Kształtowanie mikrostruktury niskowęglowej stali typu TRIP podczas wyżarzania w zakresie temperatur krytycznych

Transkrypt

1 ADAM KOKOSZA Kształtowanie mikrostruktury niskowęglowej stali typu TRIP podczas wyżarzania w zakresie temperatur krytycznych WPROWADZENIE Nieskomplikowana mikrostruktura, prosty i tani skład chemiczny, a przede wszystkim uniwersalne własności mechaniczne spra wiają, że stal typu TRIP już od ponad 30 lat jest przedmiotem badań metaloznawców i zainteresowania inżynierów zajmujących się przetwórstwem stali, zwłaszcza dla przemysłu motoryzacyjnego [1 6]. Dzięki znacznemu udziałowi austenitu szczątkowego w mikrostrukturze tej stali można łatwo kształtować wykonane z niej elementy. Natomiast destabilizacja mechaniczna tej fazy, jaka ma miejsce podczas takiego kształtowania, przyczynia się do silnego umocnienia, nadając formowanym elementom dużą wytrzy małość po zakończeniu procesu technologicznego. Najczęściej udział austenitu szczątkowego w mikrostrukturze stali typu TRIP, waha się w zakresie od 5 do 15% obj. [7]. Zazwyczaj są to jednak stale nisko- i średniowęglowe, dlatego pozostawienie w ich mikrostrukturze tak dużego udziału austenitu szczątkowego może być trudne. Problem ten przyczynił się do rozwoju badań nad zwiększaniem udziału tej fazy w mi krostrukturze stali typu TRIP przez optymalizację technologii ich obróbki cieplnej [8 10]. Obróbka cieplna stali typu TRIP to szereg następujących po sobie zabiegów cieplnych, których parametry powinny być precyzyjnie dobrane do składu chemicznego wytopionej stali, sposobu jej przeróbki plastycznej i przeznaczenia. W celu uzyskania dużego udziału austenitu szczątkowego bardzo ważne jest poprawne wykonanie wyżarzania w zakresie temperatur krytycznych. Aktualnie stosowana procedura doboru temperatury tego zabiegu zakłada wykonanie go w zakresie dwufa zowym α + γ, tzn. już po zakończeniu przemiany perlitu w austenit. Uważa się bowiem, że podczas wyżarzania stali w tym zakresie temperatury, tworzący się austenit może zostać w maksymalnym stopniu nasycony w węgiel nawet do stężenia odpowiadającego zawartości tego pierwiastka w perlicie. Zakres ten odpowiada przedziałowi temperatury, który wyznaczają wartości w literaturze oznaczone jako Ac 1 i Ac 3 [11, 12] i najczęściej są obliczane na podstawie wzorów podanych w pracy [13]. Utworzony w tym zakresie temperatury austenit razem z nieprzemienionym ferrytem tworzy strukturę wyjściową do dalszej obróbki cieplnej, tzn. kontrolowanego chłodzenia oraz wyżarzania izotermicznego najczęściej w zakresie przemiany bainitycznej. Ma wówczas miejsce finalne ukształtowanie mikrostruktury stali typu TRIP, tzn. utworzenie się ferrytu bainitycznego oraz stabilizowanie pozostałego austenitu. Udział austenitu szczątkowego w mikrostrukturze stali TRIP można zwiększyć już na etapie wyżarzania w zakresie temperatury Ac 1 Ac 3 w efekcie zmodyfikowania parametrów tego zabiegu. Dla osiągnięcia takiego celu jest konieczne jednak, aby dobór tych parametrów, a zwłaszcza temperatury, opierać na wynikach badań dylatometrycznych. Badania takie umożliwiają bowiem precyzyjne wyznaczenie tzw. temperatur krytycznych badanej stali. Znajomość Dr inż. Adam Kokosza (akokosza@agh.edu.pl) AGH Akademia Górniczo-Hutnicza w Krakowie, Wydział Inżynierii Metali i Informatyki Przemysłowej tych temperatur pozwala z kolei określić temperaturę, w której tworzący się w trakcie wyżarzania austenit