METALOZNAWCZE PODSTAWY KSZTAŁTOWANIA STRUKTURY I WŁAŚCIWOŚCI BLACH ZE STALI DP W PROCESIE CIĄGŁEGO WYŻARZANIA

29 Ryszard MOLENDA, Roman KUZIAK Instytut Metalurgii Żelaza METALOZNAWCZE PODSTAWY KSZTAŁTOWANIA STRUKTURY I WŁAŚCIWOŚCI BLACH ZE STALI DP W PROCESIE CIĄGŁEGO WYŻARZANIA W artykule przeprowadzono analizę literatury metaloznawczej dotyczącej procesów zachodzących w trakcie ciągłego wyżarzania blach cienkich. Zwrócono szczególną uwagę na proces rozpuszczania perlitu w osnowie ferrytycznej oraz jaki wpływ wywiera on na tworzenie się austenitu, co jest istotnym elementem w procesie tworzenia struktury ferrytyczno-martenzytycznej stali DP. Przedstawiono zależności między strukturą a właściwościami mechanicznymi omawianych stali. Omówiono kilka przemysłowych oraz laboratoryjnych linii do ciągłego wyżarzania taśm ze stali DP. Słowa kluczowe: austenit, cementyt, ferryt, martenzyt, ciągłe wyżarzanie, stal DP PHYSICAL METALLURGY FOUNDATIONS OF DP STEEL PLATES STRUCTURE AND PROPERTIES FORMATION IN THE PROCESS OF CONTINUOUS ANNEALING The article contains analysis of physical metallurgy literature concerning the processes occurring during continuous annealing of thin plates. Particular emphasis was put on the process of pearlite dissolution in ferrite matrix as well as the impact it has on formation of austenite, which is a significant element in the process of DP steel ferrite-martensitic structure formation. Interrelations between the structure and mechanical properties of the concerned steels were presented. Several industrial and laboratory lines for continuous annealing of DP steel strip were described. Key words: austenite, cementite, ferrite, martensite, continuous annealing, DP steel 1. WSTĘP Podstawy metaloznawcze stali DP zostały sformułowane i zastosowane do uruchomienia produkcji wyrobów płaskich i długich z tych stali w ciągu trzech ostatnich dekad. Duże zapotrzebowanie na wyroby z tych stali jest wynikiem unikatowej kombinacji właściwości mechanicznych, jakie zapewnia struktura dwufazowa, takich jak brak wyraźnej granicy plastyczności, wysoka wytrzymałość połączona z bardzo dobrą ciągliwością, czy też bardzo dobra plastyczność technologiczna w operacjach formowania na zimno, znacznie lepsza od plastyczności stali HSLA, charakteryzujących się porównywalną wytrzymałością [1]. Z tego powodu stale DP coraz powszechniej stosowane są w przemyśle samochodowym do wytwarzania elementów karoserii, a także elementów o szczególnym znaczeniu; na przykład zderzaków, felg, specjalnych kształtowników podwyższających sztywność konstrukcji samochodu lub zabezpieczających przed skutkami zderzenia [2 4]. Podstawowymi składnikami struktury stali DP są dwie fazy: faza twarda (15 40%), którą jest martenzyt lub mieszanina martenzyt /bainit i faza miękka ferryt[5]. Mikrostrukturę stali DP przedstawiono poglądowo na rysunku 1. Faza miękka ferrytyczna, będąca osnową, zachowuje ciągłość w objętości stali, Rys. 1. Mikrostruktura stali DP Fig. 1. Microstructure of DP steel co powoduje, że stal wykazuje bardzo dużą ciągliwość. Odkształcenie takiej struktury powoduje lokalizację płynięcia plastycznego w ferrycie, co w połączeniu z oddziaływaniem z fazą twardą, daje znacznie lepszą charakterystykę umocnienia w porównaniu do umocnienia stali HSLA (rys. 2).

30 Ryszard Molenda, Roman Kuziak Prace IMŻ 2 (2011) 2. PODSTAWY PROCESU WYTWARZANIA BLACH ZE STALI DP Z WYKORZYSTANIEM WYGRZEWANIA W ZAKRESIE MIĘDZYKRYTYCZNYM Rys. 2. Porównanie krzywych naprężenie odkształcenia stali DP i stali mikroskopowej o podwyższonej wytrzymałości Fig. 2. Comparison of stress strain curves of DP steel and microscope high-strength steel Jednym z wyrobów wytwarzanych ze stali DP są blachy taśmowe, których zużycie znacznie wzrosło w ostatniej dekadzie. Blachy te stosowane są najczęściej w stanie po ciągłym wyżarzaniu, które w ogólnym zarysie polega na szybkim nagrzaniu blach cienkich po walcowaniu na zimno do zakresu międzykrytycznego i kontrolowanym chłodzeniu do temperatury otoczenia lub przestarzenia. Stosowane jest również cynkowanie zanurzeniowe bezpośrednio po procesie wyżarzania. Wpływ profili termicznych stosowanych w liniach ciągłego wyżarzania i zanurzeniowego nanoszenia powłok cynkowych na właściwości mechaniczne stali DP badany był dla zróżnicowanych składów chemicznych tych stali w warunkach laboratoryjnych, za pomocą symulatorów wyżarzania i galwanizowania [6]. Badania te dotyczyły przede wszystkim określenia wpływu temperatury wyżarzania, a w zakresie międzykrytycznym, temperatury początku przyspieszonego chłodzenia po wygrzewaniu, szybkości chłodzenia i temperatury przestarzenia na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne blach taśmowych. Na podstawie tych badań opracowano przemysłowe technologie wytwarzania blach ze stali DP w liniach ciągłych do zanurzeniowego pokrywania cynkowymi powłokami ochronnymi [7]. Przemiana struktury wyjściowej stali w austenit podczas wyżarzania międzykrytycznego była przedmiotem licznych badań. Większość z tych badań przeprowadzono na blachach po walcowaniu na gorąco i austenityzowaniu, w których występowała mikrostruktura ferrytyczno-perlityczna. W tym przypadku austenit zarodkuje na granicach rozdziału ferryt/cementyt, na granicach ziaren ferrytu, na granicach kolonii perlitu lub na cząstkach węglików wydzielonych w granicach ziaren ferrytu. Podczas chłodzenia, w zależności od hartowności stali i szybkości chłodzenia, austenit podlega przemianie w martenzyt lub do postaci mieszaniny martenzytu z bainitem. Przy małych szybkościach chłodzenia austenit może przemieniać się również do ferrytu i perlitu. Podczas wyżarzania międzykrytycznego obserwowano procesy segregacji manganu do austenitu, a także w mniejszym stopniu, krzemu do ferrytu. Stosunkowo mało uwagi poświęcono badaniom przemian fazowych i zmian strukturalnych w blachach walcowanych na zimno w procesie ciągłego wyżarzania, który charakteryzuje się przede wszystkim krótkimi czasami nagrzewania i wygrzewania. 2.1. PRZEMIANY FAZOWE PODCZAS NAGRZEWANIA I WYGRZEWANIA Jedną z najważniejszych cech procesu wyżarzania blach ze stali DP w procesie ciągłym jest konieczność dokładnego kontrolowania postępu przemian fazowych i zmian zachodzących w strukturze zarówno podczas nagrzewania i wygrzewania, jak również podczas chłodzenia tych blach. Do zmian zachodzących w strukturze stali w procesie nagrzewania i wygrzewania w zakresie współistnienia ferrytu i austenitu w układzie równowagi, mających istotny wpływ na właściwości mechaniczne stali DP, zalicza się przede wszystkim: przemianę perlitu w wysokowęglowy austenit, wzrost austenitu o wysokiej zawartości węgla kosztem ferrytu w warunkach lokalnej równowagi, ustalanie równowagi globalnej między austenitem i ferrytem poprzez dyfuzję pierwiastków i zanik segregacji w tych fazach. Powyższe etapy przedstawiono schematycznie na rysunku 3, zaś zmiany składu chemicznego towarzyszącego wspomnianym przemianom fazowym przedstawiono na układzie fazowym na rysunku 4. Etap 1 na rysunku 3 to rozpuszczanie perlitu, etap 2(a) to wzrost austenitu w warunkach pararównowagi, etap 2(b), to wzrost austenitu, w trakcie którego postęp przemiany kontrolowany jest dyfuzją manganu w ferrycie, etap 3 to wyrównywanie profilu koncentracji manganu w austenicie, w wyniku czego, na końcu, uzyskuje się jed- Rys. 3. Zmiany zachodzące w strukturze stali wygrzewanej w zakresie temperatur współistnienia faz [8] Fig. 3. Changes occurring in the structure of steel soaked in phases coexistence temperature range

