędkści dkształcania. P przesycaniu z temperatury 1250 C uzyskan wartść współczynnika zmiennści pwierzchni ziarna v k. 125% (tab. 22). Przy dkształcaniu zmiany wartści współczynnika v są zbliżne d wartści stali Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1200 C. Tablica 20 Wpływ temperatury raz prędkści dkształcania na wartść współczynnika zmiennści średnieg pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna v(a) stali Cr-Mn p przesycaniu z 1200 C. P przesycaniu współczynnik vf A) = 98% W spółczynnik zm iennści pla pw ierzchni m(a), % Temperatura dkształcania, C U , Tablica 21 Wpływ temperatury raz prędkści dkształcania na wartść współczynnika zmiennści v(a) średnieg pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna stali Cr-Ni p przesycaniu z 1150 C. P przesycaniu współczynnik v(a) =120% W spółczynnik zm iennści pla pw ierzchni \{A), % Temperatura dkształcania, C 0 :j04 '

48 Tablica 22 Wpływ temperatury raz prędkści dkształcania na wartść współczynnika zmiennści v(a) średnieg pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna stali Cr-Mn p przesycaniu w temperaturze 1250 C. P przesycaniu współczynnik v(a) =125 % Temperatura dkształcania, C W spółczynnik zm ienn ści pla pw ierzchni v(a), % jdkształcama.' c, s r ~ j W spółczynnik zmiennści średnieg pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna stali Cr- Ni p przesycaniu z 1150 C wynsi 120%. Ze zwiększeniem prędkści dkształcania w danej temperaturze wartść współczynnika v(a) przeważnie wzrasta (rys.67). Jest t pdstawwa różnica w prównaniu d zmian współczynnika v(a) stali Cr-M n (rys.66). Temperatura dkształcania, [ C] Rys.67. Zależnść pmiędzy współczynnikiem zmiennści średnieg pła pwierzchni ziarna v(a) a temperaturą i prędkścią dkształcania stali Cr-Ni Fig. 67. Dependence between cefficient f variability f average grain area v(a) and temperature and speed f Cr-Ni steel defrmatin Tablica 23 Wpływ temperatury i prędkści dkształcania na współczynnik wydłużenia ziarn 8 stali Cr- Mn przesycnej z 1200 C. P przesycaniu 5=1,035 Prędkść Współczynnik wydłużenia ziama, 5 Odkształcania... Temperatura dkształcania, C jt è, s ,02 1,801 2,414 1,171 1,472 0,23 1,869 2,374 1,238 1,408 Temperatura dkształcania, C Rys. 66. Zależnść pmiędzy współczynnikiem zmiennści średnieg pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna v(a) a temperaturą i prędkścią dkształcania stali Cr-Mn Fig.66. Dependence between cefficient f variability f average grain area v(a ) and temperature and speed f Cr-Mn steel defrmatin 1,30 1,6178 2,226 1,171 1,173 2,10 1,452 2,194 1,238 1,027 Zniekształcenie ziarna austenitu w prcesie dkształcania stali Cr-Mn mżna pisać współczynnikiem wydłużenia 8 - równanie 43 (tabl. 23, rys.68)

49 3 5 - Temperatura przesycania C Temperatura dkształcania C Prędkść dkształcania s_1 I Ułamek pwierzchni, % I Częstść występwania, % stan v\fyjśdwy Temperatura dkształcania, C Rys. 68. Zależnść pmiędzy średnią wartścią współczynnika wydłużenia ziarna 8 a parametrami dkształcania stali Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1200 C Fig.68. Crrelatin between an average value f grain elngatin index 8 and defrmatin parameters f Cr-Mn steel after slutin treatment frm 1200 C W artść współczynnika 8 badanej stali p przesycaniu z temperatury 1200 C wynsi 1,035. Ziarn ma więc prównywalne średnice mierzne w kierunku wzdłużnym i pprzecznym. P dkształceniu w temperaturze 800 i 900 C ziarn ulega wydłużeniu z pdwyższaniem temperatury dkształcania. Rekrystalizacja dynamiczna w temperaturze 1000 C pwduje, że ziarn pnwnie jest równsiwe, natmiast p rekrystalizacji w temperaturze 1100 C wartści współczynnika 8 znajdują się w przedziale 1,17+1,53. Takie wartści współczynnika 8 ujawniają wtórne zniekształcanie ziarna w prcesie rekrystalizacji dynamicznej. Zwraca uwagę zmniejszenie wartści współczynnika 8 w miarę wzrstu prędkści dkształcania szczególnie w temperaturze 1100 C (tab. 23) Ple pwierzchni płaskieg przekrju ziarna A, im? Rys.69. Rzkład częstści występwania raz ułamka pwierzchni ziarn w funkcji pla pwierzchni stali Cr-Mn p dkształceniu w temperaturze 900 C z prędkścią 2,1 s 1 Fig. 69. Frequency distributin f the f ccurrence and surface fractin f grain Cr-Mn steel as a functin f sectin area after defrmatin at temperature 900 C and a speed f 2,1 s'1 Ple pwierzchni ziarna stali p przesycaniu z temperatury 1200 C i dkształcanej w temperaturze 1000 C nie przekracza 500 (im2, przy czym 20% ziam wykazuje ple zbliżne d 50 jam2 (rys.70, 71). Okł 30% pwierzchni zajmują ziarna plu k. 150 im 2. Rzkład częstści występwania ziam zrekrystalizwanych w stali przesycanej z 1250 C jest pdbny d rzkładu w stali p przesycaniu z temperatury 1200 C. Wyraźna różnica występuje przy prównaniu ułamka pwierzchni zajmwanych przez ziarna pszczególnych rzmiarów. Zmiana pwierzchni ziarna wyjściweg zmienia nieznacznie ułamek pwierzchni zajmwany przez ziarna zrekrystalizwane. Dla stali p dkształceniu wyznaczn częstść występwania raz ułamek pwierzchni ziam w funkcji pla pwierzchni płaskieg przekrju (rys.69+70). Analiza rzkładu pla pwierzchni ziam wskazuje, że p dkształceniu w temperaturze 800 i 900 C najwięcej ziam ma pwierzchnię płaskieg przekrju d im 2. Stanwi t pnad 60% ziam. Jednak największy ułamek pwierzchni (k. 30%) w strukturze zajm ują ziarna plu pwierzchni płaskieg przekrju d 2500 d (im2(rys.69)

50 35 m m m i " i R H 1 r i r i 1 Temperatura przesycania C Temperatura dkształcania G^ Prędkść dkształcania s-i I Ułamek pwierzchni, % I Częstść występwania, % Ple pwierzchni płaskieg przekrju ziarna A, im! Rys. 70. Częstść występwania i ułamek pwierzchni ziarn stali Cr-Mn p przesycaniu z temperatury 1200 C i dkształcanej przy temperaturze 1000 C z prędkścią 2,1 s ' Fig. 70. Frequency f ccurrence and surface fractin f grain in Cr-Mn steel underging slutin treatment at 1200 C and defrmatin at a temperature f 1000 C and a speed f 2,1 s' Mdele zmian mikrstruktury stali austenitycznej w prcesach dkształcania na grąc Pdstawą mdelwania rzrstu ziarna austenitu pdczas nagrzewania d dkształcania na grąc w stali austenitycznej Cr-Mn i Cr-Ni są wyniki badań mikrstruktury stali p ciągłym nagrzewaniu i iztermicznym wygrzewaniu [125, , 155]. Obserwwane zmiany pla pwierzchni ziarna austenitu w zależnści d temperatury i czasu (rys. 16) są typwe dla prcesu nrmalneg rzrstu ziarn. Pzwala t z pwdzeniem zastswać zależnść (14) w pstaci: 4-4 = k t e x PZ^ T (50) W ykładnik ptęgwy parabliczneg rzrstu ziarna stali austenitycznej przyjmuje najczęściej wartść p=0,5 [79]. Stałą materiałwą k raz energię aktywacji rzrstu ziarna Qrz wyznaczn rzwiązując równania regresji: stal Cr-Mn k = 4, Qrz = 399 kj/ml stal Cr-Ni k = 8, Q rz = 196 kj/ml P pdstawieniu wartści stałej materiałwej k, energii aktywacji rzrstu ziarn Q rz i s a z> Temperatura przesycania C Temperatura dkształcania C Prędkść dkształcania -0.23s1 I Ułamek pwierzchni, % I Częstść występwania, % wykładnika ptęgweg p równ. (50) przyjmuje pstać [156]: stal Cr-Mn Ą 'Ą 4,3x10 texp f ^ RT r ^. stal Cr-Ni A0" -8,2x10 t e x p (52) \ K I J (51) N l l l l II1" Ple pwierzchni płaskieg przekrju ziarna A H m2 Stwierdzn bardz dbrą zgdnść wyników pmiarów z mdelem rzrstu ziarna (rys.72). W yznaczne wielkści m ają wartści zbliżne d pdanych w literaturze pisujących kinetykę rzrstu ziarna stali austenitycznej [82]. Rys.71. Rzkład częstści występwania przekrju ziarna i ułamka pwierzchni w funkcji pła pwierzchni płaskieg przekrju dla stali p przesycaniu z 1250 C i dkształcaniu z prędkścią 0.23 s 1 Fig.71. Frequency distributin f grain sectin ccurrence and surface fractin as a functin f sectin area fr steel after slutin treatment frm 1250 C and defrmatin at a speed f 0,23 s ' 96 97