będzie cechował się największą stabilnością podczas dalszej obróbki cieplnej. MATERIAŁ DO BADAŃ Badania wykonano na próbkach ze stali, która została wytopiona w warunkach laboratoryjnych w postaci wlewka o masie ok. 50 kg. Wlewek przewalcowano na blachę o grubości ok. 12 mm, którą poddano zabiegowi normalizowania i w takim stanie dostarczono do badań. Mikrostrukturę badanej stali po tych zabiegach pokazano na rysunku 1. Wyjściowa mikrostruktura składała się z ferrytu oraz drobnego perlitu, którego udział objętościowy oszacowano na około 20%. Twardość stali do badań w stanie dostawy wynosiła 163 HV10. Na podstawie składu chemicznego badanej stali, który zamieszczono w tabeli 1, zgodnie z wytycznymi normy PN-EN10027 stali tej nadano oznaczenie 13MnSi6-5. Badaną stal cechuje typowa dla stali typu TRIP zawartość Mn i Si. Dodatek manganu w tego typu stalach ma na celu obniżenie temperatury wydzielania cementytu oraz obniżenie współczynnika aktywności węgla w ferrycie i austenicie. Pierwiastek ten zwiększa również rozpuszczalność węgla w ferrycie [14, 15]. Główną jednak przyczyną dodawania manganu do stali typu TRIP jest to, że pier- Rys. 1. Mikrostruktura badanej stali 13MnSi6-5 w stanie dostawy Fig. 1. Microstructure of investigated 13MnSi6-5 steel in the as-delivered condition Tabela 1. Skład chemiczny badanej stali 13MnSi6-5, % mas. Table. 1. The chemical composition of the investigated steel, wt % C Mn Si S P Cr Ni Cu Al 0,13 1,56 1,21 0,014 0,015 0,02 0,02 0,05 0,04 NR 1/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 19

2 wiastek ten obniża temperaturę przemiany eutektoidalnej oraz stabilizuje austenit, co utrudnia jego przemianę w martenzyt [12, 16]. Również krzem sprzyja stabilizacji pozostającego po obróbce cieplnej austenitu (szczątkowego) a ponadto powoduje silne umocnienie roztworowe. Najważniejszym zadaniem tego pierwiastka w stalach typu TRIP jest hamowanie wydzielania cementytu np. podczas wytrzymania izotermicznego w zakresie przemiany bainitycznej [17]. METODYKA BADAŃ W celu określenia zakresu temperatury, w którym miały być wyżarzane próbki ze stali 13MnSi6-5, we wstępnym etapie eksperymentu wyko nano badania dylatometryczne [18]. W ich trakcie próbkę o wymiarach Ø2 12 mm umieszczono w dylatometrze DT1000 firmy Adamel i nagrzano z szybkością 3 C/min do 1200 C. Podczas nagrzewania próbki zarejestrowano zmiany jej względnego wydłużenia ΔL/L 0 w funkcji temperatury. Korzystając z zarejestrowanej zależności, określono temperatury (punkty) krytyczne badanej stali, tj. Ac 1s, Ac 1f oraz Ac 3 (tab. 2), na podstawie których wytypowano wartości temperatury wyżarzania. W głównej części eksperymentu próbki o wy miarach mm wyżarzano w różnej temperaturze z zakresu od Ac 1s 10 C do Ac C ( C). Po wytrzy maniu w wybranej temperaturze przez 30 min próbki oziębiano w wodzie. Dzięki takiemu postępowaniu, na skutek hartowania, w mikrostrukturze stali zostały utrwalone te obszary, w których w trakcie wyżarzania utworzył się austenit. Po obróbce cieplnej wykonano zgłady metalograficzne (szlifowanie mechaniczne, szlifowanie na papierach ściernych, polerowanie zawiesiną diamentową o wielkości cząstek 1 μm). Na tak przygotowanych zgładach wyko nano rentgenowską ilościową analizę fazową (metodą bezpo średniego porównania refleksów) i określono udział austenitu szczątkowego. Badania te wykonano na dyfraktometrze rentge nowskim TuR-M61, stosując filtrowane