Metaloznawcze podstawy kształtowania struktury i właściwości blach... 31 t a p = (1) G gdzie a jest połową grubości płytki cementytu, zaś G jest szybkością przemieszczania się powierzchni rozdziału. Parametr a szacowano za pomocą następującego wzoru: V ( P) d a = (2) 2 Rys. 4. Układ równowag fazowych Fe-Mn-C dla temperatur 730 i 800 C ilustrujący zmiany składu chemicznego faz związane z trzyetapowym mechanizmem przemiany struktury ferrytyczno-perlitycznej w austenit [8] Fig. 4. Fe-Mn-C phase equilibrium system for temperatures: 730 and 800 C illustrating changes in chemical composition of phases related to three-stage mechanism of ferritepearlite structure transformation into austenite [8] norodną zawartość tego pierwiastka, odpowiadającą warunkowi równowagi. Pierwszym procesem zachodzącym podczas wygrzewania stali w zakresie międzykrytycznym jest przemiana perlitu w wysokowęglowy austenit. Powyżej temperatury Ac 1 następuje rozpuszczanie płytek cementytu w perlicie i wzrost zarodkującego austenitu w kierunku perlitu. Przemiana ta jest kontrolowana dyfuzją węgla w powierzchni rozdziału perlit/austenit, zaś droga dyfuzji dla tej przemiany odpowiada odległości między płytkami cementytu w ferrycie ( 0,2 μm). Z tego powodu przemiana perlitu w austenit postępuje bardzo szybko. Jednak w niższych temperaturach ( 730 C), z uwagi na małą ruchliwość pierwiastków stopowych, dyfuzja tych pierwiastków może być procesem kontrolującym postęp przemiany perlitu w austenit. Podwyższanie temperatury powoduje zmianę mechanizmu kontrolującego postęp przemiany z dyfuzji pierwiastków stopowych na dyfuzję węgla, a w wyniku tego gwałtowny wzrost szybkości postępu przemiany. Obliczenia przeprowadzone w pracy [8] dla stali 0,06% C 1,5% Mn dały zmniejszenie czasu rozpuszczania perlitu z 12 sekund przy temperaturze 740 C do 0,11 sekundy przy 780 C. Czas rozpuszczania obliczano za pomocą następującego równania: gdzie V V (P) jest udziałem objętościowym perlitu, zaś d jest średnicą ziarna ferrytu. Po rozpuszczeniu się perlitu, w strukturze stali występuje austenit wzbogacony w węgiel, który nie jest w stanie równowagi termodynamicznej z otaczającym go ferrytem. Z tego powodu, kolejnym etapem przemiany jest wzrost austenitu kosztem ferrytu. W zależności od wielkości siły napędowej przemiany, może on zachodzić w warunkach dyfuzji lub przy braku dyfuzji manganu. Jeśli w trakcie wzrostu nie zachodzi dyfuzja manganu i innych pierwiastków stopowych, proces ten zachodzi w warunkach pararównowagi. W tych warunkach, w początkowym etapie zawartość węgla ewoluuje od wartości w punkcie 1 do wartości w punkcie 2(a) na rysunku 4. Podczas długotrwałego wygrzewania, dalszy wzrost zachodzi w warunkach lokalnej równowagi i może być kontrolowany dyfuzją węgla w austenicie (przypadek 2a na rysunku 3) lub dyfuzją manganu w ferrycie (przypadek 2b na rysunku 3). Skład chemiczny austenitu ewoluuje wtedy w kierunku linii wiążącej układu równowagi globalnej (punkt 2(b) na rysunku 4), a następnie w kierunku punktu 3. W temperaturach nieznacznie wyższych od Ac 3, zachodzić może dyfuzja manganu podczas przemieszczania się powierzchni międzyfazowej, ponieważ szybkość dyfuzji manganu w ferrycie jest około trzy razy większa, niż w austenicie. Z tego powodu, przyjmuje się, że szybkość dyfuzji manganu w ferrycie początkowo kontroluje postęp przemiany austenitu. Inny model przemiany opiera się na założeniu, że dyfuzja manganu wzdłuż granic ziaren ferrytu zachodzi szybciej, niż dyfuzja objętościowa. Przykładem może być model Aarona i Aaronsona, w którym ten rodzaj dyfuzji powoduje wzbogacenie granic ziaren w mangan [9]. Granica ziarna w tym modelu działa, jak kolektor gromadzący mangan (rys. 5). Jednak znaczenie tego procesu maleje w miarę postępu przemiany. Zarówno dyfuzja objętościowa, jak i wzdłuż granic ziaren, powoduje tworzenie się warstwy wzbogaconej w mangan na obrzeżu austenitu. Podczas chłodzenia, warstwa ta tworzy rodzaj koperty wokół ziarna ferrytu. Przykład takiej struktury w stali DP można znaleźć w pracy [8]. Ostatnim etapem zmian zachodzących w strukturze stali wygrzewanej w zakresie międzykrytycznym jest ujednorodnienie składu chemicznego austenitu. W wyniku, tego procesu zanikają gradienty koncentracji pierwiastków w ferrycie i austenicie. Obliczenia modelowe tego procesu prowadzi się przy założeniu jednowymiarowej dyfuzji ze stacjonarną powierzchnią rozdziału o ustalonym składzie chemicznym [10]. Czas, w trakcie którego gradient koncentracji manganu maleje o 90% można obliczyć za pomocą następującego równania: t c Mn 2 f f = c (3) D Mn

32 Ryszard Molenda, Roman Kuziak Prace IMŻ 2 (2011) cy [11] wykorzystując metodę Kissingera. Metoda ta opiera się na pomiarze temperatury, przy której szybkość przemiany jest najwyższa podczas nagrzewania stali, a więc, w warunkach nieizotermicznych. Do opisu kinetyki przemiany zastosowano model Johnsona- Mehl-Avramiego: n Ft ( ) = 1 -exp6-^kth @ (4) Rys. 5. Segregacja manganu mechanizmem dyfuzji powierzchniowej podczas wygrzewania międzykrytycznego [8] Fig. 5. Segregation of manganese by means of surface diffusion mechanism during intercritical soaking [8] gdzie f f jest grubością warstwy austenitu pod koniec etapu 2(b), zaś D c M jest współczynnikiem dyfuzji manganu w austenicie. Schemat zmian zachodzących w stali w trakcie przemiany struktury ferrytyczno-perlitycznej w austenit podczas wyżarzania w zakresie międzykrytycznym przedstawiono na rysunku 6. Rys. 6. Schemat zmian zachodzących w stali w trakcie przemiany struktury ferrytyczno-perlitycznej w austenit podczas wyżarzania w zakresie międzykrytycznym dla stali 0,12% C 1,5% Mn Fig. 6. Diagram of changes occurring in steel during ferrite-pearlite structure transformation into austenite in the process of annealing in the intercritical range for 0.12%C 1.5%Mn steel Z rysunku 6 wynika, że proces rozpuszczania perlitu zachodzi bardzo wolno (15 s 8 godzin) w przedziale temperatur Ae 1 740 C. W tym przypadku dalszy wzrost austenitu kontrolowany jest dyfuzją manganu w ferrycie. W wysokich temperaturach, w przedziale 850 900 C, rozpuszczanie perlitu zachodzi niemal natychmiast, zaś dalszy postęp przemiany kontrolowany jest dyfuzją węgla w austenicie. Kinetykę przemiany struktury ferrytyczno-perlitycznej w austenit badano metodą kalorymetryczną w pra- gdzie F(t) jest ułamkiem objętości materiału, w którym zaszła przemiana fazowa, n jest stałą, zaś k związane jest z energią aktywacji procesu, E, i temperaturą za pomocą następującego równania: k k exp E = 0 c- m (5) RT Materiałem badań były stale o zawartości węgla: 0,08; 0,115 i 0,4% i w przybliżeniu stałej zawartości manganu (0,45 0,50%) i krzemu (0,02 0,31%). Stałe w równaniach (4) i (5) wyznaczone w badaniach podano w tablicy 1. Tablica 1. Stałe w równaniach (4) i (5) dla stali badanych w pracy [11] Table 1. Constant in equations (4) and (5) for the examined steels [11] Stal Energia aktywacji (E), kj/mol n 0,08 %C 117,07 3,5 0,115 %C 113,43 3,6 0,40%C 110,21 3,8 Wartość wykładnika w równaniu (4) wskazuje, że procesem kontrolującym postęp przemiany jest zarodkowanie austenitu w granicy rozdziału ferryt/cementyt. Na krzywej kalorymetrycznej stwierdzono występowanie czterech pików, które przypisano następującym procesom: przy temperaturze około 400 C: odprężaniu próbki w postaci proszkowej; przy temperaturze 650 700 C: sferoidyzacji perlitu; przy temperaturze 800 850 C: równoczesnemu rozpuszczaniu perlitu i zarodkowaniu oraz wzrostowi austenitu; przy temperaturze 900 950 C: wyrównaniu stężenia węgla, zgodnie z układem równowagi. Model opisany w pracy [11] pozwala z dużą dokładnością wyznaczyć wymagany czas wytrzymania izotermicznego do uzyskania założonego składu fazowego stali wytrzymywanej w zakresie międzykrytycznym. Na przykład czas wytrzymania w zakresie międzykrytycznym do uzyskania maksymalnego udziału austenitu (13%) w stali o zawartości węgla 0,08%, przy temperaturze 740 C, wynosi 10 minut. 