51 Pmiędzy warunkami dkształcania (T, e ) a rzmiarami ziarna utwrzneg w prcesie rekrystalizacji dynamicznej Ds(lub As) i naprężeniem as (lub a pmax) istnieje zależnść [107]: Z (T, Ł ) i S \ (53) a s U s W pływ warunków dkształcania na wartść naprężenia uplastyczniająceg i dkształcenia przedstawin na rys Na rysunku 74 przedstawin zależnść lnsm=f(lnz) badanej stali dkształcanej p wygrzewaniu celem uzyskania zbliżnej pwierzchni ziarna wyjściweg A(k im 2). kt exp(qrz\rt) x 109 Rys. 72. Prównanie wyników bliczeń z wynikami pmiarów pwierzchni ziarna austenitu stali Cr-Mn Fig.72. Cmparisn f calculatins results with the results f austenite grain size measurement in Cr-Mn steel Opracwaną zależnść pisującą kinetykę rzrstu ziarna austenitu zweryfikwan na przykładzie stali Cr-Ni pddanej nagrzewaniu i wygrzewaniu (rys. 73) LnZ Rys. 74. Prównanie zależnści In p=f(lnz) stali Cr-Mn i Cr-Ni zbliżnej pwierzchni ziarna Fig.74. Cmparisn f the dependence In ep=f(lnz) f Cr-Mn and Cr-Ni steels f similar grain size after slutin treatment Stal Cr-Ni małej zawartści węgla ma znacznie większe dkształcenie d maksimum naprężenia uplastyczniająceg E m d średniwęglwej stali Cr-Mn. Natmiast w bu gatunkach stali występuje zbliżny przyrst wartści dkształcenia em ze zm ianą parametrów dkształcania. P unrmwaniu warunków dkształcania d stałej wartści lnz=46 Rys. 73. Prównanie wyników bliczeń z wynikami pmiarów pwierzchni ziarna austenitu stali Cr-Ni Fig. 73. Cmparisn f calculatins results with the results f austenite grain size measurement in Cr-Ni steel 98 stwierdzn, że dla stali Cr-Ni dpwiada t dkształceniu Em=0,38 przy skręcaniu w temperaturze 1100 C i prędkści dkształcania e =0,46, natmiast dla stali Cr-Mn dpwiada dkształceniu s m=0,16 przy skręcaniu w temperaturze 1100 C i prędkści dkształcania 99

52 =0,23. D la bu stali p dkształcaniu w takich warunkach uzyskan zbliżną pwierzchnię ziarna (As= 590 i 424 jim 2 - tabl. 16 i 17). - 1,2-1,4-1,6 E c _C - 1,8-2 A Pw. ziarna A, im2 / / A 1150 C « lnem = 0,06lnZ - 4, R2 = 0,97 * Rys. 76. Wpływ pwierzchni wyjściweg ziarna austenitu na przebieg zmian zależnści lnav=f(lnz) stali Cr-Mn Fig.76. Influence f the initial grain size n the curse fchanges fthe relatin lna =f(lnz) in Cr-Mn steel Przeprwadzn analizę zależnści pmiędzy w artścią naprężenia uplastyczniająceg ctp LnZ Rys. 75. Wpływ pwierzchni ziarna wyjściweg A0 na wartść kąta nachylenia w zależnści In p=f(lnz) dla stali Cr-Mn Fig.75. Influence f the initial grain size A0 n the inclinatin angle value in the relatin In ep=f(lnz) f r Cr-Mn steel W pływ temperatury wygrzewania i pwierzchni wyjściweg ziarna austenitu na wartść dkształcenia ep stałi Cr-Mn przedstawia rys.75. Stwierdzn zm ianę kąta nachylenia prstej aprksymacji przy wzrście rzmiarów ziarna austenitu. W spółczynnik nachylenia prstej maleje d wartści 0,065 p przesycaniu z temperatury 1150 C i 0,051 p przesycaniu z a prędkścią dkształcania stali Cr-Mn i Cr-Ni (rys.77). Zależnść ta mże być pisana równaniem: p = K e b (54) gdzie: K,b- stała materiałwa. Wartść stałej materiałwej K stali Cr-Mn zmienia się wraz z rzmiarem ziarna, a pnadt ulega zmianie skład chemiczny austenitu w wyniku rzpuszczania się węglików w prcesie nagrzewania d dkształcania [134, 157]. temperatury 1200 C d 0,017 p przesycaniu z temperatury 1250 C. Ze wzrstem rzmiaru wyjściweg ziarna austenitu zmniejsza się więc ddziaływanie warunków dkształcania na zm ianę wartści dkształcenia sp. W pływ temperatury przesycania i pwierzchni ziarna austenitu stali Cr-Mn na wartść naprężenia uplastyczniająceg a p pdan w pstaci zależnści lncrp = f(lnz) (rys.76). Obserwwan również pdbną tendencję zmian, c w przypadku dkształcenia E m (rys.75). Ze wzrstem pwierzchni wyjściweg ziarna austenitu stali Cr-Mn zmniejsza się wartść współczynnika nachylenia prstej aprksymacji (dpwiedni 0,122 dla 2300 im 2, 0,093 dla 6000 (im2 i 0,081 dla (im2)

53 Cr-Mn 1200 C ,5 1 1,5 2 2,5 3 Prędkść dkształcenia 8 s'1 Rys. 77. Wpływ prędkści dkształcania na zmiany naprężenia uplastyczniająceg Opmax w stali Cr-Mn i Cr-Ni Fig. 77. Influence f the defrmatin speed n the value f yield stress Cr-Mn and Cr-Ni steel Istnieje duża zgdnść pmiędzy wartścią naprężenia uplastyczniająceg stanu ustalneg płynięcia a ps a średnią pwierzchnią płaskieg przekrju ziarna pwstająceg w tym zakresie dkształcania. Zależnść ta (rys. 78) mże być wyrażna w pstaci funkcji ptęgwej y = A x 'h: Średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziarna As pm2 Rys. 78. Zależnść naprężenia stanu ustalneg płynięcia <7, d średniej pwierzchni płaskieg przekrju ziarna stali Cr-Mn i Cr-Ni Fig. 78. Dependence f the stress f steady state flw as n the average plane sectin area As in Cr-Mn and Cr-Ni steel Stal Cr-Mn CTS = A ~ 54 (55) Stal Cr-Ni & s = 1167 A ; 0 45 (56) Różnica w wartści naprężenia uplastyczniająceg stanu ustalneg a ps dla badaneg zakresu pmiarweg maleje w m iarę wzrstu średniej pwierzchni ziarna. Przykład zależnści pmiędzy warunkami dkształcania i naprężeniem uplastyczniającym stanu ustalneg przedstawin na rys.80. Stal Cr-Ni w całym badanym zakresie temperatury i prędkści dkształcania wykazuje wyższe wartści maksymalneg naprężenia uplastyczniająceg i naprężenia uplastyczniająceg stanu ustalneg płynięcia d stali Cr-Mn (rys.79). L n z 102 Rys.79. Zależnść pmiędzy parametrami dkształcania i wartścią naprężenia uplastyczniająceg i naprężenia stanu ustalneg płynięcia stali Cr-Mn i Cr-Ni Fig. 79. Crrelatin between defrmatin parameters and the value f yield stress and stress f steady state f flw Cr-Mn and Cr-Ni steel 103

54 Pmiędzy parametrem Zenera-Hllmna Z i średnią pwierzchnią płaskieg przekrju ziarna p rekrystalizacji dynamicznej istnieje zależnść aprksymwana funkcją liniwą (rys. 80). Dla badanej stali mżna z dużym przybliżeniem wyznaczyć średnią pwierzchnię różnym ziarnie wyjściwym (rys.82). Ptwierdza t, że statystyczny rzkład pla pwierzchni ziam a zrekrystalizwaneg jest niezależny d pla pwierzchni ziama wyjściweg. ziarna p rekrystalizacji dynamicznej z zależnści: Stal Cr-M n InAs = 15,85-0,211nZ (57) Stal Cr-Ni lna s = 15,02-0,221uZ (58) W stali Cr-Ni uzyskan drbniejsze ziarn zrekrystalizwane przy prównywalnych parametrach dkształcania. 10 = 9 r cg (O N 1 r 5Ç * O a Ï V, 7. 6 i Q. r Parametr Zenera-Hllmna, InZ Ple pwierzchni płaskieg przekrju ziarna InA Rys.81. Rzeczywisty i bliczny rzkład statystyczny pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna stali Cr-Mn przesycanej z temperatury 1200 C i dkształcanej w temperaturze 1100 C z prędkścią 0.02s~' Fig.81. Real and calculated static distributin f piane sectin area f grain f r Cr-Mn Steel underging slutin treatment at 1200 C and trsin at 1100 C at a speed f 0.02s Prównanie rzkładów gemetrycznych pla pwierzchni ziama stali Cr-Mn dla różnych rzmiarów ziam a wyjściweg i dla różnej wartści dkształcenia wskazuje wyraźnie, iż Rys. 80. Zależnść pmiędzy parametrem Zenera-Hllmna i średnią pwierzchnią płaskieg przekrju ziarna zrekrystalizwane g w stali Cr-Mn i Cr-Ni przy prównywalnej pwierzchni ziarna wyjściweg Fig.80. Crrelatin between the Zener-Hllmn parameter and the average plane sectin area f recrystallized grain in Cr-Mn and Cr-Ni steel with a cmparable si^ f initial grain Rzkład statystyczny pla pwierzchni płaskieg przekrju ziarna ma charakter lgarytmiczn-nrmalny (rys.81). Ptwierdzn t wykrzystując parametryczny test zgdnści Kłmgrwa-Smimwa. Obliczny rzkład statystyczny wyraźniej wskazuje na dużą zgdnść z rzkładem rzeczywistym częstści występwania pszczególnych rzmiarów ziam. Dświadczalnie stwierdzn brak wpływu rzmiarów ziarna wyjściweg na ple pwierzchni ziama zrekrystalizwaneg. Prównane rzeczywiste rzkłady statystyczne uzyskane dla jednakwych parametrów dkształcania (temperatura dkształcania 1100 C, prędkść dkształcania 0,23 s '1) z użyciem nieparametryczneg testu zgdnści Kłmgrwa - Sm im w a dla a = są pdbne d rzkładów statystycznych stali dpier p zakńczeniu rekrystalizacji dynamicznej rzkłady gemetryczne są takie same (rys.83). Celem rzwiązania równania (59) wyznaczn stałe B, q i a: Sm=B*A<Z- (59) Otrzyman następujące wartści stałych: dla stali Cr-Mn - B = 8 x l0 3, q = 0,135; a = 0,043 i dla stali Cr-Ni - B= 6,8xl0'3; q= 0,187; a= 0,054 P wstawieniu wartści stałych równanie (59) przybiera pstać dla stali Cr-Mn: m = 8 * * A a3 5Z -M3 (60) i dla stali Cr-Ni: m 6,8 * * * Z 0,05 (61) Przeprwadzna analiza pzwliła stwierdzić, że dla prównywalnych warunków dkształcania stal Cr-Ni w całym badanym zakresie wykazuje w iększą dkształcalnść d maksimum naprężenia uplastyczniająceg w prównaniu d stali Cr-M n (rys.84)