promieniowanie lampy kobaltowej (λ Kα = 1,7902 Å) i rejestrując odbicia 111 γ i 100 α. Bezpośrednio po badaniach rentgenowskich zgłady trawiono 2% roztworem kwasu azotowego. Ujawnione w taki sposób składniki mikrostruktury obserwowano i cyfrowo rejestrowano na mikroskopie świetlnym Axiovert 200MAT. Po zakończeniu obserwacji wykonano po 3 pomiary twardości HV10 na każdej próbce i wyliczono średnią arytmetyczną. W końcowym etapie eksperymentu na zarejestrowanych w trakcie badań metalograficznych obrazach mikrostruktury doko nano oceny wpływu temperatury wyżarzania na udział powsta jących w mikrostrukturze badanej stali składników strukturalnych. W tym celu posłużono się stosowaną w metalografii ilościowej metodą punktową [19]. Na każdym z zare jestrowanych obrazów mikrostruktury wykonywano w sposób losowy 4 6 przyłożeń siatki o 391 węzłach i określano frakcję węzłów siatki, które znalazły się na obszarach zajętych przez poszczególne składniki struktury. WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA Analiza dylatometryczna Rys. 2. Krzywa dylatometryczna ΔL/L 0 = f(t) nagrzewania oraz odpowiadająca jej krzywa różniczkowa d(δl/l 0 )/dt = f(t) sporządzona dla stali 13MnSi6-5 [18] Fig. 2. Dilatometric curve of heating ΔL/L 0 = f(t) with corresponding differential curve d(δl/l 0 )/dt = f(t), made for 13MnSi6-5 steel [18] Tabela 2. Temperatury krytyczne stali 13MnSi6-5 wyzna czone w badaniach dylatometrycznych Table 2. Critical temperatures of 13MnSi6-5 steel deter mined by dilatometric method Oznaczenie temperatury Ac 1s Ac 1f Ac 3 Opis procesu początek przemiany perlit austenit koniec przemiany perlit austenit koniec przemiany ferryt austenit Na rysunku 2 pokazano zarejestrowaną podczas nagrzewania próbki krzywą dylatometryczną ΔL/L 0 oraz odpowiadającą jej krzywą różniczkową d(δl/l 0 )/dt. Na podstawie analizy tych krzywych wyznaczono temperatury krytyczne, które zestawiono w tabeli 2. Wyniki badań dylatometrycznych dowiodły, że przemiana perlit austenit w badanej stali przebiega nie w stałej temperaturze (Ac 1 ), lecz w pewnym, możliwym do określenia zakresie, którego granice wyznaczają Ac 1s i Ac 1f. Wyżarzanie stali w tym zakresie daje zatem możliwość otrzymania mikrostruktury, która będzie się składać z ferrytu struktury wyjściowej oraz perlitu i austenitu, który najprawdopodobniej może zostać nasycony węglem w większym stopniu niż podczas klasycznego dla stali TRIP wyżarzania w zakresie dwufazowym α + γ. Powinno się to przyczynić do silniejszego stabilizowania tej fazy i zachowania w mikrostrukturze większego jej udziału po zakończeniu obróbki cieplnej. Badania metalograficzne Efekt obserwowany w mikrostrukturze podczas nagrzewania pojawiają się pierwsze wydzielenia austenitu (γ) podczas nagrzewania zanikają ostatnie wydzielenia perlitu (cementytu perlitycznego) podczas nagrzewania zanikają ostatnie wydzielenia ferrytu (α) Temperatura 740 C 800 C 1020 C Na rysunku 3a pokazano mikrostrukturę badanej stali, która została wyżarzona w najniższej z wybranych temperaturze, tj. 730 C. Składa się ona z ferrytu, którego udział wstępnie oszacowano na ok. 80% oraz perlitu. Nie można również wykluczyć, że zaznaczone strzałkami, nieco inaczej trawiące się obszary mogą być miejscami, w których na skutek wytrzymania przez 30 min rozpoczęło się tworzenie austenitu. Na rysunku 3b pokazano natomiast mikrostrukturę próbki, która została wyżarzona w temperaturze 740 