2.2. WPŁYW ODKSZTAŁCENIA NA ZIMNO NA POSTĘP ZMIAN ZACHODZĄCYCH PODCZAS WYŻARZANIA Przedstawiony dotychczas postęp przemian zachodzących podczas wyżarzania stali odnosi się do przypadku, gdy wyjściowa struktura jest w pełni zrekrystalizowana. Blachy cienkie wyżarzane są natomiast w stanie po walcowaniu na zimno. Taki stan struktury wyjściowej powoduje, że ziarna austenitu tworzą się nie tylko na granicach ziaren lub powierzchniach międzyfazowych, ale również, wewnątrz zdeformowanych ziaren [12]. Przebieg zarodkowania austenitu zależy

Metaloznawcze podstawy kształtowania struktury i właściwości blach... 33 zatem od rekrystalizacji ferrytu. Duży jest również wpływ wyjściowej mikrostruktury blachy przed walcowaniem na zimno. W przypadku, gdy przed walcowaniem przeprowadzono zabieg sferoidyzacji cementytu, rekrystalizacja ferrytu poprzedza przemianę austenityczną [13]. Wtedy proces zarodkowania ferrytu ograniczony jest do granic ziaren i powierzchni międzyfazowych [13]. Bardzo ważnym procesem z punktu widzenia kształtowania tekstury zachodzącym podczas wyżarzania blach jest rekrystalizacja. Rekrystalizacja nieciągła obejmuje dwa procesy, mianowicie, zarodkowanie i wzrost zarodka. Zarodek charakteryzuje się niską gęstością dyslokacji, jego wzrost w kierunku silnie odkształconej osnowy powoduje obniżenie gęstości dyslokacji. Zarówno zarodkowanie, jak i wzrost, wpływają na teksturę rekrystalizacji. Uzyskanie wyróżnionych orientacji w procesie rekrystalizacji tłumaczy się zarówno w oparciu o mechanizm uprzywilejowanego zarodkowania, jak również uprzywilejowanego wzrostu [14]. Jednak nie wszystkie zarodki rekrystalizacji mogą rozrastać się w kierunku odkształconej osnowy. Dla wystąpienia wzrostu konieczne jest spełnienie następujących warunków [15]: Niestabilność termodynamiczna: zarodek musi osiągnąć wielkość krytyczną promienia, którego wartość można oszacować za pomocą następującego równania: 2c 4c rc = p = 2 (6) tgb gdzie c jest energią napięcia powierzchniowego, p jest energią zmagazynowaną odkształcenia plastycznego, t jest gęstością dyslokacji, G jest modułem odkształcenia postaciowego, b jest wektorem Burgersa. Niestabilność mechaniczna: przemieszanie się frontu rekrystalizacji (granicy zarodek/odkształcona osnowa) możliwe jest w przypadku, gdy lokalnie nie jest zachowana równowaga sił działających na front. Warunek ten jest spełniony, gdy struktura dyslokacyjna jest silnie niejednorodna, lub gdy proces zdrowienia powoduje powstanie dużych podziaren. Niestabilność kinetyczna: granica zarodka musi wykazywać dużą ruchliwość, co występuje w przypadku granic wysokokątowych. Wyróżnia się następujące mechanizmy powstawania granic wysokokątowych: nieciągły wzrost podziaren; zarodkowanie na granicach ziaren; występowanie silnej niejednorodności odkształcenia plastycznego; zarodkowanie na dużych cząstkach wtrąceń niemetalicznych i wydzieleń; powstawanie bliźniaków wyżarzania. Trudności w jednoczesnym spełnieniu tych kryteriów powodują występowanie silnej selekcji miejsc uprzywilejowanego zarodkowania. Wyróżnionymi miejscami zarodkowania są pasma zlokalizowanego odkształcenia plastycznego i granice ziaren. Badania rekrystalizacji ferrytu i postępu przemiany w austenit przeprowadzono w pracy [16] dla stali o składzie chemicznym: Fe-0.08C-1.45Mn-0.21Si. Kinetykę rekrystalizacji ferrytu w tej pracy analizowano za pomocą następującego równania: 1 Qr Ar exp t = c- m (7) RT r gdzie t r jest czasem do uzyskania określonego ułamka objętości zrekrystalizowanej, A r jest stałą, zaś Q r jest energią aktywacji dla procesu rekrystalizacji. Energia aktywacji wyznaczona w pracy [16] zależy od wartości odkształcenia. Dla gniotu 25% wynosiła ona 272, zaś dla gniotu 50% 225 kj/mol. Są to wartości zbliżone do energii aktywacji procesu samodyfuzji w żelazie α. Badania przeprowadzone w pracy pokazały, że równocześnie z postępem rekrystalizacji zachodzi proces sferoidyzacji perlitu. Przy temperaturze 700 C proces ten zachodzi w czasie około 20 minut. Mimo pełnej rekrystalizacji ferrytu, cząstki cementytu ułożone były zgodnie z kierunkiem linii poślizgu. Zatem proces sferoidyzacji w stanie po odkształceniu plastycznym na zimno zachodzi znacznie szybciej w porównaniu do stanu nieodkształconego. Jest to spowodowane częściową fragmentacją i znacznym odkształceniem płytek cementytu. W blachach o strukturze ferrytyczno-perlitycznej, po odkształceniu na zimno, przemiana w austenit zachodzi w kilku etapach. W pierwszym etapie, austenit zarodkuje na granicach ziaren/podziaren ferrytu, zaś w drugim związany jest z cząstkami cementytu. Zarodkowanie wewnątrz ziaren ferrytu zachodzi na największych cząstkach w obszarze skupisk sferycznych cząstek cementytu. Zarodkowanie austenitu nie zachodzi na małych cząstkach, prawdopodobnie spowodowane jest to małą powierzchnią międzyfazową związaną z tymi cząstkami. Z tego powodu małe cząstki są bardzo stabilne, bardzo często hamują one rozrost ziaren austenitu. Potwierdzają to również badania przeprowadzone przez Cai i in. [17]. Badacze stwierdzili ponadto, że cząstki cementytu charakteryzują się znacznie wyższą zawartością manganu w porównaniu z osnową. Podwyższona zawartość manganu może być powodem wolnego rozpuszczania się cząstek cementytu oraz podwyższonej stabilności austenitu zarodkującego na cząstkach cementytu. Pomimo różnic w wyjściowej mikrostrukturze badania Yanga [16] pokazały, że kinetyki tworzenia się austenitu w strukturze odkształconej i nieodkształconej są zbliżone do siebie. Końcowy etap tworzenia się austenitu w przypadku, gdy wyjściowa struktura była odkształcona charakteryzuje się znacznym spowolnieniem tego procesu. Jest to spowodowane zarodkowaniem tej fazy na dużych cząstkach, wzbogaconych w mangan. 2.3. PROCES PRZESTARZENIA Celem procesu przestarzenia w linii ciągłej jest uzyskanie blach nie wykazujących zjawiska starzenia zgniotowego. Starzenie zgniotowe jest utożsamiane ze zmianą właściwości metali i stopów spowodowane oddziaływaniem defektów punktowych z dyslokacjami w trakcie odkształcenia (starzenie dynamiczne) lub po odkształceniu (starzenie statyczne). W przypadku stali największy wpływ na właściwości mechaniczne ma oddziaływanie atomów międzywęzłowych (C i N) z dyslokacjami. W niektórych stalach, np. BH, starzenie zgniotowe wykorzystuje się do podwyższenia wytrzymałości wyrobów finalnych. Jednak bardzo często, jest to zjawisko niekorzystne, wpływające negatywnie na stan powierzchni wyrobów. Dotyczy to na przykład stali głębokotłocznych. W tym przypadku w linii ciągłego wyżarzania stosuje się odkształcenie wygładzające (z gniotem około 1%) przed strefą przestarzania.