55 18 R zkłady bliczeniw e Przesycanie C Przesycanie C 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5 6 6,5 7 7,5 8 8,5 9 9, , ,5 12 Ple pwierzchni płaskieg przekrju ziarna InA Rys.82. Wpływ pczątkwej wielkści ziarna p przesycaniu w 1200 C A = 5907pm i p przesycaniu w 1250 C- A = pin2 na ple pwierzchni ziarna zrekrystalizwaneg As. Fig.82. Influence f the initial grain size after slutin treatment at 1200 C - A = 5907pm2 and after slutin treatment at 1250 C- A = pm2 n the recrystallized grain area As * i 0ti«> 1 a Temperatura dkształcania C Prędkść dkształcania s'1 Struktura zamrżna przy LnZ Rys.84. Rzeczywiste i mdelwe wartści dkształcenia em w stali Cr-Ni i Cr-Mn Fig.84. Real and mdel values f defrmatin in the Cr-Ni and Cr-Mn steel Badania metdami mikrskpii elektrnwej rzmiarów subziam w zakresie stanu ustalneg płynięcia plastyczneg wykazały wpływ prędkści i temperatury dkształcania na średnią średnicę subziam ds (rys.85). Ze wzrstem temperatury rśnie wielkść subziam i maleje ze wzrstem prędkści dkształcania [154]. Zmianę średniej średnicy mżna pisać za pm cą zależnści: dla stali Cr-Ni ds =0,18-lgZ 2,1 (62) dla stali Cr-Mn ds ' = 0,30 lgz - 3,6 (63) Pmiary gęstści dyslkacji prwadzne w stali zamrżnej bezpśredni p dkształceniu na grąc ptwierdziły dużą gęstść dyslkacji w subziamach austenitu ( 1013-rl0 14 m '2) (rys.86). Średnia gęstść dyslkacji w subziamach austenitu zmniejsza się z pdwyższeniem temperatury dkształcania i zwiększa się ze wzrstem prędkści 5,5 6 6,5 7 7,5 8 8,5 9 9,5 Ple pwierzchni płaskieg przekrju ziarna InA 10 10, ,5 12 Rys.83. Rzkład gemetryczny pla pwierzchni przekrju pprzeczneg ziarna w zależnści d mmentu zamrżenia struktury dla stali Cr-Mn przesycanej w 1200 C i 1250 C, dkształcanej w 1100 C z prędkścią 0.23s1 Fig. 83. Gemetrie distributin f crss-sectin area f grain depending n the structure freezing mment fr Cr-Mn steel underging slutin treatment at 1200 C and 1250 C and defrmed at 1100 C at a speed f 0.23 s ' dkształcania. Średnia gęstść dyslkacji badanej stali Cr-Mn i Cr-Ni przy pdbnych parametrach dkształcania w zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg jest zbliżna. Nie stwierdzn wpływu innych parametrów gemetrycznych mikrstruktury (np. średnieg współczynnika kształtu ziam E, lub wydłużenia ziam 8) na zwiększenie dkładnści w zależnściach pmiędzy dkształceniem i mikrstrukturą p rekrystalizacji. Upraszcza t

56 prces analizy mikrstruktury graniczając badania d kreślenia rzmiarów ziarna (np. pla pwierzchni A), dchylenia standardweg S(A) lub pdania współczynnika zmiennści v(a). 7. ANALIZA WYNIKÓW Badania plastycznści stali austenitycznych prwadzne w wielu zespłach badawczych były pdstawą d pracwania mdeli ciepln-mechanicznych prcesu przeróbki plastycznej stali na grąc. Opis mikrstruktury pwstającej w trakcie zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej zawiera najczęściej zależnści pmiędzy warunkami dkształcania, energią aktywacji prcesu dkształcania na grąc i średnicą ziarna, średnicą pdziama, gęstścią dyslkacji raz ułamkiem bjętści stpu, który uległ rekrystalizacji. Stal austenityczna Cr-Mn była przedmitem badań i wielu pracwań [3, 8, , ]. Zasadniczymi prblemami pznawczymi i utylitarnymi były zagadnienia umacniania i Rys.85. Wpływ temperatury i prędkści dkształcania na średnią średnicę subziam stali Cr-Ni w zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg Fig.85. Influence f the temperature and speed f defrmatin n the average subgrain area in Cr-Ni steel within the range f steady state f plastic flw 8 E E E E E+13 W n I I g j g j u ] mięknięcia austenitu manganweg w prcesach dkształcania, bróbki cieplnej i cieplnplastycznej. Obecna praca stanwi kntynuację tych badań. Załżn, że materiałem prównawczym jest stal austenityczna Cr-Ni. Przeprwadzny prgram badań bu gatunków stali w takich samych warunkach i parametrach pzwlił na weryfikację pracwanych dla stali Cr-Ni mdeli ciepln-plastycznych i strukturalnych. Przesycanie z różnej temperatury przed prcesem dkształcania miał na celu zmianę rzmiarów ziarna austenitu. Pzwlił t na śledzenie ddziaływania stpnia nasycenia rztwru stałeg pierwiastkami stpwymi raz gemetrii ziarna na właściwści stali w trakcie dkształcania raz na strukturę kńcwą. Ujawnin i pisan zmiany mikrstruktury trudn dkształcalnej stali austenitycznej Cr- 4 E E >,39E+13 Mn zachdzące pdczas dkształcania wysktemperaturweg raz przedstawin ilściwe pwiązanie tych zmian z parametrami charakteryzującymi dkształcalnść r a 2 E E A J Ś Temperatura, C materiału. Obrazem graficznym zjawisk zachdzących pdczas dkształcania na grąc są prezentwane krzywe <r=f(e). Dla stali Cr-Mn wartść maksymalna naprężenia uplastyczniająceg pm (rys.17) zmniejsza się z pdwyższeniem temperatury dkształcania raz zwiększa się ze wzrstem rzmiarów ziarna przed dkształcaniem. Zwiększenie naprężenia uplastyczniająceg a pm w miarę pdwyższania temperatury d dkształcania stali Rys.86. Średnia gęstść dyslkacji subziam austenitu stali Cr-Ni p dkształceniu z prędkścią 0,46 s'1 w zakresie ustalneg płynięcia Fig.86. Average dislcatin density in the middle part f austenite subgrain in Cr-Ni steel after defrmatin at a speed f 0,46 s 1 up t the range f steady state f flw Cr-Mn wiązać należy ze zmianą składu chemiczneg rztwru stałeg w wyniku nasycania austenitu pierwiastkami z rzpuszczanych węglików M23C6. Zwiększa się EBU austenitu raz zdlnść materiału d umacniania. Wzrst prędkści dkształcania zwiększa wartść