C, która według tabeli 2 odpowiada Ac 1s. Łatwo zauważyć, że po podwyższeniu tempe ratury wyżarzania zaledwie o 10 C na obrzeżach obszarów perlitu z częściowo skoagulowanym cementytem pojawił się nowy, trawiący się na szaro składnik strukturalny. Ponieważ po wyżarzaniu próbka została oziębiona w wodzie, można założyć, że obserwowanym szarym składnikiem mikrostruktury są produkty przemiany przechłodzonego austenitu, jaki utworzył się w trakcie wyżarzania. Można 20 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV

3 a) 730 C f) 810 C b) 740 C g) 830 C c) 750 C h) 850 C d) 770 C i) 870 C e) 790 C j) 890 C Rys. 3. Mikrostruktura próbek stali 13MnSi6-5 wyżarzonych w zakresie C i zahartowanych w wodzie Fig. 3. Microstructure of 0.13% C, 1.56% Mn, 1.21% Si steel samples after annealing at temperature range C and water quenching NR 1/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 21

4 przypuszczać, że jest to martenzyt z nieokreślonym na tym etapie badań udziałem austenitu szczątkowego. Warto odnotować, że szaro trawiące się obszary (martenzyt z austenitem szczątkowym) pojawiają się nie tylko w miejscach, gdzie przed wyżarzaniem występował perlit, ale co ważniejsze również na granicach pomiędzy ziarnami ferrytu. Może to oznaczać, że przemiana ferrytu w austenit nie rozpoczyna się dopiero po zakończeniu przemiany perlitu w austenit, ale przebiega równocześnie z tym procesem. Udział nowego składnika struktury oszacowano w badanej próbce na około 21%. Może to oznaczać, że pomimo wyżarzania próbki w temperaturze, w której według analizy dylatometrycznej dopiero zaczyna tworzyć się austenit (Ac 1s ), proces ten jest już bardzo zaawansowany. Bardzo podobna do poprzedniej jest pokazana na rysunku 3c mikrostruktura próbki po wyżarzaniu w 750 C. Jedyna różnica wynika z nieco większego udziału szaro trawiących się produktów przemiany martenzytycznej (ok. 27%). Natomiast nawet pobieżna analiza pokazanej na rysunku 3d mikrostruktury próbki wyżarzonej w 770 C pozwala zauważyć wyraźne zmiany w jej charakterze. Zmiany te wynikają przede wszystkim ze zwiększenia stopnia zaawansowania przemiany perlitu w austenit, co spowodowało, że obszary perlitu w dużej mierze zostały zastąpione produktami przemiany martenzytycznej. W pokazanej mikrostrukturze zwraca również uwagę to, że obszary martezytu tworzą już ciągłą siatkę wokół niemal wszystkich widocznych na rysunku ziaren ferrytu. Ponadto obszary te zaczynają rozrastać się w postaci charakterystycznych igieł od granic ziaren ferrytu w kierunku ich środka. Zaobserwowany na rysunku 3d sposób formowania struktury martenzycznej w mikrostrukturze badanej stali obserwuje się również dla wyższej temperatury wyżarzania, tj. 790 i 810 C, co pokazano na rysunkach 3e i 3f. Ze wzrostem temperatury wyżarzania w tym zakresie coraz trudniejsze staje się wskazanie obszarów nieprzemienionego jeszcze perlitu. W pokazanej na rysunkach 3g j mikrostrukturze próbek wyżarzanych w jeszcze wyższej temperaturze, tj. w zakresie C, zaobserwowana tendencja do tworzenia struktury o iglastym charakterze wewnątrz ziaren ferrytu coraz bardziej się nasila. Jej skutkiem jest pojawienie się trawiących się na ciemnoszaro obszarów iglastego martenzytu, obejmujących swoim zasięgiem coraz większą część ziaren ferrytu. Na podstawie obrazów mikrostruktury badanej stali, które pokazano na rysunku 3, niemożliwe było określenie udziału pozostałego po przemianie