34 Ryszard Molenda, Roman Kuziak Prace IMŻ 2 (2011) Starzenie zgniotowe może być ilościowo scharakteryzowane poprzez wpływ na właściwości mechaniczne. Powoduje ono wzrost granicy plastyczności, lub nawrót odkształcenia Lüdersa, wzrost wytrzymałości na rozciąganie i obniżenie ciągliwości [18, 19]. Teorię starzenia po zgniocie opracowali Cottrell i Bilby [20]. Teoria ta opiera się na założeniu, że starzenia zgniotowe zachodzi w przypadku, gdy spełnione są trzy warunki: (1) w materiale występują niezakotwiczone dyslokacje; (2) atomy międzywęzłowe mają zdolność dyfundowania do dyslokacji oraz (3) atomy międzywęzłowe mają zdolność kotwiczenia dyslokacji. Starzenie zgniotowe zachodzi w trzech etapach. W etapie pierwszym występuje szybki wzrost górnej granicy plastyczności spowodowany porządkowaniem się atomów międzywęzłowych w polu naprężeń pochodzących od dyslokacji. Jest to tzw. efekt Snoeka [21]. Zjawisko to zachodzi w czasie wymaganym do pojedynczego przeskoku atomu w polu naprężeń. Drugi i znacznie wolniejszy etap to dalekozasięgowa dyfuzja atomów międzywęzłowych w kierunku rdzenia dyslokacji. W wyniku tych procesów tworzą się tzw. atmosfery Cottrella, które efektywnie kotwiczą dyslokacje. Proces formowania atmosfer kończy się zarodkowaniem węglików żelaza. Jest to etap trzeci procesu. Kinetykę tworzenia atmosfer Cottrella opisuje następujące równanie: Nt () 23 / 3n ADt = 0mc m (8) kt gdzie n o jest całkowitą ilością atomów międzywęzłowych w roztworze stałym na jednostkę objętości, m jest parametrem charakteryzującym zdolność przemieszczania się rdzenia dyslokacji, A jest stałą zależną od współczynników sprężystości, k jest stałą Boltzmanna, D jest współczynnikiem dyfuzji atomów międzywęzłowych. Proces przestarzenia blach ze stali DP powoduje również rozpad martenzytu, co wpływa na właściwości mechaniczne tej fazy, a równocześnie na właściwości mechaniczne kompozytu. Procesy zachodzące w martenzycie oraz ich wpływ na właściwości mechaniczne tej fazy scharakteryzowano w tablicy 2 [22]. Tablica 2. Charakterystyka zmian zachodzących w strukturze martenzytu oraz ich wpływu na właściwości mechaniczne w zależności od temperatury Table 2. Characteristics of changes occurring in martensite structure and their impact on mechanical properties depending on temperature Etap Przedział temperatur Wpływ na Proces właściwości mechaniczne R 0.2 ; R m ; ciągliwość γ R. Fe 3 C, powstawanie R 0.2 ; R m ; węglika Fe 5 C 2 ciągliwość 1 100 200 C C r.s. węglik ε (Fe 2 C) 2 200 300 C 3 300 450 C 4 450 650 C powstawanie węglika Fe 5 C 2 Fe 2 C Fe 3 C rozrost węglików, powstawanie drobnych węglików (optymalnie przy 550 C) R 0.2 ; R m ; ciągliwość R m Stale DP wykazują duży przyrost granicy plastyczności podczas niskotemperaturowego wyżarzania po uprzednim odkształceniu plastycznym (efekt BH). Efekt ten jest wykorzystywany do podwyższania odporności elementów karoserii samochodowych na wgniecenia. Proces starzenia po zgniocie stali DP był badany przez Waterschoota i wsp. [23] metodą tarcia wewnętrznego. Badania pokazały, że proces ten przebiega w kilku etapach obejmujących: formowanie atmosfer Cottrela, tworzenie się skupisk atomów węgla w węzłach dyslokacyjnych i proces wydzieleniowy. Badania [24] wykazały, że można wyróżnić pięć etapów przemiany martenzytu w trakcie wyżarzania stali DP w przedziale temperatur 20 500 C: Poniżej 120 C występuje jedynie segregacja węgla powodująca nieznaczne zmiany objętości stali wynoszące około 0,05% i znaczącą redukcję tetragonalności. Energia aktywacji tego procesu wynosi 98,9 100,6 kj/mol, co koresponduje dobrze z energią aktywacji dla dyfuzji objętościowej węgla. Wydzielanie się węglika h lub f w przedziale temperatur 120 200 C. Energia aktywacji tego procesu wynosi 121,6 123,8 kj/mol, co sugeruje, że mechanizmem kontrolującym postęp procesu wydzieleniowego jest dyfuzja atomów żelaza wzdłuż dyslokacji w celu akomodacji niedopasowania sieci krystalicznych węglików i osnowy. Proces wydzieleniowy powoduje zmiany objętości wynoszące około 0,30% oraz obniżenie tetragonalności sieci krystalicznej martenzytu. Wydzielanie węglika Hägga w przedziale temperatur 200 300 C. Energia aktywacji dla tego procesu wynosi 135,8 kj/mol. Rozpad austenitu szczątkowego, który powoduje wzrost objętości stali w przedziale temperatur 250 350 C. Energia aktywacji tego procesu wynosi 154,7 kj/mol. Przemiana wszystkich węglików przejściowych w cementyt, która zachodzi w przedziale temperatur 290 390 C. Energia aktywacji tego procesu wynosi 176,1 kj/mol. Całkowita zmiana objętości po pełnym odpuszczaniu wynosi 0,62-0,71%. Zmiany te w pracy [24] modelowano za pomocą równania Johnsona-Mehla-Avrami: f = 1 -exp(- b ) (9) gdzie: Q b = ktt ( ) = k0 expc- m t (10) RT gdzie Q jest energią aktywacji, k 0 jest stałą, T jest temperaturą w skali absolutnej, t jest czasem w sekundach, R jest stałą gazową, zaś n jest wykładnikiem, który jest stały dla określonego mechanizmu przemiany. W pracy Fanga i wsp. [25] badano wpływ temperatury odpuszczania na właściwości mechaniczne stali DP o składzie chemicznym: 0,13% C, 0,85% Mn i 0,073% Si. Stwierdzono, że ze wzrostem temperatury odpuszczania (T odp ) maleje monotonicznie wytrzymałość na rozciąganie według następującej zależności: n R [ MPa] = 859-0,75 T [ C] (11) m odp c Podobne zachowanie wykazuje granica plastyczności, ale spadek tego parametru z temperaturą odpuszczania jest około dwukrotnie wolniejszy w porównaniu z wytrzymałością na rozciąganie. Wzrost temperatury odpuszczania powoduje monotoniczny wzrost wydłużenia równomiernego. Natomiast, wydłużenie całkowite rośnie monotonicznie do temperatury około 120 C. W przedziale temperatur 120 150 C obserwuje się gwałtowny wzrost wydłużenia równomiernego, po czym powyżej 150 C wzrost ten jest bardzo wolny. Podobny przebieg ma zależność wskaźnika charaktery-

Metaloznawcze podstawy kształtowania struktury i właściwości blach... 35 zującego podatność do zaginania końca blachy (z ang. Hole expansion ratio) od temperatury, jednak gwałtowny wzrost tego wskaźnika obserwuje się w przedziale 200 280 C. Należy podkreślić, że badania przedstawione w pracy [25] nie odzwierciedlają warunków wyżarzania ciągłego, bowiem zastosowany czas odpuszczania wynosił 1 godzinę. 3. ZWIĄZEK WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNYCH ZE STRUKTURĄ STALI DP Większość modeli mechanicznych opisujących proces odkształcenia stali DP przyjmuje założenie, że mikrostruktura tych stali jest mikrokompozytem składającym się z dwu faz o silnie zróżnicowanych właściwościach mechanicznych. Z przeprowadzonych badań wynikają następujące cechy odkształcenia stali DP: Do parametrów, które wpływają na proces odkształcania stali DP zalicza się [26]: a) parametry mikrostrukturalne, takie jak: udział objętościowy, średnia wielkość i kształt faz oraz rozkład wielkości, ciągłość osnowy i fazy twardej; b) stosunek ( χ) naprężenia uplastyczniającego fazy twardej i miękkiej osnowy. Odkształcenie struktury dwufazowej zachodzi w następujących etapach: Etap 1: obie fazy podlegają sprężystemu odkształceniu, Etap 2: faza miękka podlega odkształceniu plastycznemu, zaś faza twarda odkształca się sprężyście, Etap 3: obie fazy odkształcają się plastycznie, Etap 4: pękanie stali, któremu towarzyszy dekohezja w powierzchni rozdziału osnowa/faza twarda lub mikropękanie fazy twardej. Różnice między poszczególnymi modelami dotyczą sposobu, w jaki