57 maksymalną naprężenia uplastyczniająceg a pm w badanym temperaturwym zakresie dkształcania (iys.19 i rys.20), przy czym największy względny przyrst naprężenia <jpm bserwwan w temperaturze 1100 C. Ze wzrstem prędkści dkształcania pdwyższeniu ulegają również wartści naprężeń krytycznych ctc(rys.24 i rys.25, tabl.8-11). Próba rzdzielenia zjawisk zachdzących w materiale pdczas dkształcania na grąc wskazuje (rys.27), że stal Cr-Mn jest materiałem silnie umacniającym się przy dkształcaniu z dminującym zdrwieniem dynamicznym. Wartść dkształcenia em dpwiadająca maksimum naprężenia uplastyczniająceg a pm jest jednym z pdstawwych wskaźników plastycznści stali. Względem tej wartści wyznaczane jest krytyczne dkształcenie ec i naprężenie ctc dpwiadające zainicjwaniu zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej (np. z zależnści ec=0,65-k),87 e p [12, 107]). Odkształcenie em maleje z pdwyższeniem temperatury dkształcania pwyżej 900 C i wyraźnie zwiększa się przy wzrście prędkści dkształcania (rys.21-23). Intensywnść umcnienia, kreślna jak 0=da/de stali Cr-Ni pdczas dkształcania, jest znacznie mniejsza niż stali Cr-Mn, dlateg dkształcenie emw stali Cr-Ni jest 100%-=-150% większe niż w stali Cr-Mn (rys.21 i 23). Różnice w dkształceniu embu materiałów wynikają z innej zdlnści dyslkacji d rzszczepiania i ascjacji w trakcie dkształcania. Austenit manganwy charakteryzuje się z reguły skłnnścią d dyscjacji dyslkacji w pczątkwych stadiach dkształcania - stąd tak duża prędkść umacniania. Dyslkacje zdyscjwane wykazują małą ruchliwść twrząc różne bariery (rys.39). W austenicie niklwym prces rzszczepiania jest mniej prawdpdbny i gatunki tej stali z reguły łatwiej się dkształcają. Czynnikiem silnie umacniającym rztwór stały jest pnadt węgiel. Rzpuszczenie w austenicie manganwym k.0,4% C zwiększa EBU d k. 50 mj/m2 i granicza udział rekrystalizacji dynamicznej w mięknięciu materiału (rys.27). Zgdnie z przedstawinym w rzdz. 2 pdziałem (rys.l) zależnie d temperatury i prędkści dkształcania przebieg krzywych płynięcia dpwiada krzywej typu 1 lub 2 (rys.29-32). W pływ rzmiarów ziarna wyjściweg na płżenie i przebieg krzywych płynięcia plastyczneg przy dkształcaniu w temperaturze 800 C (rys.31) wskazuje, że w stali Cr-Mn ze zwiększeniem się rzmiaru ziarna maleje naprężenie uplastyczniające, szczególnie p przekrczeniu dkształcenia em. Natmiast wpływ wyjściweg rzmiaru ziarna uwidacznia się wyraźnie przy dkształcaniu w temperaturze intensywnej rekrystalizacji dynamicznej C i 1100 C (rys.32). Zmiany struktury stali Cr-Mn i Cr-Ni dkształcanej na grąc ptwierdzają, że zardkwanie i wzrst drbnych, prawie pzbawinych defektów i bliźniaków, równsiwych ziam następuje na granicach ziam wyjściwych szczególnie w ptrójnych punktach granic (rys.41). Prces twrzenia się ścianek plignalnych zachdzi łatw świadcząc dużej skutecznści prcesów zdrwienia dynamiczneg w bu badanych gatunkach stali austenitycznej. Układ granic subziam i kąty dezrientacji pmiędzy subziamami sugerują, że mże zachdzić skrdynwany pślizg dyslkacji twrzących ścianki prwadząc d ich łączenia się i zwiększania kąta dezrientacji między subziamami (rys.42). Zardki nwych, zrekrystalizwanych ziam pjawiają się w bszarach znacznej gęstści defektów na styku granic subziam. Mechanizm wzrstu nwych ziam dbywa się pprzez wspinanie się dyslkacji w ściankach pdgranic plignalnych lub pprzez migrację granic ziam dużeg kąta. Prces rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn (EBU k. 50 mj/m2) dkształcanej w 900 C dbywa się pprzez wspinanie dyslkacji na granicach sąsiednich subziam i stpniwą kalescencję subziam (rys.42). Zardkwanie nwych ziam i rzrst w prcesie rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Ni (EBU k. 20 mj/m2) dbywa się pprzez migrację granic ziam (rys.41b, rys. 43), jak również pprzez mechanizm kalescencji subziam. W plikryształach wyginanie się istniejących granic ziam dgrywa zasadniczą rlę w przebudwie mikrstruktury. Na granicach ziam pwstają występy i granica przyjmuje charakter schdkwy. Już przy niewielkich dkształceniach e = 0,1 dla stali Cr-Mn i 0,2 dla stali Cr-Ni granice ziam stają się wydłużne i pfałdwane, twrząc charakterystyczne zęby piły (rys.44). T pstrzępienie granic ziam zwiększa się, gdy temperatura dkształcania wzrasta, a prędkść maleje. Taka pstrzępina granica ma kilka wystających "zębów", które ulegają granicznemu dkształceniu [73]. W bu gatunkach stali austenitycznej zardki zrekrystalizwanych dynamicznie ziam twrzą się najpierw w pbliżu starych granic ziam (rys.44). Zardki nwych ziam twrzą strukturę przypminającą naszyjnik z drbnymi ziarnami wkół granic ziam pierwtnych (rys.87). Przy większych dkształceniach craz więcej ziam dłączanych jest d naszyjnika twrząc kaskady dchdzące d granic ziam. W miarę wzrstu dkształcenia klnie nwych ziam rzrastają się i bszar zrekrystalizwany stpniw bejmuje dkształcne ziarna d granicy d śrdka (rys.36, 47, 52, 53). Prces zachdzi w całej bjętści ziam (rys.54), bez wyróżnienia granicy przemieszczania się frntu rekrystalizacji, jak t występuje w trakcie rekrystalizacji statycznej. Uważa się, że kniec teg prcesu następuje w chwili,

58 gdy wartść naprężenia uplastyczniająceg zmniejszy się d wartści <rps (ustalne płynięcie plastyczne) [38]. Ciągły prces zniekształcania ziam jest szybk usuwany przez dynamiczne prcesy dbudwy. Mżliwe jest więc wielkrtne rzdrbnienie ziam stali austenitycznej pprzez prawidłwy dbór parametrów bróbki plastycznej na grąc. a) b) Rys. 87. Zardkwanie nwych ziarn pdczas RD: a)schemat [74], b) mikrstruktura stali Cr-Mn pdczas dkształcania w temperaturze 1000% z prędkścią 0,23 s'1 Fig. 87. Nucléatin f new grains during RD: a) scheme [74]; b) micrstructure f Cr-Mn steel during defrmatin at temperature f 1000 C with speed f 0,23 s'1 W czasie dkształcania na grąc knkurują ze sbą prcesy umcnienia dkształceniweg (rys.88) raz prcesy zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej (rys.89). Ilściwy pis tych prcesów jest skmplikwany, gdyż następuje ciągła zmiana gemetrii ziam w trakcie prcesu. Stal Cr-Mn w wyjściwym stanie ma strukturę austenitu średniej pwierzchni ziarna płaskieg k (im2, przy czym 30% ziam ma pwierzchnię mniejszą niż 500 im 2 a ich łączna pwierzchnia stanwi jedynie 10% całej pwierzchni przekrju. Ziam a w stanie wyjściwym m ają regularny kształt (współczynnik kształtu k. 0.6) bez wydłużeń (współczynnik wydłużenia k. 1.0). Analiza mikrstruktury stali Cr-Mn p dkształceniu w temperaturze d 800 d 1100 C na plastmetrze skrętnym wskazuje, że dminują dwa dmienne prcesy zmian cech gemetrii ziam. W stali dkształcanej w temperaturze 800 i 900 C ziam a są silnie wydłużane (rys.34, 35) na przekrju wzdłużnym próbki średnia pwierzchnia płaskieg przekrju ziama austenitu zmniejsza się kł dwa razy (d kł (im2). Takie zmiany pla pwierzchni ziama przy dkształcaniu w tej temperaturze wywłane są pprzez wydłużanie równsiweg ziam a w kierunku przyłżneg naprężenia. W spółczynnik kształtu przyjmuje wartści (tabl. 19), a współczynnik wydłużenia ziam a zależnie d temperatury i prędkści dkształcania przyjmuje wartści d 1.45 d 2.41 (rys. 68 i tabl. 23), rśnie przy tym częstść występwania raz udział pwierzchniwy ziam drbnych (pniżej 500 nm 2). Wszystkie te dane wskazują jednznacznie, że mikrskpw materiał ma cechy charakterystyczne dla struktur dkształcnych. Prędkść dkształcania próbek w badanym przedziale nie ma isttneg wpływu na mikrstrukturę. W stali dkształcanej w temperaturze 1000 i 1100 C średnia pwierzchnia ziam ulega wielkrtnemu zmniejszeniu w prównaniu d materiału wyjściweg (rys.56), przy czym pwierzchnia k. 20% ziam nie przekracza 50 i 100 (im2, a 15% analizwanej pwierzchni zajęta jest przez ziam a rzmiarach dpwiedni 250 i 500 (im2. Średnia pwierzchnia ziam a próbek przesycanych z 1200 C i dkształcanych w temperaturze 1000 C z prędkścią 0,02 s' 1 jest kł 30 razy mniejsza, a dla próbek przesycanych z 1250 C kł 100 razy mniejsza d wyjściwej pwierzchni ziama (rys.60). W spółczynnik kształtu ziam t, pnwnie siąga wartść zbliżną d 0.6 ( jak w stanie wyjściwym), zmniejsza się również współczynnik wydłużenia ziama 8, który nie przekracza wartści 1.47 (rys.68). Zmiany Rys.88. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu w Rys.89. Mikrstruktura stali Cr-Mn p dkształceniu w temperaturze 800 % z prędkścią dkształcania temperaturze 1000 C z prędkścią dkształcania 0,23 s ' 2.1 s ' Fig. 88. Micrstructure f Cr-Mn steel after defrmatin Fig. 89. Micrstructure f Cr-Mn steel after defrmatin at temperature f 80(fC with a defrmatin at temperature f 100(fC with a defrmatin speed f 0,23 s'1 speed f 0.23 s'1 112 wartści analizwanych wskaźników wskazują, że dminującym mechanizmem przebudwy mikrstruktury w tym przedziale temperatury dkształcania jest rekrystalizacja dynamiczna. Odkształcanie stali Cr-Ni w temperaturze 1200 C pwduje stpniwy rzrst ziam zrekrystalizwanych dynamicznie d k am2 przy dkształcaniu z prędkścią 0,04 s' 1 (rys.58). Ze wzrstem prędkści dkształcania następuje zmniejszenie rzmiarów ziama. W całym zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg d dkształcenia eps d zerwania próbek bu gatunków stali rzmiar ziama utwrzneg w wyniku rekrystalizacji dynamicznej nie zależy praktycznie d wielkści dkształcenia e a jedynie d warunków dkształcania (T, e ). 113