martenzytycznej austenitu, ani wskazanie miejsc, w których faza ta występowała. Dlatego do oceny udziału tej fazy w mikrostrukturze próbek wykorzystano metodę rentgenowską. Rentgenowska ilościowa analiza fazowa i pomiary twardości W tabeli 3 zestawiono wyniki badań udziału austenitu szczątkowego (RA Retained Austenite) oraz pomiarów twardości HV10 na wyżarzonych i zahartowanych próbkach z badanej stali. Na rysunku 4 pokazano zmiany twardości i udziału austenitu szczątkowego w zależności od temperatury wyżarzania. Zwraca uwagę znaczny jak na stal o zawartości 0,13% węgla udział austenitu szczątkowego. Największy udział tej fazy stwierdzono w tych próbkach, które przed zahartowaniem były wyżarzane w najniższej temperaturze z zakresu Ac 1s Ac 1f (odpowiednio: 8,3% obj. dla 740 C i 5,5% obj. dla 750 C). Biorąc pod uwagę, że łączną zawartość martenzytu i austenitu szcząt kowego w tych próbkach oszacowano na odpowiednio 21 i 27%, może to świadczyć o bardzo silnym wzbogaceniu w węgiel austenitu, jaki tworzył się w zakresie temperatury C. Ze wzrostem temperatury wyżarzania do 810 C (Ac 1f +10 C) udział austenitu szczątkowego w próbkach zmniejszał się aż do ok. 2,3% obj. Wyżarzanie w jeszcze wyższej temperaturze, to znaczy już w zakresie dwufazowym α + γ (Ac 1f + 80 C), nie spowodo- Tabela 3. Wyniki badań austenitu szczątkowego (RA) oraz pomiarów twardości (HV10) na próbkach stali 13MnSi6-5 po ich wyżarzaniu przy różnej temperaturze Table 3. Results of volume fraction of retained austenite (RA) and hardness (HV10) measurements of 13MnSi6-5 steel samples Temperatura wyżarzania C RA, % obj. Twardość HV10 Twardość śr. HV10 Stan dostawy 0, , , , , , , , , , , Rys. 4. Wpływ temperatury wyżarzania na twardość (HV10) oraz udział austenitu szczątkowego (RA) w mikrostrukturze stali 13MnSi6-5 Fig. 4. Influence of annealing temperature on the hardness (HV10) and the volume fraction of retained austenite (RA) in the microstructure of 13MnSi6-5 steel wało dalszych zmian w udziale tej fazy. Wprawdzie w tym zakresie temperatury udział austenitu w mikrostrukturze badanej stali zwiększał się, ale faza ta powstawała już tylko z ferrytu, przez co średnia zawartość węgla w utworzonym już austenicie zmniejszała się. Można zatem przypuszczać, że skutkiem nakładania się na siebie 22 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV

5 tych dwóch procesów był stwierdzony, niemal stały udział austenitu szczątkowego w zahartowanej mikrostrukturze badanej stali. Wyniki pomiarów twardości miały szczególne znaczenie dla próbki, którą przed hartowaniem wyżarzano w 730 C. Cechuje ją wyraźnie większa w porów naniu ze stanem dostawy twardość (199 HV10). Biorąc pod uwagę, że w jej w mikrostrukturze stwierdzono obecność nieznacznej ilości austenitu szczątkowego (0,9% obj.), wyniki takie mogą potwierdzać zasugerowaną w trakcie dyskusji wyników badań metalograficznych możliwość tworzenia austenitu już w 730 C, o ile wystarczająco długi będzie czas tego zabiegu (miejsca zaznaczone strzałkami na rysunku 3a). Weryfikacja tej hipotezy, np. na podstawie wyników pomiarów mikrotwardości, może być podstawą do nieznacznej korekty wyznaczonej w badaniach dylatometrycznych wartości tempe ratury Ac 1s badanej stali. W próbce, która była wyżarzana w 740 C stwierdzono dalsze zwiększenie twardości o ok. 50 jednostek. Wyniki tych pomiarów potwierdzają zatem, że obserwowane w mikrostrukturze tej próbki szare obszary