dokonywany jest podział odkształcenia/naprężenia między ferryt i martenzyt oraz mechanizmów wzajemnego wpływu każdej z tych faz na charakterystykę odkształcania się drugiej. Teoria Ashby wykorzystująca mikromechanikę płynięcia plastycznego opisuje wpływ twardej, nieodkształcającej się drugiej fazy, na umocnienie miękkiej osnowy [27]. Ashby zakłada, że różnice w odkształceniu się dwu faz kompensowane są poprzez wzrost gęstości tzw. dyslokacji niezbędnych geometrycznie. Podstawowe założenie tej teorii, o braku odkształcenia twardej fazy nie jest jednak spełnione w przypadku stali DP, zwłaszcza dla dużych odkształceń [28]. Z tego powodu obliczenia w oparciu o model Ashby zawyżają gęstość dyslokacji, a tym samym, naprężenie płynięcia plastycznego. Model Ashby został zmodyfikowany przez Karlsona i Lindena [29] poprzez uwzględnienie możliwości odkształcenia fazy twardej oraz wpływu wielkości ziarna osnowy na proces odkształcenia plastycznego. Jednak model ten dał znacznie zaniżone wartości naprężenia uplastyczniającego podczas obliczeń procesu odkształcenia stali ferrytyczno-perlitycznych. W konkluzji, autorzy stwierdzili, że wkład dyslokacji geometrycznie niezbędnych do naprężenia uplastyczniającego jest niewielki, zaś istotne znaczenie może mieć przekaz obciążenia między fazami. Modele wykorzystujące mechanikę ośrodków ciągłych do obliczeń wytrzymałości i zachowania się podczas odkształcenia materiałów dwufazowych zaliczyć można do dwu kategorii, mianowicie, do schematów aproksymacyjnych oraz do analizy z wykorzystaniem metody elementów skończonych. Schematy aproksymacyjne zostały opracowane do przewidywania procesu płynięcia plastycznego materiałów utwardzanych dyspersyjnie [30], kompozytów elasto-plastycznych wzmacnianych materiałami włóknistymi [31], czy też kompozytów wykazujących nieliniowy przebieg procesu pełzania [32]. Najważniejszą wadą tych modeli, oprócz ograniczeń związanych z rozwiązaniem problemów nieliniowych, jest założenie, że fazy są ośrodkami ciągłymi, zaś odkształcenie plastyczne składników jest jednorodne. Zastosowanie sprężysto-plastycznego modelu w analizach wykorzystujących metodę elementów skończonych do obliczeń zachowania się układów heterogenicznych w zakresie odkształcenia plastycznego daje dobre wyniki, pod warunkiem, że przyjęte zostaną poprawnie wartości stałych sprężystości, granicy plastyczności oraz charakterystyki umocnienia składników fazowych [33, 34]. Obliczenia opierające się na metodzie elementów skończonych pozwalają prawidłowo opisać lokalny charakter niejednorodności płynięcia plastycznego, jednak są bardzo złożone. Większość badaczy do obliczeń zmian naprężenia w funkcji udziału objętościowego drugiej fazy w stalach DP stosowało regułę mieszanin [35, 36]: vc = Vfvf + V al v al (12a) fc = Vfff + V al f al (12b) gdzie: V f ułamek objętościowy ferrytu, V al ułamek objętościowy martenzytu, v f naprężenie w ferrycie, v al naprężenie w martenzycie, f f odkształcenie w ferrycie, f al odkształcenie w martenzycie, zaś v c i f c są, odpowiednio, naprężeniem i odkształceniem kompozytu. Prawo mieszanin przedstawiono graficznie na rysunku 7. Należy podkreślić, że zależności 12(a,b) nie pozwalają określić, jaki jest podział naprężenia i odkształcenia między składnikami struktury. Podział naprężenia i odkształcenia definiuje współczynnik nachylenia q linii AB: val - vf q = (13) fa - ff Ze wzrostem q stan układu dwufazowego zbliża się do warunków jednorodnego odkształcenia, dla których f f = f al = f c. Z kolei małe wartości q odpowiadają warunkom jednorodnego naprężenia, dla których v f = v al = v c. Bezwzględna wartość wskaźnika q zależy od ułamka objętości faz oraz od współczynnika podziału naprężenia, cech morfologicznych, charakterystyki umocnienia składników fazowych oraz od przyłożonego naprężenia. Dokładny charakter tej zależności nie jest jednak znany. Małe wartości parametru q odpowiadają dużym wartościom parametru. W oparciu o wyniki badań doświadczalnych, Fischmeister i Karlsson [37] pokazali, że reguła mieszanin pozwala uzyskać dobre wyniki dla wartości q = 4500 MPa. Mimo dwu skrajnych i nierealistycznych alternatyw, mianowicie, warunku jednorodnego naprężenia lub jednorodnego odkształcenia w obu fazach (rys. 7), Fischmeister and Karlsson [35] stwierdzili doświadczalnie oraz za pomocą obliczeń z wykorzystaniem me-

36 Ryszard Molenda, Roman Kuziak Prace IMŻ 2 (2011) Rys. 7. Krzywa naprężenie odkształcenie dla miękkiej osnowy dla stali dwufazowej o miękkiej osnowie (m) i twardej drugiej fazie ( ). Linie EF, GH i AB odpowiadają różnym warunkom, odpowiednio, jednorodne odkształcenie, jednorodne naprężenie i przypadek pośredni Fig.7. Stress-strain curve for soft matrix for two-phase steel of soft matrix (m) and hard second phase ( ). Lines EF, GH and AB reflect various conditions, homogeneous strain, homogeneous stress and intermediate case tody elementów skończonych, że podział naprężenia i odkształcenia dla materiału dwufazowego najlepiej opisuje przejściowa (intermediate) reguła mieszanin. Reguła mieszanin, wyrażona za pomocą równania 3(a,b), przedstawiona jest graficznie na rysunku 7. Należy podkreślić, że równanie 12(a) i 12(b) nie definiują przekazu naprężenia i odkształcenia między fazami. Przekaz ten jest zdefiniowany, jeśli znany jest współczynnik nachylenia q linii AB na rysunku 7. Wychodząc z reguły mieszanin, Razk i Bourell [38] wyprowadzili następujące równanie na naprężenie kompozytu uwzględniające wpływ dyslokacji tworzących się podczas przemiany martenzytycznej: tdm 1/ a n f nal vc = VK f f8f+ ` j + VK al alf C B (14) gdzie K f i K α, C, a, n f, n α są współczynnikami,a t al jest gęstością dyslokacji powstałych w wyniku zajścia przemiany martenzytycznej. Równanie (14) pokazuje, że wzrost naprężenia uplastyczniającego stali DP nastąpić może poprzez wzrost udziału martenzytu, wzrost wytrzymałości martenzytu K α i ferrytu K f oraz poprzez wzrost gęstości dyslokacji powstałych podczas przemiany fazowej. Podział odkształcenia między obie fazy, uzależniony jest od ich właściwości mechanicznych. Speich zaproponował model, który zakłada podział odkształcenia między dwie fazy w ten sposób, że tylko niewielki ułamek całkowitego odkształcenia przypada na martenzyt. Przyjęcie tego założenia pozwoliło wyprowadzić następujące zależności [39]: v 1 y = v 0 y, f + c v 0 0 y, m-vy, fm Vm (15) 3 0 1 0 0 vt = vt, f + c vy, m- vt, fm Vm (16) 3 0 gdzie v jest granicą plastyczności kompozytu, v y ym, jest 0 granicą plastyczności martenzytu, v yf, jest granicą pla- 0 styczności ferrytu, v t, v tf, są odpowiednio wytrzymałością na rozciąganie kompozytu i ferrytu. Dla stali o zawartości 15 25% martenzytu Naresh i wsp. opracowali model uwzględniający [40]: efekt umocnienia składników struktury, efekt indukowanej odkształceniem przemiany austenitu w martenzyt, efekt umocnienia osnowy ferrytu wskutek zajścia przemiany martenzytycznej, przekaz obciążenia i podział odkształcenia między fazę twardą i miękką, który opisany jest zmodyfikowaną regułą mieszanin zaproponowaną w pracy [41]. Opracowany model wykorzystali do obliczeń krzywych naprężenie-odkształcenie, uzyskiwanych w statycznej próbie rozciągania. Obliczenia pozwoliły przede wszystkim określić wpływ austenitu szczątkowego na umocnienie stali DP. Pokazały one, że najbardziej korzystną charakterystykę umocnienia stale te wykazują w przypadku, gdy austenit charakteryzuje się umiarkowaną