59 Wskutek rekrystalizacji dynamicznej przy temperaturze C uzyskan praktycznie takie same rzmiary ziama niezależnie d rzmiaru ziama wyjściweg badanych gatunków stali austenitycznej. Przeprwadzne badania prównawcze pzwliły ustalić, że dla warunków dkształcenia (T, e ), naprężenia crps (lub trpm) i rzmiarów ziama utwrzneg w prcesie rekrystalizacji dynamicznej D s(lub A s) istnieją następujące zależnści: > pmiędzy naprężeniem stanu ustalneg płynięcia s a wielkścią zrekrystalizwaneg dynamicznie ziama austenitu: dla stali Cr-Mn a s = 2156 A s~ '>a, dla stali Cr-Ni a s = 1167 A~04S ; > pmiędzy parametrem Zenera-Hllmna Z i średnią pwierzchnią płaskieg przekrju ziama p rekrystalizacji dynamicznej: dla stali Cr-Mn lnas= 15,85-0,211nZ, dla stali Cr-Ni lnas= 15,02-0,221nZ; > pmiędzy wartścią naprężenia uplastyczniająceg ctp a prędkścią dkształcania: stali Cr-Mn w pstaci <rp = 1 \9s0,19 i stali Cr-Ni w pstaci crp = ,16; > pmiędzy pwierzchnią ziama wyjściweg austenitu, parametrem Zenera-Hllmna Z i wartścią dkształcenia sm: stali Cr-Mn w pstaci m = 8 * 10 3 * A q >35 Z 0,043 i stali Cr-Ni w pstaci m = 6,8 M O " 3 * A0,S7 * Z 0,054 ; > pmiędzy średnicą subziam i parametrem Zenera-Hllmna Z: dla stali Cr-Ni ds ' = 0,18 -l g Z - 2,1; dla stali Cr-Mn ds ' = 0,3 0 lg Z - 3, 6. Uzyskane wyniki badań dają pdstawę d sfrmułwania stwierdzeń i wnisków ujmujących zasadnicze pznawcze i utylitarne aspekty zagadnienia, bejmujące: > ujawnienie zgdnści i różnic w przebiegu prcesów umacniania i mięknięcia stali Cr-Ni raz trudn dkształcalnej stali Cr-Mn; > ujawnienie zjawisk strukturalnych zachdzących pdczas zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej stali małej EBU; > ustalenie zależnści pmiędzy zmianami mikrstruktury stali Cr-Ni i Cr-Mn zachdzących pdczas dkształcania wysktemperaturweg i parametrami charakteryzującymi warunki dkształcania materiału. 8. PODSUMOWANIE I WNIOSKI Technlgiczną plastycznść stali, czyli pdatnść materiału d dkształcenia plastyczneg cenia się na pdstawie zmian naprężenia uplastyczniająceg w funkcji temperatury, wielkści i prędkści dkształcania raz wyjściwych rzmiarów ziama. Temperaturę i prędkść dkształcania wyraża się za pmcą parametru Z Zenera-Hllmna. Opracwan zależnści łączące parametr Z raz naprężenie i dkształcenie uplastyczniające. Dla bu stali naprężenie uplastyczniające a p i dkształcenie em m aleją ze wzrstem temperatury dkształcania raz wzrastają z pdwyższeniem prędkści dkształcania i rzmiarów ziam a wyjściweg. Badania stali Cr-Mn strukturze austenitu manganweg pszerzyły zakres danych d mdelwania ciepln-mechaniczneg prcesu przeróbki plastycznej stali trudn dkształcalnej znajmść zjawisk strukturalnych zachdzących pdczas i bezpśredni p dkształceniu raz ich ilściwy pis. Znajmść ta pzwliła na mdyfikację istniejących zależnści. W prwadzenie d mdeli zmian struktury średniej pwierzchni płaskieg przekrju ziam a raz dchylenia standardweg S(A) lub pdania współczynnika zmiennści v(a) upraszcza prces analizy mikrstruktury graniczając żmudne badania. Opracwana metdyka ilściwej ceny ziama stali austenitycznej zapewnia trzymywanie pwtarzalnych wyników badań. Przeprwadzne badania ptwierdziły, że złżnść zjawisk twarzyszących dkształcaniu na grąc mżne być pisana przez zastswanie numerycznych metd mdelwania mikrstruktury. Niezbędna jest d teg szczegółwa znajmść jednstkwych zjawisk strukturalnych zachdzących w warunkach dkształcania na grąc, a w szczególnści: 1. Badana stal Cr-Mn jest materiałem silnie umacnianym przy dkształceniu z dminującym zdrwieniem dynamicznym. 2. Czynnikami ddziałującymi na pzim naprężenia uplastyczniająceg jest temperatura dkształcania, prędkść dkształcania raz rzmiar ziam a wyjściweg. 3. Prces rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn (EBU k. 50 mj/m2 ) dbywa się pprzez wspinanie dyslkacji w granicach sąsiednich subziam i ich kalescencję. Zardkwanie nwych ziam i ich rzrst w prcesie rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Ni (EBU k. 115

60 20 mj/m2) dbywa się pprzez migrację granic ziam dużeg kąta, jak również pprzez kalescencję subziam. 4. W całym zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg dla bu gatunków stali rzmiary ziarna utwrzneg w wyniku rekrystalizacji dynamicznej nie zależą praktycznie d wartści dkształcenia e, a tylk d warunków dkształcenia (T, ). Uzyskan praktycznie takie same ziarna niezależnie d rzmiarów ziarna wyjściweg badanych gatunków stali austenitycznej. 5. Dla stswanych warunków dkształcenia (T, ), naprężenia crps (lub <jpm) i rzmiarów ziama utwrzneg w prcesie rekrystalizacji dynamicznej D s(lub A s) istnieją następujące zależnści: > pmiędzy naprężeniem stanu ustalneg płynięcia a s a wielkścią zrekrystalizwaneg dynamicznie ziama austenitu; > pmiędzy parametrem Zenera-Hllmna Z i średnią pwierzchnią płaskieg przekrju ziama p rekrystalizacji dynamicznej; > pmiędzy wartścią naprężenia uplastyczniająceg p a prędkścią dkształcania stali > pmiędzy pwierzchnią ziama wyjściweg austenitu, parametrem Zenera-Hllmna Z i wartścią dkształcenia emstali; > pmiędzy średnicą subziam i parametrem Zenera-Hllmna Z. 6. W pływ takich parametrów pisu mikrstruktury, jak średni współczynnik kształtu współczynnik wydłużenia ziam 5 na zwiększenie dkładnści zależnści pmiędzy dkształceniem i mikrstrukturą trzymaną p rekrystalizacji jest mał isttny. Mżna więc uprścić prces analizy mikrstruktury graniczając badania d wyznaczenia rzmiarów ziama (np. pla pwierzchni A ) i jeg dchylenia standardweg S(A) lub pdania współczynnika zmiennści v(a). Rzkłady częstści występwania ziam p przesycaniu i rekrystalizacji dynamicznej mżna pisać funkcją rzkładu lgarytmiczn - nrmalneg. 7. Przy prównywalnych parametrach dkształcania stal Cr-Mn ma większe ziarn austenitu p rekrystalizacji dynamicznej w prównaniu d stali Cr-Ni mim becnści drbnych cząstek węglików działających hamując na rzrst. LITERATURA 1. Remy L.: Metali. Trans., 5LA-, 1977, nr 2, p Szwarc A., Grczyca S.: Hutnik, 48, 1981, s Hetmańczyk M.: Strukturalne pdstawy dbru składu chemiczneg i technlgii raz kształtwania własnści stali Cr-Mn, Zeszyty Naukwe Pl. Śląskiej ser. Hutnictw, z.25, Gliwice Frch K., Stein G., Menzel J.: High Nitrgen Steels, Prc. f HNS 90, Stahl und Eisen, 1990, p Fct J., Mastrakis A.: Slid State Phenmena, , p Stein G., Menzel J., Drr H.: High Nitrgen Steels, Prc. f H N S 90, Stahl und Eisen, 1990, p Hlzgruber W.: High Nitrgen Steels, Prc. f H N S 90, Stahl und Eisen, 1990, p Niewielski G.: Kierunki rzwju stali Cr-Mn z aztem, Mat. Knf. SWA'96, Wisła 1996, s Paulus N., Uggwitzer P.J., Mullner P.: Prc. Mater. Innvatin Stainless Steel, 1st Eurpean Stainless Steel Cnf., , Flrence, 2,1 99 3, p Yada H., Matsuzu N. i inni: Trans. Irn Steel. Inst. Jap., 22, 1983, nr 2, p Mc Queen H.J., Ryan N.D., Evangelista E.: Mater. Sc. and Engeneering, fil, 1986, p Venugpal S., Mannan S.L.: Mater. Sc. Eng., A , Nr. 1., p Mc G. Tegart J. W.: Prc.Int.Cnf., Recrystalizatin'92,, San Sebastian 1993, Partl, p Sellars C.M.: Prc.Int.Cnf., Recrystalizatin'92,, San Sebastian 1993, P artl, p M ilitzer M., Sun W.P., Jnas J.J.: Prc.Int.Cnf., Recrystalizatin'92,, San Sebastian 1993, P artl, p Mc Queen H.J., Ryan N.D., Evangelista E.: Prc.Int.Cnf., Recrystalizatin'92,, San Sebastian 1993, Part 3, p Barbsa R.A.N.M., Sellars C.M.: Prc.Int.Cnf., Recrystalizatin'92,, San Sebastian 1993, Part. 3, p Mc Laren A.J., Sellars C.M.: Mater. Sc. Technl., 8, 1992, nr 12. p Sellars C.M.: Zesz. Nauk. AGH, Nr. 759, Met. i Odl., 5, 1979, p Sandstrm R., Lagnebrg R.: Acta Metali., 22, 1975, p W ierzbiński S.: Analiza prcesów wysktemperaturweg dkształcania stpów miedzi z niklem, Zesz. Nauk. AGH, nr 1518, Krbel A., Grczyca S.: Fiz. Met. Mietallw., 21, 1971, p Błaż L., Szczerba M.: Arch. Huta., 2fi, 1985, p Pietrzyk M.: Hutnik, 1994, nr 61, s Grnstajski Z.: Badania i mdele zmian naprężenia uplastyczniająceg brązów krzemwych i miedzi, Wrcław 1994, praca dktrska. 26. Sellars C.M., Mc G. Tegart W.J.: Int. Met. Rev., 12,1972, p.l. 27. Twle D.J., Gladman T.: Metal Sc., 1 2,1979, p Hensger K.E., Klimanek P.: Neue Hutte, 28, 1983, N r.l, p Mc Queen H.J., Jnas J.J.: Treatise n Materials Science and Technlgy, Plastic Defrmatin f Materials, Academic Press, New Yrk, 1975, p