mogły się składać m.in. z twardego martenzytu. Dalszy wzrost temperatury wyżarzania aż do 810 C (Ac 1f +10 C) skutkował stopniowym wzrostem twardości aż do 354 HV10 co wiązać należy z pojawieniem się w mikrostrukturze coraz większej ilości martenzytu. Twardość badanej stali, którą wyżarzano w temperaturze wyższej od Ac 1f (810 i 830 C) niemal nie różni się. Możliwe, że przyczyną takiego charakteru zmian twardości w tym zakresie temperatury z jednej strony było zakończenie przemiany perlit austenit, a z drugiej intensywna w tym zakresie temperatury (rys. 3f, g) przemiana miękkiego ferrytu w austenit, z którego podczas oziębiania utworzył się niskowęglowy martenzyt. Po zahartowaniu stali wyżarzanej w jeszcze wyższej temperaturze obserwowano wprawdzie dalsze zwiększenie ich twardości, ale wzrost ten był niewielki i najprawdopodobniej wynikał z coraz wolniej postępującej przemiany ferrytu w austenit (rys. 3h j). Analiza zmian objętości względnej V v składników strukturalnych z temperaturą wyżarzania Na rysunku 5 pokazano wpływ temperatury wyżarzania na udział objętościowy wszystkich składników strukturalnych, tj. ferrytu, perlitu, martenzytu oraz austenitu szczątkowego (rys. 4). Pokazane zależności potwierdzają, że największe zmiany w mikrostrukturze mają miejsce podczas jej wyżarzania w najniższej temperaturze z zakresu Ac s1 Ac 1f. W tym zakresie ma bowiem miejsce przemiana perlit austenit oraz przemiana ferryt austenit. Tworzenie austenitu z perlitu w omawianym zakresie temperatury skutkuje silnym wzbogaceniem tej fazy w węgiel. Podczas oziębiania taki austenit cechuje się zwiększoną stabilnością i niską temperaturą M s, dzięki czemu po hartowaniu jest możliwe zachowanie w mikrostrukturze niskowęglowej stali nawet 8 9% obj. austenitu szczątkowego. Skuteczność takiej chemicznej stabilizacji austenitu (na skutek wzbogacenia w węgiel) może być zmniejszona w efekcie równocześnie przebiegającej przemiany ferrytu w niskowęglowy austenit. Niewykluczone, że austenit, który tworzy się z ferrytu, mógł odbierać nadmiar węgla od austenitu tworzącego się z perlitu, co najprawdopodobniej mogło skutkować zmniejszaniem śred niego stężenia węgla w tej fazie. Ponieważ wiązało się to z podwyższeniem temperatury M s takiego austenitu, podczas hartowania przemiana martenzytyczna mogła się rozpoczynać w wyższej temperaturze, osiągając większy stopień jej zaawansowania w momencie zakończenia oziębiania. To z kolei mogło być przyczyną zmniejszenia udziału austenitu szcząt kowego, tak jak to przedstawiono na rysunkach 4 i 5. PODSUMOWANIE WYNIKÓW BADAŃ Przedstawione w pracy wyniki badań nad wpływem wyżarzania w zakresie temperatur krytycznych na mikrostrukturę, a zwłaszcza udział austenitu szczątkowego w niskowęglowej stali TRIP skłaniają do zastanowienia się nad weryfikacją aktualnie stosowanych technologii obróbki cieplnej dla tego typu stali. Opierają się one bowiem na założeniu, że za udział austenitu szczątkowego, jaki pozostaje w mikrostrukturze oziębianej stali odpowiadają dwa przeciwstawne czynniki: ogólna ilość austenitu, jaki tworzy się w trakcie wyżarzania w danej temperaturze, skład chemiczny tworzącego się podczas wyżarzania austenitu, a przede wszystkim zawartość węgla w austenicie. Utworzenie dużej ilości austenitu w trakcie wyżarzania powinno skutkować po hartowaniu utworzeniem dużej ilości produktów Rys. 5. Wpływ temperatury wyżarzania na udział objętościowy: ferrytu (F), perlitu (P), martenzytu (M) oraz austenitu szczątkowego (RA) w mikrostrukturze stali 13MnSi6-5 Fig. 5. Influence of annealing temperature on the volume fraction of: ferrite (F), pearlite (P), martensite (M) and retained austenite (RA) in the investigated 13MnSi6-5 steel microstructure NR 1/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 23