stabilnością względem odkształcenia. Duża i mała stabilność pogarszają charakterystykę umocnienia. Transfer obciążenia, którego wskaźnikiem jest kąt nachylenia q, ma również bardzo duży wpływ na charakterystykę umocnienia. Jeśli q maleje, wzrasta maksymalne odkształcenie, przy którym martenzyt wykazuje właściwości sprężyste. W literaturze technicznej znaleźć można zależności umożliwiające przewidywanie właściwości mechanicznych stali DP z wykorzystaniem zależności typu Halla- Petcha. Na przykład dla stali zawierającej około 0,2 martenzytu lub martenzytu z austenitem szczątkowym (MA) zidentyfikowano następujące zależności [42]: v f( f= 02, ) dv df = 350 + 18, 1m ( f= 02, ) = 40, 1m -05, -05, (17) (18) gdzie m jest średnią średnicą wysp MA. Z równań tych wynika, że dv/df rośnie szybciej niż v; z tego powodu rozdrobnienie cząstek MA powoduje wzrost odkształcenia równomiernego i ogólnie wzrost ciągliwości stali. Odkształcenie inicjujące pękanie f T jest również parametrem, który bardzo często jest wykorzystywany do scharakteryzowania plastyczności stali DP. Odkształcenie to można powiązać z naprężeniem inicjującym pękanie za pomocą następującej zależności [42]: 05, fma v fr = 500 + 1420fMA + ; 40c m + 75E ^ft -0, 2h (19) m Z kolei naprężenie inicjujące proces pękania zależy od parametrów mikrostruktury: v fr = 720 + 24, 4L -05, m 05, c m (20) m + L gdzie L jest średnią odległością między wyspami MA; a zależność między L, m i f MA ujmuje następujące równanie: -0, 5 L = m^087, fma - 098, h (21) Do określenia zależności między granicą plastyczności, a wielkością ziarna (lub średnią drogą swobodną dyslokacji w ferrycie) w stalach DP stosuje się równanie Halla-Petcha. Podstawowym ograniczeniem w stosowaniu tego równania jest zależność parametrów v 0 i k y od ułamka martenzytu w strukturze. Ostatnie ba-

Metaloznawcze podstawy kształtowania struktury i właściwości blach... 37 dania pokazują, że problem ten można rozwiązać stosując następujące równanie [43]: log( v ) = 2, 8565-0, 25441 log( m ) (22) y gdzie m f jest średnią drogą dyslokacji w ferrycie struktury stali DP. W pracy [43] przeprowadzono ponadto analizę umocnienia stali DP, stwierdzając występowanie następujących etapów: Etap I: jednorodne odkształcenie ferrytu poprzez poślizg ruchliwych dyslokacji występujących w sąsiedztwie wysp martenzytu, Etap II: obejmuje malejące umocnienie ferrytu i przemianę austenitu szczątkowego w martenzyt, Etap III: odkształcenie ferrytu z udziałem poślizgu poprzecznego, dynamiczne zdrowienie i odkształcenie martenzytu. Wpływ wielkości ziarna ferrytu w stali DP oraz w ultraniskowęglowej stali ferrytycznej na wartość R 0,2 /R m przedstawiono na rysunku 8 [44]. Z rysunku tego wynika, że wyroby ze stali DP mogą wykazywać bardzo niską wartość tego parametru, zaś optymalna wielkość ziarna w tych stalach jest po wyżarzaniu międzykrytycznym zależna od udziału martenzytu [44]. Z rysunku tego wynika, że wyroby ze stali DP mogą Rys. 8. Wpływ wielkości ziarna na R 0.2 /R m w ultraniskowęglowej stali ferrytycznej i stali DP [44] Fig. 8. Impact of grain size on R 0.2 /R m in ultra-low carbon ferrite and DP steel [44] Rys. 9. Zależność R 0.2 i R m blach ze stali wytwarzania blach ze stali DP Fig. 9. Dependence of R 0.2 and R m DP steel plates f wykazywać bardzo niską wartość tego parametru, zaś optymalna wielkość ziarna w tych stalach jest większa od około 12 μm. Blachy zimnowalcowane ze stali DP po wyżarzaniu międzykrytycznym wykazują charakterystyczną zależność granicy plastyczności od udziału objętościowego martenzytu (rys. 9), mianowicie, wzrost udziału martenzytu w strukturze w przedziale 0 12% powoduje obniżenie granicy plastyczności [44]. Dopiero dalszy wzrost ułamka martenzytu powoduje wzrost granicy plastyczności. Z kolei wytrzymałość na rozciąganie rośnie ze wzrostem ułamka martenzytu w szerokim zakresie zmienności tego parametru. 4. PROCES CIĄGŁEGO WYŻARZANIA BLACH CIENKICH 4.1. PRZEMYSŁOWE LINIE CIĄGŁEGO WYŻARZANIA BLACH Wyżarzanie blach zimnowalcowanych przed 1950 r. prowadzono wyłącznie w piecach kołpakowych. Cechą charakterystyczną tego procesu, który jest stosowany również do chwili obecnej, jest długi czas cyklu termicznego, dochodzący do 50 godzin [45 47]. W latach 50. XX wieku po raz pierwszy zastosowano wyżarzanie ciągłe do produkcji blach taśmowych o wysokiej wytrzymałości i niskiej ciągliwości z przeznaczeniem do wytwarzania puszek konserwowych. W przeciwieństwie do wyżarzania w piecach kołpakowych, czas cyklu termicznego podczas wyżarzania ciągłego jest ograniczony do kilku minut. Systematyczne badania nad efektywnym wykorzystaniem metody ciągłego wyżarzania do kształtowania właściwości mechanicznych blach gorąco- i zimnowalcowanych rozpoczęto w Japonii na przełomie lat 1960 1970. W latach 70. wdrożono szereg nowych technologii w warunkach przemysłowych. Kolejnym etapem rozwoju linii ciągłych było uruchomienie produkcji blach głębokotłocznych i wysokowytrzymałych. Obecnie, głównie z ekonomicznych powodów, rośnie również wykorzystanie linii ciągłego wyżarzania do wytwarzania blach taśmowych ze stali o niższej podatności do odkształcenia plastycznego. Zastąpienie metody wyżarzania długookresowego metodą ciągłego wyżarzania obniża koszty pracy o 73% i zużycie energii o 23% w porównaniu do wyżarzania długookresowego. Obecnie linie technologiczne ciągłego wyżarzania zapewniają uzyskanie znacznie szerszego przedziału właściwości mechanicznych blach w porównaniu z technologiami bazującymi na wyżarzaniu długookresowym. Do końca 1990 powstało 45 takich linii o zróżnicowanej prędkości pasma od 100 300 m/min i temperaturze piku cyklu termicznego w przedziale 500 850 C. Skrócenie czasu wyżarzania w procesie ciągłym, w porównaniu do wyżarzania długookresowego, powoduje jednak wzrost wymagań odnośnie do stabilności składu chemicznego stali i parametrów procesu. Blachy taśmowe o niższej plastyczności wytwarza się w liniach ciągłych poprzez zastosowanie mniej wymagających reżimów technologicznych, na ogół, obniżając temperaturę i/lub czas cyklu. Obecnie, coraz częściej łączy się proces wyżarzania z zanurzeniowym nanoszeniem powłok ochronnych. Porównanie typowych cykli termicznych dla urządzeń do ciągłego wyżarzania i zanurzeniowego

38 Ryszard Molenda, Roman Kuziak Prace IMŻ 2 (2011) nanoszenia powłok przedstawiono na rysunku 10, zaś na rysunkach 11 i 12 przedstawiono schemat linii ciągłego wyżarzania, za pomocą której zrealizować można cykl przedstawiony na rysunku 10(a). Rys. 10. Cykl termiczny dla procesu ciągłego wyżarzania blach taśmowych (a) i wyżarzania połączonego z zanurzeniowym nanoszeniem powłok ochronnych Fig. 10. Thermal cycle for continuous metal strip annealing (a) and annealing combined with immersion coating (protective coatings) Cykl termiczny w liniach ciągłych w przypadku blach ze stali głębokotłocznych ma nie tylko spowodować zajście rekrystalizacji ferrytu, ale również wydzielenie węgla z roztworu stałego w postaci cząstek cementytu. Dla blach ze stali BH, ma on również na celu regulację zawartości węgla w roztworze stałym. Z kolei w stalach DP powoduje on odpuszczenie martenzytu lub ustalenie pożądanych proporcji między zawartościami martenzytu i bainitu. Literatura dotycząca badań wpływu składu chemicznego i cykli termicznych na właściwości mechaniczne blach taśmowych ze stali DP wytwarzane w procesie ciągłego wyżarzania lub zanurzeniowego nanoszenia powłok ochronnych jest stosunkowo uboga. Większość badań dotyczących przemian fazowych w stalach DP podczas chłodzenia prowadzono ze stałą szybkością chłodzenia do temperatury otoczenia. Na podstawie tych badań opracowano równania pozwalające obliczyć krytyczną szybkość chłodzenia, której zastosowanie powoduje utworzenie się martenzytu w strukturze stali, w zależności od składu chemicznego. Tylko kilka artykułów poświęcono badaniom przemian fazowych w stalach DP w odniesieniu do warunków ciągłego chłodzenia lub zanurzeniowego nanoszenia powłok w przemysłowych liniach technologicznych. Różnice w cyklach termicznych dla linii ciągłego wyżarzania i zanurzeniowego nanoszenia powłok przedstawiono na rysunku 13. Z badań [48, 49] wynika, że rozpuszczanie cementytu podczas nagrzewania stali DP jest procesem zachodzącym bardzo szybko, zaś udział austenitu zale- Rys. 11. Schemat linii technologicznej do ciągłego wyżarzania blach Fig. 11. Diagram of technological line for continuous annealing of plates Rys. 12. Schemat linii technologicznej do zanurzeniowego nanoszenia powłok ochronnych Fig. 12. Diagram of technological line for immersion coating (protective coatings)

Metaloznawcze podstawy kształtowania struktury i właściwości blach... 39 dużych szybkości chłodzenia, ponieważ wzbogacenie austenitu w węgiel powoduje opóźnienie zajścia przemiany bainitcznej podczas wytrzymania taśmy przed zanurzeniem w kąpieli. Rys. 13. Porównanie cykli termicznych w linii ciągłego wyżarzania blach (linia przerywana) i nanoszenia powłok ochronnych (linia ciągła) Fig. 13. Comparison of thermal cycles in the line for continuous plates annealing (broken line) and protective coatings application (full line) ży od maksymalnej temperatury cyklu nagrzewania. Z tego powodu właściwości mechaniczne blach po ciągłym wyżarzaniu silnie zależą od maksymalnej temperatury nagrzewania. Badania pokazują przy tym, że wyżarzanie przy temperaturach poniżej 760 C nie powoduje całkowitego rozpuszczenia cementytu w warunkach nagrzewania i wygrzewania typowych dla linii ciągłej. Z drugiej strony, ze wzrostem temperatury wygrzewania uzyskuje się większy ułamek austenitu w strukturze stali. Jednak niekoniecznie spowodować może to wzrost udziału objętościowego martenzytu w strukturze stali, bowiem ze wzrostem udziału austenitu po wygrzewaniu wzrastać również może szybkość postępu przemiany ferrytycznej podczas chłodzenia. Z tego powodu, wyraźny wzrost wytrzymałości dla niektórych gatunków stali DP możliwy jest po zastosowaniu temperatury wygrzewania powodującej uzyskanie jednofazowej struktury austenitu. W celu uzyskania optymalnych właściwości mechanicznych stali DP, w pierwszym etapie chłodzenia powinna zachodzić przemiana ferrytyczna ze stopniowym wzbogacaniem pozostałego austenitu w węgiel, a następnie, austenit powinien podlegać przemianie do martenzytu. Należy przeciwdziałać tworzeniu się perlitu i bainitu podczas chłodzenia. Dla zapewnienia tego, należy dokładnie ustalić szybkości chłodzenia taśmy. Małe szybkości chłodzenia powodują występowanie perlitu i bainitu w strukturze stali, zaś zbyt duże powodują wzrost temperatury M s, wskutek niskiego wzbogacenia austenitu w węgiel. Zawartość węgla w austenicie wpływa także na kinetykę przemiany perlitycznej i bainitycznej. Badania dylatometryczne pokazują, że przemiana bainityczna zachodzi z największą szybkością przy temperaturze około 450 C. Podwyższanie temperatury przemiany powoduje znaczący wzrost czasu przemiany, zaś powyżej 550 C, austenit w stalach DP może podlegać przemianie do perlitu. Ta cecha stali DP ma wpływ na właściwości mechaniczne blach po przestarzeniu. Ze wzrostem temperatury przestarzenia maleją właściwości wytrzymałościowe blach. Z tego powodu, w technologii produkcji taśm ze stali DP powinno stosować się krótkie czasy przestarzenia. Ponieważ przedział temperatur, w którym zachodzi proces rozpuszczania cementytu w krótkim czasie jest wąski, w urządzeniach do wyżarzania blach karoseryjnych powinna występować strefa wygrzewania. W urządzeniach do cynkowania zanurzeniowego nie jest konieczne stosowanie 4.2 LABORATORYJNE LINIE TECHNOLOGICZNE CIĄGŁEGO WYŻARZANIA TAŚM STALOWYCH W pracach [50, 51] przedstawiono opisy linii laboratoryjnych służących do przeprowadzania eksperymentów związanych z ciągłym wyżarzaniem taśm. Zaprojektowana i wykonana w koncernie Salzgitter Mannesmann Forschung GmbH linia technologiczna umożliwia nagrzewanie oporowe próbek blachy o wymiarach 450 mm 250 mm 3 mm do temperatury 1000 C z maksymalną szybkością 60 C/s. Szybkość chłodzenia uprzednio nagrzanej próbki blachy w zależności od użytego czynnika to jest :delikatnego nadmuchu powietrza, sprężonego powietrza, rozpylonej wody wynosi odpowiednio: 1 20 C/s; 5 100 C/s; 100 400 C/s. Maksymalna moc dostarczana do omawianej linii wynosi 100 kw, ciśnienie powietrza wynosi 6 bar, zużycie wody chłodzącej 2 m 3 /h. Horyzontalny układ linii ciągłego wyżarzania próbek blach stalowych o wymiarach 605 mmx200 mm przedstawiono w pracy [51]. Do zasadniczych podzespołów wchodzących w skład omawianej linii technologicznej należą: zespół grzewczy składający się z 33 lamp halogenowych o łącznej mocy 66 kw, dwa piece komorowe o mocy 25 kw każdy, cztery skrzynie chłodzące z dyszami powietrznymi zasilanymi przez sprężarkę o poborze mocy 15 kw, oraz zespół dysz wodno-powietrznych. Przedstawiona linia do ciągłego wyżarzania blach stalowych umożliwia nagrzewanie próbek z maksymalną szybkością 30 C/s. Maksymalna szybkość chłodzenia próbek o grubości 0,7 mm wynosi 100 C/s. Próbka może przemieszczać się na linii z maksymalną szybkością 2 m/s, natomiast wartość przyśpieszenia jaką może uzyskać próbka wynosi 5 m/s 2. 4.3 WYTWARZANIE BLACH ZE STALI DP METODĄ WALCOWANIA NA GORĄCO Blachy o strukturze dwufazowej wytwarzane są również metodą walcowania na gorąco [47]. Uzyskanie pożądanej mikrostruktury stali DP w procesie walcowania na gorąco wymaga stosowania złożonych schematów walcowania i kontrolowanego chłodzenia po walcowaniu (rys. 14). Przemiany fazowe austenitu po walcowaniu w wyrobach ze stali DP powinny zachodzić dwuetapowo: 1. W etapie pierwszym pasmo jest tak chłodzone, aby w strukturze powstała wymagana ilość ferrytu (75 80%). Z postępem przemiany ferrytycznej następuje stopniowe wzbogacenie austenitu w węgiel. W warunkach linii walcowniczej, przemiana ferrytyczna powinna zachodzić bardzo szybko, co zapewnia stosowanie niskiej zawartość węgla w stali oraz podwyższonej zawartość krzemu. Przemiana perlityczna zostaje odsunięta w czasie w wyniku wprowadzenia do stali dodatków Mo, Mn, Cr, C. 2. W etapie drugim stosuje się szybkie chłodzenie blachy z prędkościami zapewniającymi spowodowanie

40 Ryszard Molenda, Roman Kuziak Prace IMŻ 2 (2011) wyłącznie przemiany martenzytycznej. Odpowiednią stabilność austenitu kształtują pierwiastki stopowe oraz podwyższona wskutek segregacji zawartość węgla w austenicie (rys. 4). W etapie tym konieczne jest stosowanie niskich temperatur zwijania w krąg (na ogół, poniżej 400 C). Krytyczna szybkość chłodzenia (K/s) dla utworzenia struktury dwufazowej stali DP może być obliczona za pomocą następującego równania [48]: warunki chłodzenia blach po walcowaniu powinny być odpowiednio zaprojektowane. Wpływ krzywych chłodzenia na postęp przemiany ferrytycznej przedstawiono na rysunku 16. log( CR) > 5, 36-2, 36Mn-1, 06Si-2, 71Cr- 4, 72P (23) lub [49], log( C ) = 536, - 236, Mn R Mneq = Mn + 0, 45Si + 1, 15Cr + 2P eq (24) Rys. 16. Wpływ zmian temperatury w procesie chłodzenia blach ze stali DP na postęp przemiany ferrytycznej Fig. 16. Impact of temperature changes in the process of DP steel plates cooling on ferrite phase course advance Rys. 14. Schemat chłodzenia blach ze stali DP praz TRIP Fig. 14. DP and TRIP steel plates cooling diagram Wpływ sposobu chłodzenia blach na przebieg rozpadu austenitu przedstawiono na rysunku 15. Rysunek 15(a) przedstawia wykres CTP c w przypadku chłodzenia próbek stali ze stałą szybkością. Przypadek ten odpowiada konwencjonalnemu sposobowi chłodzenia próbek w testach dylatometrycznych. Z kolei, na rysunku 15(b), przedstawiono sytuację, gdy początkowo próbka chłodzona jest wolno do momentu, gdy udział ferrytu wynosi w niej około 0,8. Następnie zastosowane jest szybkie chłodzenie do temperatur poniżej M s. Postęp przemiany ferrytycznej podczas wolnego chłodzenia powoduje wzbogacenie austenitu w węgiel, co zwiększa hartowność tej fazy. W wyniku tego następuje przesunięcie zakresu przemiany perlitycznej i bainitycznej do większych szybkości chłodzenia (rys. 15(b)). Z uwagi na ograniczenia technologiczne, skład chemiczny oraz Dla uzyskania odpowiedniej stabilności właściwości mechanicznych stali PD konieczne jest zapewnienie szerokiego przedziału szybkości chłodzenia poprzez odpowiednie zaprojektowanie składu chemicznego, w którym możliwe jest uzyskanie około 75% ferrytu w strukturze (rys. 17). Rys. 17. Krzywa chłodzenia w procesie walcowania blach ze stali DP Fig. 17. Cooling curve in the process of DP steel plates rolling Rys. 15. Schemat chłodzenia wyrobów ze stali DP Fig. 15. DP steel products cooling diagram

Metaloznawcze podstawy kształtowania struktury i właściwości blach... 41 5. WNIOSKI 1. W artykule przeprowadzono analizę literatury metaloznawczej dotyczącej procesów zachodzących w trakcie ciągłego wyżarzania blach cienkich. 2. Zwrócono szczególną uwagę na proces rozpuszczania perlitu w osnowie ferrytycznej oraz jaki wpływ wywiera on na tworzenie się austenitu, co jest istotnym elementem w procesie tworzenia struktury ferrytyczno-martenzytycznej stali DP. 3. Na podstawie analizy danych literaturowych oraz własnych doświadczeń związanych z procesem ciągłego wyżarzania blach opracowano kilka wariantów technologii, które zrealizowano za pomocą symulatora Gleeble, a wyniki badań przedstawiono w kolejnym artykule. LITERATURA 1. Liedl U., Traint S., Werner E.A.: Comp. Mater. Sci., vol. 25 (2002), 122-128. 2. Saleh M.H., Priestner R.: J Mater. Process. Technol., vol. 113 (2001) 587-593. 3. Bayram A., Uguz A., Ula M.: Mat. Character.; vol. 43 (1999), 259-269. 4. Mesplont C., Watershoot T., Vandeputte S., Vanderschueren D., De Cooman B.C.: Conference Proceedings, MWSP, ISS, vol. XXXVII, 1999, 515-524. 5. Sun S., Pugh M.: Mater. Sci. Eng.; A335 (2002), 298-3008. 6. Pichler A., Hribering G., Tragl E., Angerer R., Radlmayr K., Szinyur J., Traint S., Werner E., Stiaszny P.: Aspects of the Production of Dual Phase and Multiphase Steel Strips, 41 st MWSP CONF. PROC., ISS, VOL. XXXVII, 1999, 37-60. 7. Pichler A., Traint S., Arnolder G., Stiaszny P., Blaimschein M., Werner E.A.: I&SM, June 2003, 21-31. 8. Speich G.R., Demarest V.A., Miller R.L.: Metall. Trans. A, Vol. 12A, August 1981, 1419-1428. 9. Kinsmann K.R., Aaronson H.I.: Transformation and Hardenability in Steels, Climax Molybdenium Corp., Ann Arbor, MI, 1967, 39-53. 10. Darken L.S., Gurry R.W.: Physical Chemistry of Metals, McGraw-Hill, New York, 1953, 445-449. 11. Nath S.K., Ray S., Mathur V.N. and Kapoor M.L.: ISIJ Int., vol. 34 (1994), No.2, pp.191-197. 12. Krauss G., Matlock D.K., Cornford E.E.: in HSLA Steels Technology and Applications, ed. M. Korchynsky, ASM, Metals Park, OH, 1984, 297-327. 13. Garcia G.I. DeArdo A.J.: Metall. Trans. A, 1981, vol. 12A, 521-530. 14. Bunge H.J.: Mathematische Metoden der Textur Analyse, Akademie-Verlag, Berlin, 1969. 15. Gottstein G.: Physikalische Grundlagen der Materialkunde, Springer-Verlag, Berlin, 2 nd edition, 2001. 16. Yang D.Z., Brown E.L., Matlock D.K., Krauss G.: Metall. Trans. A, vol. 16A, 1985, 1385-1391. 17. Xue-Ling Cai, Carrat-Reed A.J., Owen W.S.: Metall. Trans. A, vol. 16A, 1985, 543-557. 18. Leslie W.C.: The Physical Metallurgy of Steels, McGraw-Hill, New York, NY, 1981, 79-90. 19. Low J.R., Gensamer M.: Trans. AIME, vol. 158, 1944, 207-249. 20. Cottrell A.H., Bilby B.A.: Proc. Phys. Cos., 1949, 49-62. 21. Bailey F.D., Foley R.P., Matlock D.K.: Proceedings on High- Strength Steels for the Automotive Industry, ed. R. Pradhan, Iron & Steel Society, Baltimore, MD, 1994, 119-133. 22. Waterschoot T., De S. A.K.: Vandeputte and B.C. de Cooman; Metall. Trans. A. vol. 34A, 2003, 781. 23. Waterschoot T., De S. A.K.: Vandeputte and B.C. de Cooman; Z. Metallkd., vol. 94, 2003, 424. 24. Waterschoot T., Verbeken K., De Cooman B.C.: ISIJ International, vol. 46 (2006), No.1, 138-146. 25. Fang X., Fan Z., Ralph B., Evans P., Underhill R.: Mat. Proc. Technol., vol. 132 (2003), 215-218. 26. Fischmeister H., Karlsson B.: Z. Metallkde, vol. 68(5), 1977, 311. 27. Asby M.F.: Phil. Mag., vol. 21, 1970, 399. 28. Korzekwa D.A., Lawson R.D., Matlock D.K., Krauss G.: Scripta Met., vol. 14, 1980, 1023. 29. Karlsson B., Linden G.: Mat. Sci. Eng., vol. 17, 1975, 209. 30. Tomota Y., Kuroki K., Mori T., Tamura I.: Mat. Sci. Eng., vol. 24, 1976, 85. 31. Dvorak G.J., Bahei-El-Din Y.A.: J. Mech. Phys. Of Solids, vol. 27, 1979, p.51. 32. Chen I.W., Argon A.S.: Acta Metall., vol. 27, 1979, 789. 33. Karlson B., Sundstrom B.O.: Mat. Sci. Eng., vol. 16, 1974, 161. 34. Sundstrom B.O.: Mat. Sci. Eng., vol. 12, 1977, 265. 35. Davies R.G.: Metall. Trans. A, 1978, vol. 9A, 671. 36. Thomas G. and Koo J.Y.: Structure and Properties of Dual Phase Steels, eds. R.A. Kot and J.W. Morris, TMS-AIME, New York, NY, 1979, 183. 37. Fisher H., Karlsson B.: Z. Metallkde, vol. 68(5), 1977, 311. 38. Rizk, Bourel D..: Scripta Metall., vol. 16, 1982, 1321-1324. 39. Speich G.R.: Proc. Conf. Fundamentals of Dual Phase Steels, TMS-AIME, Chicago, IL, February 1981, 4-46. 40. Naresh C., Goel C., Sangal S., Tangri K.: Metall. Trans. A; 16A, 1985, 2013-2021. 41. Tomota Y., Tamura I.: Trans. ISIJ, vol. 22, 1982, 665. 42. Physical Metallurgy Handbook, ed. A. K. Sinha, 2003, 15.45. 43. Bag A., Ray K.K., Dwarakadasa E.S.: Metall. Mat. Trans. A, vol. 30A, May 1999, 1193. 44. Ginzburg V.B.: Steel Rolling Technology, Theory and Practice, Marcel Dekker, 45. Zalecki W., Skraba M.: Opracowanie nowego sterowania pracą pieców kołpakowych w walcowni blach karoseryjnych HTS oraz optymalizacja procesów wyżarzania blach. Sprawozdanie z pracy badawczej IMŻ, Nr B-884/2, 1992 niepublikowane 46. Pichler A. i inni: 41 ST Mechanical Working and Steel Processing Conference Proceedings, Baltimore,October, 1999, 37-59. 47. Turczyn S.: Inżynieria wytwarzania płaskich wyrobów walcowanych na gorąco,agh Uczelniane wydawnictwo naukowo techniczne, Kraków 2008. 48. Abe M.: Mater. Sci. Techno., vol. 7, 1992, 285. 49. Furukawa T. i in.: Trans. Iron Steel Inst. Jpn., vol. 21, 1981, 812. 50. De Paepe, Elogoyhen C. i in.: Prediction on the micro-structure development in HHS- grades during.continuous annealing and the resulting of mechanical properties. European Commision,Technical steel research, 2007., 51. Niemeyer M., Schulz T. i in.: Steel Research Int. 79, No.5 2008, 396. Recenzent: prof. dr hab. Józef Paduch