61 30. M c Queen H.J.: Zesz. Nauk. AGH, nr 759, Met. i Odl., 5,1979, p M c Queen H.J., Jnas J.J.: Metal Frming: Interrelatin Between Thery and Practice, Plenum, New Yrk, 1971, p Me Queen H.J.: Mater. Sc.Eng. AIM, 1988, p Sellars C.M.: Mater. Sci. Frum Vls., , p Me Queen H.J.: Metali. Trans., 8A, 1977, p M c Laren A.J., Sellars C.M.: Mater. Sci. Technl., 8, 1992, nr 12. p Jnas J.J., Sellars C.M., Mc G TegartW.J.: Met. Rev., 14, 1969, p.l. 37. Sakai T., Jnas J. J. : Acta Metali., 21,1983, p W ierzbiński S., Krbel A., Jnas J.J.: Mat. Sci. and Techn., 8, 1992, p Sah J.P., Richardsn G. J., Sellars C.M.: Met. Sci, 8, 1974, p Grsman F., Hadasik E., Sajdak C.: Inż. Mater., 1994, nr 3-4, s Galkin A.M.: Badania plastmetryczne metali i stpów, Wyd. Pl. Częstchwskiej, M ngrafie nr 15, Częstchwa Grsm an F.: Materiały knferencji Plastycznść materiałów, Ustrń, 1996, s Hadasik E., Sbański A.: Materiały seminarium Zastswanie badań plastmetrycznych w przeróbce plastycznej m etali, Plitechnika Częstchwska, Częstchwa 1981, s Schindler I.: Secnd dctrate thesis., VŚB Ostrava Schindler I., Bruta J.: Utilizatin Ptentialitists f the Trsin Plastmeter Silesian Technical University, Katwice Shentn P.A., Sellars C.M.: Irnmaking a. Steelmaking, 22, 1995, nr 1, p Jnas J.J., Me Queen H.J.,W ng W.A.: Irn Steel Inst, Lndn, 1968, p Sandstrm R., Lagnebrg R.: Acta Metali. 22, 1975, p Pietrzyk M.: Hutnik, 1993, nr 60, s Pietrzyk M., M ajta J.: Mat. II Knf. Zastswanie kmputerów w zakładach przetwórstwa metali", W isła 1995, s Pietrzyk M.: Prpzycja mdelu pisująceg umcnienie metali w prcesach plastycznej przeróbki na grąc i uwzględniająceg histrię dkształcenia, PLAST'96, Ustrń 1996, s.l. 52. Mc Queen H.J., Jnas J.J.: J. Appl. Met. Wrk., 2, 1984, p Ryan N.D., Me Queen H.J.: Int. Sympsium n Plasticity and Resistance t Metal Defrmatin, S. Blecic ed., Ferrus Metal Institute, Niksic, Jugslavia 1986, p.l Ryan N.D., M e Queen H.J., Evangelista E.: Annealing Prcesses, Recvery, Recrystalizatin and Grain Grwth, Hansen N. I inni ed. Ris Natl. Labratry, Rskilde, Denmark, 1986, p Pietrzyk M., Kusiak H., Kędzierski Z.; Hutnik, 1991, nr 8, s Krbel A.: Arch Metali., 25, 1990, s Kuziak R.: M atematyczne mdelwanie zmian mikrstrukturalnych pdczas nagrzewania, przeróbki ciepln-plastycznej i chłdzenia stali perlitycznych, Prace IMŻ, Gliwice 1997, nr Błaż L.: Dynamiczne prcesy strukturalne w metalach i stpach, Wyd. AGH, Kraków Spitel T., Spitel M.: Neue Hutte, 24, 1989, nr 1, p Kliber J., Schindler I.: Steel Res., ćfl, 1989, nr 11, p Adebanj R.O., Miller A.K.: Mater.Sci.Eng., A , nr 1-2, p Ryan N.D., Mc Queen H.J.:Can. Metali. Quart., 2fl, 1991, nr 2, p.l Kusiak J.: Zastswanie technik ptymalizacyjnych w symulacji prcesów plastycznej przeróbki metali. AGH, Kraków Pietrzyk M., Kędzierski Z., Kusiak H., Madej W., Lenard J.G.: Steel Research, 64, 1993, p Lis A.K.: Pdstawy kształtwania wyskiej dprnści na pękanie ultraniskwęglwych stali bainitycznych, Wyd. Plitechniki Częstchwskiej, seria: Mngrafie, nr 53, Częstchwa Pietrzyk M., Rucules C., Hdgsn P.D.: ISIJ Int., 1995, p CAPS-Finel, Das Finite-Element-Prgramm zur Simulatin umfrmtechnischer Fragestellungen, CPM GmbH Herzgenrath, Germany. 68. W yrzykwski J.W., Pakieła Z., Świderska A.: Odkształcenie plastyczne plikrystalicznych metali, Wyd. Pl. Warszawskiej, W arszawa M atuszewski Т., Machmeier P.M., Mc Queen H.J.: Metall. Trans., 22A. 1991, p Ryan N.D., Mc Queen H.J.; Mater. Sci. and Techn., 2,1981, nr 8, p Błaż L.: Zesz. Nauk. AGH, Nr. 1196, Met. i Odl., Hetmańczyk M., Niewielski G.: Inż. Mater., 1992, nr 4/5, s Cetlin P.R.; ISIJ Internatinal, 22, 1989, nr 2, p Hdgsn P.D.: Mathematical Mdeling f Recrystalizatin Prcesses During the Ht Rlling f Steel, University f Queensland (pr. dktrska), Spittel T, Spittel M.: 6th Int. Cnf. n Frmability 94, p Tkarz A.; Prace IMŻ 3-4, Gliwice 1994, s Sellars C.M.: Czechslvak Jurnal f Physic, В , p Mc Laren A.J., Sellars C.M.: Mater. Sc. Techn., 8, 1992, p Andersn I., Grng O.: Analytical Mdelling f Grain Grwth in Metals and Allys in the Presence f Grwing and Disslving Precipitates - I. Nrmal Grain Grwth, Acta M etall. Mater., 42,1995, p Schindler I., Bruta J.: Arch. Hum., 22, z. 4,1994, s Matteazzi S., Petrne G., Piatti G.: Itall. Materialla, 1983, p Sellars C.M., W hiteman J.A.: Recrystalizatin and Grain Grwth in Ht Rlling, Metal Sci., 12,1979, p Me Queen H.J., Overdal O., Cingara A., Gjestland H.: M. High Temp., lfl, 1992, p Barbsa R.A.N.M., Sellars C.M.: Recrystalizatin '92, Switzerland, Trans.Tech. Publicatins , p Glver G., Sellars C.M.: Metall. Trans., 4,1973, p Me Queen H J., Ryan N.D., Knpleva E.V; Canadian Metallurgical Quarterly, 24, 1995, nr 3, p Me Queen H.J., Evangelista E., Ryan N.D.: Prc. Inter. Cnf. Innvatin Stainless Steel, Flrence, , 2,1993, p Rberts W., Bden H., Ahlblm В.: Metal. Sc., 12, 1979, p Ryan N.D., Mc Queen H J., Evangelista E.: Mater. Sc. Eng., 81, 1986, p Me Queen H.J., Cingara A., Ryan N.D.: Stainless Steels'92, Stckhlm, 1993, p Lutn M. J., Sellars C. M.: Acta Metall., 12, 1969, p Petkvic R.A., Lutn M.J., Jnas J.J.: Inter. Symp. On Ht Frming f Steel, Strebske Ples, Czechsłwacja Ryan N.D., Me Queen H.J.: High Temp. Tech., 8,1990, p Tanaka K., Nakamura Т., Hshida Y., Нага S.: Res. Mech., 12,1986, p Ryan N.D., Me Queen H.J.: High Temp. Tech., 8, 1990, p M e Queen H. J., Yue S., Ryan N.D., Fry E.: J. Mater. Prc. Techn., 52, 1995, p Ouchi C., Okita Т.: Trans. Irn Steel. Inst. Jap., 22,1982, p Ueki М., Hattn M i inni: Trans. Irn Steel. Inst. Jap., 26, 1986, nr 10, p

62 99. Sellars C.M.: Mat. Sc. Techn., 6, 1990, p Lehnert W., Cung N.D.: 6th Int. Cnf. n Frmability 94, p Cingara A.,St. Germaine L., Me Queen H.J.: Prcessing, Micrstructure and Prperties f H SLA Steels, A.Deard, ed., Met. Sc. A IM E, Warrendale, EA, 1988, p Schindler I., Bruta J., Kliber J., Niewielski G.: Predikce defrmacnich dpru nerezavejicich celi s uvazvanim vlivu dynamickeh uzdravvani, Mat.V Inter. Metalurgical Sympsium, Ostrava 1996, nr 4, p Kliber J., Schindler I.: Steel Res., 6fl, 1989, nr 11, p Sellars C.M., Whiteman J.A.: Cntrlled Prcessing f HSLA Steels, BSC Prduct Technlgy Cnference, New Yrk Hdgsn P.D., Cllisn D.C.: Prc. Symp. Mathematical Mdelling f Ht Rlling f Steel, Hamiltn, Canada, 1990, p SttiweH.P., OrtnerB.: Metal Sci.,8, 1974, p Sellars C.M.: Inż. Mater., 1998, nr 3, s Manhr P.A., Dunne D.P., Chandra T.: Grain Grwth Predictins in Micrallyed Steels, ISIJ Int., 26, 1996, p Beynn J.H., Sellars C.M.: Mdelling Micrstructure and its Effect during Multipass Ht Rlling, ISIJ Int., 22, 1992, p Ryan N.D., Me Queen H.J.; Canadian Metallurgical Quarterly, 22, 1990, nr 2, p Mataya M.C., Brwn E.L., Riendeau M.P; Metali. Trans. A (Physical Metallurgy and Materials Science) 21 A. July 1990, nr 7, p Sandberg A., Sandstrm R.: Mater. Sc.Technl., 2, 1986, p Derby B.; Scripta Metallurgica et Materialia, 22, 1992, p Shentn P.A., Sellars C.M; Irnmaking and Steelmaking, 22, 1995, nr 1, p Adamczyk J.: Wiad. Hum., 1984, nr Viswanattan R.. Bauer C.L.: Acta Metali.. 25, 1973, p Wierzbiński S., Krbel A., Jnas J.J.: Mat. Sci. and Techn., 8, 1992, s Rucules C., Hdgsn P.D., Yue S., Jnas J.J.: Metali. Mater. Trans, a Physical Metali, and Mater. Sc., 25A. 1994, nr 2, p Bchniak W.: Zesz. Nauk. AGH, nr 1126, Met. i Odl., 1989, z Dybiec H.: Zesz Nauk. AGH, nr 1414, Met. i Odl., 1991, z Sakai T., Jnas J.J.: Acta Metali., 22, 1984, p Hetmańczyk M., Niewielski G.: Zależnść pmiędzy strukturą i własnściami austenitycznych stali trudn-dkształcalnych, Prace Pl. Śl., BK-646/RM-7/93, 1993 (niepublikwane) Hetmańczyk M., Niewielski G., Ducki K., Lalik S.:Inż. Mater., 1994, nr 3-4, s Niewielski G., Hetmańczyk M., Herian J.: Mat. Międzyn. Knf. Rzwój Metdyki i Zastswań Badań Plastmetrycznych- PLAST'94", Wisła 1994, s Niewielski G.: Badania zmian struktury stali Cr-Mn w prcesie przesycania, sprawzdanie z pr. bad. KBN , Katwice 1992 (nie publikwana) Hetmańczyk M., Niewielski G., Ducki K, Lalik S.:Strukturalne pdstawy bróbki cieplnej i ciepln-plastycznej stpów specjalnych własnściach fizykchemicznych, Inż. Mater., 1994, nr 3-4, s Niewielski G., Hetmańczyk M., Maliński M., Lalik S.: Rzrst ziarna w austenitycznej stali Cr-Mn, Nwści i Pstęp Techniczny w Inżynierii Materiałwej, Katwice-Ostrawa 1993, s Niewielski G., Hetmańczyk M.: Grain size grw in austenitic Cr-Mn stainless Steel, 4th Int. Cnf. "Sterelgy and Image Analysis in Materials Science, STERMAT'94", Wisła 1994, p Niewielski G., Schindler I., Kuc D., Hadasik E.: Zmiany gemetrii ziam stali austenitycznej p przeróbce plastycznej na grąc, Mat. Knf. Plastycznść materiałów, Ustrń 1996, s Hetm ańczyk M., Niewielski G.: Strukturalne pdstawy bróbki ciepln-plastycznej austenitycznych stali Cr-Mn, Mat.VII Knf. Termbróbka 94, Gliwice-Ustrń Niewielski G., Hetmańczyk M., Kuc D., Ducki K., Lalik S.: Ocena zmian cech gemetrycznych struktury austenitycznej trudndkształcalnej stali p przeróbce plastycznej na grąc, IV Seminarium Naukwe "Nwe Technlgie i Materiały w M etalurgii i Inżynierii Materiałwej, Katwice 1996, s Hetmańczyk M., Dytkwicz A., Herian J., Hadasik E., Niewielski G.: Określenie wpływu składu chemiczneg, jakści metalurgicznej raz warunków nagrzewania i warunków przeróbki plastycznej na grąc stali 1H18N9T na jakść pwierzchni wyrbów, Plitechnika Śląska, IIM Katwice, sprawzdanie z pracy NB-79/RM-2/88, 1989 (niepublikwane) Grsman F., Hetmańczyk M.,Niewielski G, i inni: Analiza mżliwści pprawy jakści pwierzchni prętów walcwanych ze stali 1H18N9T, Plitechnika Śląska, IIM Katwice, sprawzdanie z pracy N B -136/R M -2/91,1991 (niepublikwane) Hetmańczyk M., Niewielski G.i inni: Strukturalne pdstawy bróbki cieplnej i ciepln- plastycznej stpów specjalnych własnściach fizyk-chemicznych, Grant nr , Plitechnika Śląska, IIM Katwice PBU-243/RM-7/91, sprawzdanie pt.: "Badania zmian struktury stali Cr-Mn w prcesie przesycania", 1992, s (niepublikwane) Kuc D., Niewielski G., Hadasik E., Schindler I.: M etal'99, Ostrawa 1999, p Hadasik E., Bruta J., Płch A., Schindler I.: 6th Int. Cnf. FORM ABILITY 94, Ostrava 1994, p Hadasik E., Bruta J., Płch A., Schindler I.: Mat. Międzyn. Knf. Rzwój Metdyki i Zastswań Badań Plastmetrycznych- PLAST 94, W isła 1994, s Prspekt plastmetru f-my SETERAM typ 7MNG Hadasik E., Płch A., Schindler I., Machulec B.: Mat. III Knf."Zastswanie kmputerów w zakładach przetwórstwa metali", Kninki 1996, s Hadasik E., Płch A., Schindler I., Niewielski G.: Mat. II Knf.: "Zastswanie kmputerów w zakładach przetwórstwa metali", 1995, s Grsman F., Hadasik E., Płch A., Machulec B.: Mat. Knf. PLAST 95, Frydland n. Ostravici 1995, s Schindler I., Bruta J.: Hutnicke aktuality, 22, 1992, nr 9, p Schindler I., Bruta J., Hadasik E.: PLAST 96, Ustrń , s Cwajna J., Maliński M., Szala J.: Inż. Mater, 1993, nr s Szala J.: Prgram kmputerwy Metalgrafia ilściwa, Katwice M aliński M.: Sterelgiczne kryteria jednrdnści wielkści ziarna twrzyw jednfazw ych, Katwice 1985 (praca dktrska) Kurzydłwski K. J.: Wyd. Pl. Warszawskiej, z. 130, W arszawa M aliński M., Cwajna J., Chrapński J. : Stermat 90, W isła 1990, s

63 149. M aliński M., Cwajna J., Chrapński J: Materials Science Frum, 94-96, s Chrapński J., Maliński M., Cwajna J. : Inż. Mater., 1997, nr 6, s Chrapński J.: Ocena przydatnści metd sterelgicznych stswanych d pisu wielkści ziarna materiałów plikrystalicznych, Plitechnika Śląska.W ydział Inżynierii M ateriałw ej, M etalurgii i Transprtu, Katwice 1997, (praca dktrska) Schindler I., Hadasik E., Radina M., Bruta J., Niewielski G.: PLAST'96, Ustrń M izera J., Kurzydłwski K.J., W yrzykwski J.W.: Inż. Mater., 1988, nr 1, s Rdak K.: Prcesy dynamicznej dbudwy struktury stali austenitycznych dkształcanych na grąc, Plitechnika Śląska.W ydział Inżynierii Materiałwej, M etalurgii i Transprtu, Katwice, 2000, (praca dktrska) Nabiałkw ski K.: Praca dyplmwa m agisterska, 1999, Katwice (niepublikwana) Hetm ańczyk M., Niewielski G., Kuc D.: 8th Int. Sc. Cnference AM M E 99, 1999, p Niewielski G.: Analiza prcesów wydzielania węglików M23C6 w austenitycznych stalach Cr-M n, Praca dktrska, Katwice, 1983 (nie publikwana) Hadasik E., Schindler I., Płch A., Bruta J.: Seminarium naukwe Nwe technlgie i materiały w metalurgii i inżynierii materiałwej, Katwice 1994, s Niewielski G., Hetmańczyk M., Herian J.: Mat. Międzyn. Knf. PLAST 94, W isła 1994, s Hadasik E., Płch A., Schindler I., Niewielski G.: Seminarium Naukwe Nwe Technlgie i M ateriały w M etalurgii i Inżynierii M ateriałwej, Katwice, 1995, s Hadasik E., Bruta J, Płch A., Schindler I.: Mat. Międzyn. Knf. PLAST'94, Wisła 1994, s Kuc D., N iewielski G., Hetmańczyk M.: Mat. Knf. Plast 99, 1999, s Rdak K, Niewielski G., Hetmańczyk M.: Mat. Knf. Plast 9 9,1999, s Sundararaman D., Divakar R., Raghunathan V.S; Scripta M etallurgica et Materialia, 2fl, 1994, nr 12, p Garfal F.: Trans. TMS A IM E 222, 1963, p Grsman F.: J. Mater. Prc. Techn. 4, 1997, p Pęcherski R.B.: Arch.Mech. 44,1 99 2, nr 5-6, p Krbel A.: J.f Mat.Prcess.Techn. 34,1992, p Głwacki M.: Termmechaniczn-mikrstrukturalny mdel walcwania w wykrjach kształtwych, Rzprawy-M ngrafie, AGH Uczelniane W yd. N-D, Kraków 1998, Grnstajski Z.: Mater. Międz. Knf. Rzwój M etd i Zastswań Badań Plastmetrycznych, Plast 94, W isła, 1994, s.143. ZMIANY STRUKTURY I WŁAŚCIWOŚCI STALI AUSTENITYCZNEJ ODKSZTAŁCANEJ NA GORĄCO Streszczenie Analizwan zjawiska zachdzące pdczas dkształcania na grąc i dbudwy mikrstruktury austenitycznej stali chrmw-manganwej i chrmw-niklwej niskiej EBU. W szczególnści przeanalizwan zagadnienia zdrwienia i rekrystalizacji dynamicznej raz zm iany mikrstruktury p zakńczeniu dkształcania. Na pdstawie analizy danych z literatury raz rezultatów wstępnych prac własnych sfrmułwan tezę, że mikrstruktura p dkształceniu plastycznym na grąc nie zależy d mikrstruktury wyjściwej. Isttne zależnści łączą - średnie rzmiary ziarna wyjściweg, temperaturę, wielkść i prędkść dkształcania i średnie rzmiary ziarna p rekrystalizacji, a wpływ takich czynników, jak kształt i niejednrdnść ziarna, jest minimalny. Złżnść zjawisk pdczas dkształcania na grąc mżna ugólnić stsując metdy numeryczne mdelwania mikrstruktury. Wymaga t szczegółweg jakściweg i ilściweg pisu jednstkwych zjawisk strukturalnych. Opierając się na przyjętych załżeniach, że w stali Cr-Mn i Cr-Ni prcesy dnwy struktury zachdzą wln, pracwan prgram badań zmian mikrstruktury zachdzących pdczas wysktemperaturweg dkształcania raz ilściwe pwiązaniem tych zmian z parametrami charakteryzującymi dkształcalnść materiału. Przeprwadzne badania dkształcania na grąc przy zastswaniu próby skręcania na plastmetrze skrętnym pzwliły kreślić wpływ warunków dkształcania (e, e, T) na plastycznść stali austenitycznej raz uchwycić zasadnicze różnice w umacnianiu i mięknięciu austenitu manganweg w stsunku d bszerniej badaneg austenitu w stali Cr-Ni. Różnice w dkształceniu d maksimum naprężenia uplastyczniająceg Era bu materiałów wynikają z innej zdlnści dyslkacji d prcesu rzszczepiania i ascjacji w trakcie dkształcania. Austenit manganwy charakteryzuje się z reguły skłnnścią d rzszczepiania dyslkacji w pczątkwych stadiach dkształcania - stąd tak duża intensywnść umacniania. Czynnikiem silnie umacniającym rztwór stały jest pnadt węgiel. Prces rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Mn (EBU k. 50 mj/m2) dkształcanej w 900 C dbywa się pprzez wspinanie dyslkacji w granicach sąsiednich pdziam i ich kalescencję. Zardkwanie nwych ziam i rzrst w prcesie rekrystalizacji dynamicznej stali Cr-Ni (EBU k. 20 mj/m2) dbywa się pprzez migrację szerkkątwych granic ziam, jak również pprzez mechanizm kalescencji pdziam. W całym zakresie ustalneg płynięcia plastyczneg próbek bu gatunków stali rzmiar ziarna utwrzneg w wyniku rekrystalizacji dynamicznej nie zależy praktycznie d wielkści dkształcenia e, a jedynie d warunków dkształcenia (T, e ). W trakcie rekrystalizacji dynamicznej przy temperaturze C uzyskan praktycznie takie same rzmiary ziarna niezależnie d rzmiaru ziarna wyjściweg badanych gatunków stali austenitycznej. Pmiędzy warunkami dkształcenia (T, e), a rzmiarami ziarna i pdziama utwrzneg w prcesie rekrystalizacji dynamicznej Ds (lub As) i naprężeniem a ps (lub a pm ) istnieją zależnści matematyczne dające pdstawę d wykrzystania przy mdelwaniu prcesów zmian mikrstruktury pdczas dkształcania na grąc. Nie stwierdzn isttneg wpływu innych parametrów pisu struktury takich jak np. średni współczynnik kształtu współczynnik wydłużenia ziam 8 itp. na zwiększenie dkładnści w zależnściach wiążących dkształcenie ze strukturą trzym aną p prcesie rekrystalizacji. Uzyskane wyniki stanwią wkład w mdelwanie zmian mikrstruktury stali pdczas i p dkształceniu na grąc, pszerzając mdele ciepln-mechaniczne prcesu przeróbki plastycznej. 123

64 CHANGES OF STRUCTURE AND PROPERTIES OF AUSTENITIC STEEL CAUSED BY HOT DEFORMATION Summary The phenmena taking place during ht defrmatin and recnstructin f the austenitic micrstructure f chrmium-manganese and chrmium-nickel steel f lw EBU were analyzed. In particular, the prblems f recvery and dynamic recrystallizatin as well as changes f the micrstructure after defrmatin were analyzed. On the basis f the analysis f the data taken frm the bibligraphy and the initial results f individual wrk a thesis was frmulated - the micrstructure after plastic strain des nt depend n the initial micrstructure. Significant dependencies link the average sizes f initial grain, temperature, size and speed f defrmatin as well as average sizes f grain after recrystallizatin. The impact f such factrs as shape and hetergeneity f grain is minimal. Cm plexity f phenmena, which ccur during ht defrmatin, may be generalized using numerical m ethds f the micrstructure mdeling. It requires a detailed quantitative and qualitative descriptin f individual structural phenmena. Basing n the assumptins that the prcesses f structure recnstructin in Cr-M n and Cr-Ni steel are slw, a prgram f research n the micrstructure changes taking place during ht temperature defrmatin and quantitative dependence f these changes n the parameters characterizing material defrmability was develped. The research n ht defrmatin carried ut by means f a trsin test n a trsinal plastmeter allwed t determine the impact f the defrmatin cnditins (a, k,t) n austenitic steel wrkability and t capture basic differences in strengthening and sftening f manganic austenite in relatin t the austenite tested mre extensively in Cr-Ni steel. The differences in defrmatin up t maximal yield stress em f bth materials result frm different dislcatin ability in the prcesses f splitting and assciatin during defrmatin. M anganic austenite is generally susceptible t split dislcatin in initial phases f defrmatin - that is why the strengthening intensity is s high. The factr which strengthens slid slutin s strngly is als carbn. The prcess f recrystallizatin f Cr-M n dynamic steel (EBU apprx. 50 mj/m2) defrmed at 900 C takes place thrugh dislcatin climb within bundaries f adjacent subgrains and their calescence. Nucleatin f new grains and grwth in the prcess f dynamic recrystallizatin f Cr-Ni steel (EBU apprx. 20 mj/m2) takes places thrugh migratin f high-angle grain bundaries as well as thrugh the mechanism f subgrain calescence. In the whle range f the determined plastic flw f the samples f bth steel grades, the size f grain created in the result f dynamic recrystallizatin practically des nt depend n the e defrmatin size, but nly n defrmatin cnditins (T, e ). Practically the same grain sizes regardless the initial grain size f the tested austenitic steel grades was btained during dynamic recrystallizatin at the temperature f C. There are mathematical dependencies between defrmatin cnditins (T,s ), sizes f grain and subgrain created during dynamic recrystallizatin Ds (r As) and stress a ps (r a pm), which can cnstitute the basis while mdeling the prcesses f micrstructure changes during ht defrmatin. N cnsiderable impacts f ther parameters f the micrstructure such as eg. average shape cefficient grain elngatin cefficient 5, etc. n m aking the dependencies linking defrmatin with the structure btained after recrystallizatin mre precise was nted. The results, which were btained, cntribute t the mdeling f steel micrstructure changes during and after ht defrmatin develping the thermmechanical mdels f the plastic wrking prcess. 124 ÄNDERUNGEN DER STRUKTUR UND EIGENSCHAFTEN DES AUSTENITISCHEN STAHLS VERURSACHT DURCH WARMVERFORMUNG Zusammenfassung Es wurden Erscheinungen analysiert, die während der Warmverfrmung und des Aufbaus der Mikrstruktur des austenitischen Stahls Cr-Mn und Cr-Ni mit niedrigem EBU Vrkmmen. Insbesndere wurden Prbleme der Erhlung und der dynamischen Rekristallisatin swie Änderungen der Mikrstruktur nach beendigter Verfrmung analysiert. Aufgrund der Analyse der Literaturangaben und ersten Ergebnisse der eigenen Arbeiten wurde These frmuliert, daß Mikrstruktur nach plastischer W armverfrmung nicht vn der Ausgangsmikrstruktur abhängt. Wesentliche Abhängigkeiten verbinden - mittlere Ausmaße der Ausgangskmes, Temperatur, Größe und Geschwindigkeit der Verfrmung und mittlere Kmausmaße nach Rekristallisatin und Einfluß slcher Faktren wie Kmfrm und Kminhmgenität ist minimal. Kmpliziertheit der Erscheinungen während Warmverfrmung kann man verallgemeinern, indem man numerische Methden der Strukturmdellierung verwendet. Dies verlangt eine detaillierte Qualitäts- und Quantitätsbeschreibung der einzelnen Strukturerscheinungen. Basierend auf angenmmenen Vraussetzungen, daß im Stahl Cr-Mn und Cr-Ni Przesse der Strukturreknstruktin langsam Vrkmmen, wurde bearbeitet ein Frschungsprgramm der M ikrstrukturänderungen während Verfrmung in hher Tem peratur und eine M engenverbindung dieser Änderungen mit Parameter, die Frmänderung des Materials charakterisieren. Durchgefuhrte Prüfungen der Warmverfrmung bei Verwendung des Verdrehungsversuchs auf Drehplastmeter erlaubten, den Einfluß der Verfrmungsbedingungen (e, e, T ) auf Plastizität des austenitischen Stahls zu bestimmen und grundsätzliche Unterschiede in Verfestigung und Erweichung des Manganaustenits im Verhältnis zu umfassender geprüften Austenit im Stahl Cr-Ni zu erfassen. Verfrmungsunterschiede zu maximaler Frmänderungsfestigkeit em beider Materialien ergeben sich aus anderer Versetzungsfähigkeit im Aufspaltungs- und Asstiatinsprzeß während der Verfrmung. Der Manganaustenit charakterisiert sich in der Regel durch Neigung zur Versetzungsaufspaltung im Anfagsstadium der Verfrmung - daher s grße Intensität der Verfestigung. Ein Faktr, der feste Lösung stark befestigt ist überdies Khlenstff. Dynamischer Rekristallisatinsprzeß des Stahls Cr-M n (EBU ca.50 mj/m2), verfrmt in Temperatur vn 900 C, findet durch Klettern vn Versetzungen in Grenzen der benachbarten Unterkme und ihre Kaleszenz statt. Keimbildung neuer Krne und Wachstum im Przeß der dynamischen Rekristallisatin des Stahls Cr-Ni (EBU ca.20 mj/m2) findet durch W anderung der breitwinkelförmigen Kmgrenzen swie auch durch M echanismus der Unterkmkaleszenz statt. Im gesamten Bereich des bestimmten plastischen Fließens der Prben beider Stahlsrten ist der Ausmaß des inflge dynamischer Rekristallisatin gebildeten Krnes praktisch nicht vn der Größe der Verfrmung e, sndern lediglich vn Verfrmungsbedingungen (ś, T) abhängig. W ährend der dynamischen Rekristallisatin in Temperatur vn C wurden praktisch dieselben Kmausmaße erreicht, unabhängig vn Ausmaß des Anfangskmes der geprüften austenitischen Stahlsrten. Zwischen Verfrmungsbedingungen (e, T ) und Km- und Unterkmausmaße, gebildet im Przeß der dynamischen Rekristallisatin Ds (bzw.as) und der Frmänderungsfestigkeit aps (bzw. pm ) bestehen mathematische Abhängigkeiten, die Grundlage zur Verwendung bei Mdellierung der M ikrstrukturänderungsprzesse während der W armverfrmung geben. Es wurde kein wesentlicher Einfluß anderer Parameter der Strukturbeschreibung slcher wie zb. mittlere Frmzahl, Kmlängungsgrad etc. auf Steigerung der Genauigkeit in den Abhängigkeiten festgestellt, die Verfrmung mit der nach dem Rekristallisatinsprzeß erhaltenen Struktur verbinden. Die erreichten Ergebnisse bilden Einsatz in die Mdellierung der Stahlmikrstrukturänderungen während und nach der W armverfrmung durch Erweiterung der thermischmechanischen Mdelle des Umfrmungsprzesses. 125

65