6 przemiany martenzytycznej, w tym austenitu szcząt kowego. Z kolei duże stężenie węgla w austenicie będzie przyczyniać się do zwiększenia stabilności tej fazy m.in. przez obniżenie M s. Powinno to sprawić, że po oziębieniu do temperatury otoczenia przemiana martenzytyczna będzie mniej zaawansowana i w strukturze pozostanie więcej nieprzemie nionego austenitu. Dla maksymalizowania udziału austenitu szczątkowego w mikrostrukturze stali typu TRIP powinno się zatem dążyć do sytuacji, w której podczas wyżarzania tworzy się dużo austenitu o dużej zawartości węgla. Z tego powodu najkorzystniejsze dla tego typu stali powinno być wyżarzanie w takiej temperaturze, w której doszło już do całkowitej przemiany perlitu w bogaty w węgiel austenit, a przemiana ferrytu w austenit jest jeszcze nie zaawansowana. Powinna to zatem być temperatura niewiele wyż sza od Ac 1f (temperatura zakończenia przemiany perlit austenit przy nagrzewaniu) i w takiej temperaturze aktualnie zaleca się wyżarzać stale typu TRIP. Wyniki badań zestawione na rysunkach 3 5 nie potwierdzają tych rozważań, ponieważ ze wzrostem temperatury wyżarzania ponad Ac 1s obserwuje się stałe zmniejszanie się udziału austenitu szczątkowego do ok. 2% obj. Przyczyną tej rozbieżności jest wspomniana wcześniej przemiana ferrytu w austenit, która w badanej stali przebiega równocześnie z przemianą perlitu. W badanej, niskowęglowej stali typu TRIP maksymalny udział austenitu szczątkowego stwierdzono w mikrostrukturze próbek wyżarzanych w najniższej temperaturze z zakresu Ac 1s Ac 1f. Dlatego przy projektowaniu nowych technologii obróbki cieplnej tego typu stali warto zastanowić się nad ich modyfikacją, polegającą na obniżeniu temperatury wyżarzania do niezbędnego minimum, np. Ac 1s + maks. 30 C. Przeciwko takiej modyfikacji wyżarzania może przemawiać to, że przy tak niskiej temperaturze wyżarzania w mikrostrukturze wciąż pozostaje perlit, który może utrudniać przeróbkę plastyczną takich stali. Wyniki tych badań dowodzą jednak, że udział tego składnika strukturalnego może być zredukowany do minimum przez nieznaczne zmiany parametrów wyżarzania. Wyniki badań zamieszczone w tej pracy wskazują na jeden z możliwych kierunków modyfikacji obróbki cieplnej stali typu TRIP, którego rezultatem mogłoby być zwiększenie w mikro strukturze takich stali udziału austenitu szczątkowego. Oczywiście poprawna technologia obróbki cieplnej takich stali wymaga, aby po wyżarzaniu chłodzenie odbywało się z przystankiem izoter micznym w zakresie przemiany bainitycznej albo przez chłodzenie ciągłe z odpowiednią szybkością przez zakres tej przemiany. W trakcie takiego chłodzenia powinna mieć miejsce redystrybucja węgla z ferrytu bainitycznego do austenitu, co powinno skutkować dodatkowym wzrostem udziału austenitu szczątkowego w strukturze tak obrobionych stali. Proponowane modyfikacje technologii obróbki cieplnej stali typu TRIP nie wydają się trudne do zrealizowania w obecnych warunkach technicznych potencjalnych producentów tego typu stali. Konieczne jednak będzie zarówno precyzyjne wyznaczanie temperatur krytycznych, jak i utrzymanie odpowiedniego reżimu technologicznego. PODZIĘKOWANIE Autor składa podziękowania prof. dr hab. inż. Wiktorii Ratuszek za pomoc przy badaniach udziału austenitu szcząt kowego oraz prof. dr. hab. Jerzemu Pacynie za pomoc przy formułowaniu koncepcji pracy. LITERATURA [1] Sugimoto K., Kikuchi R., Hashimoto S.: Development of high strength low alloy TRIP-aided steels with annealed martensite matrix. Steel Research 73 (6-7) (2002) [2] Doege E., Kulp S., Sunderkötter C.: Properties and application of TRIPsteel in sheet metal forming. Steel Research 73 (6-7) (2002) [3] Ehrnhardt B., Gerber T.: Property releated design of advanced cold rolled steels with induced plasticity. Steel Grips 4 (2004) [4] Pichler A., Traint S., Hebesberger T., Stiaszny P., Werner E. A.: Processing of thin sheet multiphase steel grades. Steel Research International 78 (3) (2007) [5] Galán J., Samek L., Verleysen P., Verbeken K., Houbaert Y.: Advanced high strength steels for automotive industry. Revista de Metalurgia 48 (2) (2012) [6] Senkara J.: Współczesne stale karoseryjne dla przemysłu motoryzacyjnego i wytyczne technologiczne ich zgrzewania. Przegląd Spawalnictwa 11 (2009) 3 6. [7] De Cooman B. C. (ed.): International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys. Proc. of International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Aachen, Mainz (2002). [8] Srivastava A. K., Jha G., Gope N., Singh S. B.: Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of cold rolled C-Mn-Si TRIPaided steel. Materials Characterization 57 (2006) [9] Lis A. K., Gajda B.: Analiza mikrostrukturalna stali TRIP typu CMnAlSi po obróbce cieplnej. Inżynieria Materiałowa 5 (2005) [10] Jiao S. J., Penning J., Leysen F., Houbaert Y., Aernoudt E.: Theory of modelling the isothermal austenite grain growth in a Si-Mn TRIP steel. Steel Research 71 (9) (2000) [11] Sakuma Y., Matsumura O., Akisue O.: Influence C content and annealing temperature on microstructure and mechanical properties of 400 C transformed steel containing retained austenite. ISIJ International 31 (11) (1991) [12] Sakuma Y., Matsumura O., Takechi H.: Mechanical properties and retained austenite in intercritically heat-treated bainite-transformed steel and their variation with Si and Mn additions. Metallurgical Transactions A 22A (2) (1991) [13] Andrews K. W.: Empirical formulae for the calculation of some transformation temperatures. Journal of the Iron and Steel Institute 203 (1965) [14] Grajcar A.: Struktura stali C-Mn-Si-Al kształtowana z udziałem przemiany martenzytycznej indukowanej odkształceniem plastycznym. Wyd. Politechniki Śląskiej, Gliwice (2009). [15] De Cooman B. C.: Structure-properties relationship in TRIP steels containing carbide-free bainite. Current Opinion in Solid State & Materials Science 8 (2004) [16] Pacyna J.: Projektowanie składów chemicznych stali. Wyd. Wydz. Metalurgii i Inżynierii Materiałowej AGH, Kraków (1997). [17] Bhadeshia H. K. D. H., Edmonds D. V.: The bainite transformation in a silicon steel. Metallurgical and Materials Transactions 10A (1979) [18] Pacyna J., Kokosza A.: The kinetics of phase transformations of undercooled austenite of C-Mn-Si alloys, during cooling from critical temperature range. Material Engineering 5 (2012) [19] Ryś J.: Metalografia ilościowa. Skrypt AGH nr 847, Kraków (1982). 24 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV