CECHY MATERIAŁU KOMPOZYTOWEGO W ODNIESIENIU DO STALI WIELOFAZOWYCH DLA MOTORYZACJI

Adam GRAJCAR Politechnika Śląska Instytut Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych e-mail: adam.grajcar@polsl.pl CECHY MATERIAŁU KOMPOZYTOWEGO W ODNIESIENIU DO STALI WIELOFAZOWYCH DLA MOTORYZACJI Streszczenie. W pracy dokonano przeglądu nowoczesnych stali stosowanych w motoryzacji na elementy struktury nośnej oraz poszycia. Szczególną uwagę poświęcono stalom o strukturze wielofazowej typu DP oraz TRIP, które oprócz wysokich własności wytrzymałościowych charakteryzuje duża podatność na odkształcenie technologiczne. Scharakteryzowano strukturę, metody wytwarzania oraz zachowanie się stali wielofazowych w warunkach obciążenia. Zwrócono uwagę na wybrane aspekty podobieństwa zachowania się stali o strukturze wielofazowej w porównaniu do materiałów kompozytowych. Porównanie to wynika bezpośrednio ze składu strukturalnego stali wielofazowych, które składają się z miękkiej osnowy ferrytycznej, w której znajdują się równomiernie rozmieszczone twarde wyspy martenzytyczne (stale DP) lub bainityczne (stale TRIP). Poszczególne rozdziały uzupełniono przykładami wyników badań własnych autora. FEATURES OF COMPOSITE MATERIALS IN RELATION TO MULTIPHASE STEELS FOR THE AUTOMOTIVE INDUSTRY Summary. A review of advanced steels used in the automotive industry for reinforced elements of body in-white and body panelling was carried out. A special attention was paid to multiphase structure steels of DP- and TRIP-type, which in addition to high strength properties are characterized by high susceptibility to technological forming. The structure, manufacturing methods and behavior under load conditions were characterized. Attention was focused on selected aspects of the similarity between multiphase structure steels and composite materials. The comparison is reasonable taking into account the structural composition of multiphase steels, consisting of soft ferritic matrix containing uniformly distributed hard martensitic (DP steels) or bainitic islands (TRIP steels). Individual chapters were supplemented by example results of author s research.

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 175 1. WSTĘP Przemysł motoryzacyjny to jedna z najbardziej dynamicznie rozwijających się gałęzi gospodarki światowej. Duża konkurencja na rynku motoryzacyjnym oraz ekspansja nowych materiałów o małej gęstości na bazie aluminium, magnezu oraz polimerowych materiałów kompozytowych doprowadziły w okresie ostatnich dwudziestu lat do dużej aktywności koncernów stalowniczych, które musiały sprostać nowym wyzwaniom na początku XXI stulecia. Nowe spojrzenie na rolę poszczególnych pierwiastków stosowanych powszechnie w stalach oraz możliwość stosowania nowoczesnych technologii metalurgicznych i przetwórstwa hutniczego doprowadziły do powstania różnych grup stali o szerokim zakresie własności mechanicznych i odkształcalności technologicznej. Duże znaczenie ma stosunek wytrzymałości do gęstości materiału, decydujący o masie pojazdu, a stąd o zużyciu paliwa do napędu i szkodach ekologicznych wyrządzanych przez emitowane do otoczenia spaliny. Mimo wzrastającego udziału stopów metali lekkich oraz kompozytowych materiałów polimerowych w przemyśle motoryzacyjnym nadal około 60% masy samochodu stanowią elementy konstrukcyjne kształtowane z blach stalowych o coraz większej wytrzymałości przy zachowaniu dobrych własności plastycznych i podatności na tłoczenie [1, 2]. Istotne zmniejszenie masy samochodów w okresie ostatnich 30 lat nastąpiło w wyniku opracowania nowych stali, zwłaszcza mikrostopowych (HSLA High Strength Low Alloy) o strukturze ferrytycznej, ferrytyczno-perlitycznej, ferrytyczno-bainitycznej, bainitycznej lub martenzytu odpuszczonego. Korzystne własności mechaniczne tej grupy stali uzyskiwane są w wyniku wykorzystania rozdrobnienia ziarn i utwardzania wydzieleniowego z udziałem wprowadzonych do stali mikrododatków Nb, Ti i V o łącznej zawartości do około 0,2% [3-6]. Ograniczeniem opracowanych stali jest malejąca plastyczność wraz ze wzrostem wytrzymałości. Od początku lat dziewięćdziesiątych XX wieku przemysł motoryzacyjny zgłasza duże zapotrzebowanie na blachy stalowe łączące wysokie własności wytrzymałościowe i plastyczne. Wydatny wkład w rozwój tych materiałów wniosły projekty międzynarodowe z udziałem licznych firm przemysłu stalowniczego (ULSAB, ULSAB AVC: Ultra Light Steel Auto Body Advanced Vehicle Concept), których celem jest opracowywanie i wytwarzanie podzespołów ze stali o wysokiej wytrzymałości, stosowanie nowoczesnych metod kształtowania i łączenia elementów karoserii oraz innych zespołów samochodu [7]. Odpowiedzią projektantów materiałowych na zapotrzebowanie przemysłu motoryzacyjnego było opracowanie nowych grup stali o szerokim wachlarzu własności wytrzymałościowych i plastycznych (rys. 1). Zgodnie z nomenklaturą przyjętą w projekcie ULSAB stale te podzielono na trzy grupy: LSS (Low Strength Steels) stale o niskiej wytrzymałości, HSS (High Strength Steels) stale o wysokiej wytrzymałości oraz UHSS (Ultra High Strength Steels) stale o bardzo wysokiej wytrzymałości [7].

176 A. Grajcar Rys.1. Porównanie własności mechanicznych konwencjonalnych oraz nowoczesnych stali pierwszej i drugiej generacji (AHSS Advanced High Strength Steels) stosowanych w przemyśle motoryzacyjnym [7] Fig.1. Comparison of mechanical properties for conventional and advanced steels of the first and second generation (AHSS Advanced High Strength Steels) used in the automotive industry [7] Obecnie oprócz stali HSLA powszechnie stosowane są stale typu BH (Bake Hardening) umacniane przez starzenie zgniotowe oraz typu IF (Interstitial Free) i IS (Isotropic) o dużej podatności na tłoczenie. Sprostanie oczekiwaniom przemysłu motoryzacyjnego stało się możliwe dzięki opracowaniu nowoczesnej grupy stali o strukturze wielofazowej. Należą do nich stale o strukturze ferrytyczno-martenzytycznej typu DP (Dual Phase), ferrytycznobainitycznej z austenitem szczątkowym typu TRIP (TRansformation Induced Plasticity), ulegające umocnieniu podczas kształtowania technologicznego w wyniku przemiany martenzytycznej fazy γ, o kompleksowym udziale różnych faz typu CP (Complex Phase), a także martenzytycznej typu MART (Martensitic Steel) [1, 7-9]. Z rys. 1 wynika, że największe własności plastyczne posiadają stale o jednofazowej strukturze ferrytycznej typu IF. Wraz ze wzrostem udziału faz o dużej twardości (drobnopłytkowy perlit, bainit, martenzyt) i zmniejszeniem udziału miękkiej osnowy ferrytycznej własności plastyczne zmniejszają się a rosną własności wytrzymałościowe. Jest to tendencja podobna do występującej w materiałach kompozytowych, gdzie własności mechaniczne zależą od wzajemnych proporcji osnowy i zbrojenia. Szczególnie interesujące własności posiadają stale typu DP oraz TRIP, które lokują się na rys. 1 nieco powyżej linii trendu, wynikającej ze wzrostu udziału fazy wzmacniającej. Należą one do tzw. I generacji nowoczesnych stali dla motoryzacji AHSS (Advanced High Strength Steels) [10]. Drugą generację nowoczesnych stali dedykowaną do zastosowań w przemyśle samochodowym stanowią stale wysokomanganowe o jednorodnej strukturze austenitycznej (TWIP, L-IP) [10, 11].

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 177 Możliwość uzyskania doskonałego połączenia wytrzymałości i ciągliwości decyduje, że wytyczają one kierunek rozwoju współczesnego przemysłu hutniczego w zakresie produkcji nowych jakościowo produktów stalowych. Wysokomanganowe stale austenityczne zawierają od 15 do 30% manganu, od 0,02 do 0,8% węgla oraz do 3% aluminium i do 3% krzemu, wprowadzonych między innymi w celu obniżenia gęstości, która dla tej grupy stali wynosi około 7,3 g/cm 3. Korzystny zespół własności mechanicznych osiąganych przez te stale silnie zależy od składu chemicznego, a szczególnie od stężenia Mn, determinującego główny mechanizm odkształcenia podczas ich kształtowania technologicznego [11]. Duża zawartość dodatków stopowych i związany z tym koszt oraz trudności występujące podczas odlewania i obróbki plastycznej na gorąco powodują, że prawdopodobnie stale te znajdą zastosowanie jedynie na najbardziej krytyczne elementy samochodów, związane z pochłanianiem energii w przypadku kolizji drogowej. Największe perspektywy rozwoju wiązane są ze stalami typu DP oraz TRIP. Wynika to z kompleksowości procesów strukturalnych dzięki którym można kształtować w szerokim zakresie własności mechaniczne produktów z tej grupy stali. Do procesów tych należą: umocnienie roztworowe; umocnienie odkształceniowe; umocnienie wydzieleniowe; rozdrobnienie ziarn; wykorzystanie zalet materiału kompozytowego; indukowana odkształceniem przemiana martenzytyczna austenitu szczątkowego. 2. SKŁAD CHEMICZNY, STRUKTURA ORAZ WYTWARZANIE STALI O STRUKTURZE WIELOFAZOWEJ 2.1. Stale typu DP Obecnie w nowoczesnych konstrukcjach samochodów największe zastosowanie spośród stali wielofazowych mają stale o strukturze ferrytyczno-martenzytycznej [1, 10]. Typowe stale dwufazowe mają strukturę, w której drobne wyspy martenzytu są równomiernie rozmieszczone w osnowie ferrytu, przy czym udział martenzytu wynosi od 15 do 40%. Zawartość węgla w tych stalach wynosi od 0,05 do 0,18%, krzemu od 0,3 do 0,6%, a Mn od 1 do 2%. Często w celu poprawy hartowności stosowany jest Cr i Mo [7, 8, 12]. Przykładowe składy chemiczne stali typu DP zestawiono w tablicy 1. Własności stali dwufazowych zależą od udziału ferrytu i martenzytu. Zachowują się one jak materiał kompozytowy, gdzie ferryt

178 A. Grajcar stanowi osnowę gwarantującą dobre własności plastyczne, natomiast martenzyt jest składnikiem zwiększającym wytrzymałość. Decydujący wpływ na własności mechaniczne tych stali ma udział, wielkość i rozmieszczenie wysp martenzytu. Tabela 1 Przykładowe składy chemiczne stali typu DP i TRIP, % mas Typ stali C Mn Si Al Mo Inne Źródło DP1 0,15 1,50 0,15 - - 0,8Cr+Mo [12] DP2 0,10 1,50 0,10 - - 0,8Cr [15] DP3 0,09 1,50 0,26-0,14 0,1Ti 0,003B [19] DP/TRIP 0,20 1,40 0,50 - - 0,027Nb [18] TRIP1 0,20 1,50 1,5 - - - [16] TRIP2 0,22 1,65 0,06 1,54 - - [17] TRIP3 0,16 1,90 0,68 - - 0,3Cr 0,1Ti [17] TRIP4 0,24 1,55 0,87 0,40-0,034Nb [2] TRIP5 0,17 3,30 0,22 1,70 0,23 - [20] Strukturę ferrytyczno-martenzytyczną można uzyskać albo w wyniku obróbki cieplnej blach walcowanych na zimno, bądź przez zastosowanie obróbki cieplno-plastycznej dla blach walcowanych na gorąco (rys. 2). Pierwsza z tych technologii polega na wygrzewaniu stali w zakresie temperatury A 1 -A 3 i szybkim ochłodzeniu blachy do temperatury pokojowej, podczas którego austenit ulega przemianie bezdyfuzyjnej w martenzyt. Bardziej ekonomicznym rozwiązaniem produkcji taśm o strukturze dwufazowej jest obróbka cieplnoplastyczna, podczas której uzyskanie pożądanego składu fazowego zależy od szybkości kontrolowanego chłodzenia stali w zakresie przemiany γ α, a także przyspieszonego chłodzenia - podczas którego pozostała część austenitu wzbogaconego w węgiel ulega przemianie martenzytycznej. Istotnym czynnikiem obróbki cieplno-plastycznej jest dobór szybkości chłodzenia, nie dopuszczającej do rozpoczęcia przemiany perlitycznej [8, 9, 12].

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 179 Rys.2. Schemat rozwoju struktury stali typu DP i TRIP po walcowaniu na gorąco i chłodzeniu uwzględniającym krzywe przemian austenitu przechłodzonego [13] Fig.2. Scheme of the microstructure evolution of DP and TRIP-type steels after the hot rolling and cooling taking into account the supercooled austenite transformation curves [13] a) DP3 b) DP3 c) DP3 d) DP/TRIP Rys.3. Przykładowe mikrostruktury stali typu DP: a) martenzyt w postaci otoczki wokół ziarn osnowy ferrytycznej, b) wyspy martenzytyczne w osnowie ferrytycznej, c) podwyższona gęstość dyslokacji w sąsiedztwie wyspy martenzytycznej, d) austenit szczątkowy pomiędzy listwami martenzytu Fig.3. Example microstructures of DP-type steels: a) martensite as the envelope around grains of ferritic matrix, b) martensitic islands in a ferritic matrix, c) increased density of dislocations in the neighbourhood of martensitic island, d) retained austenite between martensite laths

180 A. Grajcar Przykładowe struktury stali DP uzyskane w wyniku zróżnicowanej obróbki cieplnej przedstawia rys. 3. Po hartowaniu niezupełnym z temperatury 750 C osnowę stali stanowi miękka osnowa ferrytyczna, zawierająca twardy martenzyt w postaci nieregularnej, ciągłej bądź przerywanej otoczki wokół ziarn fazy α o wielkości około 9 µm (rys. 3a). Inną morfologię posiada martenzyt uzyskany po kontrolowanym chłodzeniu stali z temperatury 910 C do 750 C przez 45s. Stopniowa przemiana austenitu w ferryt w warunkach ciągłego obniżania temperatury skutkuje uzyskaniem ferrytu z równomiernie rozmieszczonymi wyspami martenzytycznymi o zmiennej wielkości (rys. 3b). Obliczone wzbogacenie austenitu w węgiel przed przemianą martenzytyczną wynosi od 0,4 do 0,5% mimo zawartości C w stali poniżej 0,1% (tablica 1). Dzięki temu austenit wzbogacony w węgiel podczas chłodzenia w wodzie ulega przemianie martenzytycznej. Hartowność austenitu podwyższają Mn, Si, Mo i B wprowadzone do stali. Przemianie martenzytycznej towarzyszy zwiększenie objętości, co jest przyczyną wystąpienia podwyższonej gęstości dyslokacji w ferrycie wokół wysp martenzytu (rys. 3c). Wprowadza to duży stan naprężeń w osnowie ferrytycznej, co wyróżnia tę grupę stali od konwencjonalnych stali o strukturze ferrytyczno-perlitycznej. Dyslokacje te są zdolne do ruchu w początkowym stadium odkształcenia plastycznego, skutkiem czego jest brak występowania wydłużenia Lüdersa na krzywej rozciągania, co jest jedną z głównych zalet stali typu DP. Powstający martenzyt ma morfologię listew pomiędzy którymi często występuje austenit szczątkowy (rys. 3d), wpływający na podwyższenie plastyczności tych stali. 2.2. Stale typu TRIP Klasyczny skład chemiczny stali TRIP zbliżony jest do stali zawierającej 0,2%C, 1,5%Mn oraz 1,5%Si. Blachy ze stali wielofazowych posiadają osnowę ferrytyczną, w której rozmieszczone są wysepki bainityczno-austenityczne o udziale austenitu, wynoszącym od 5 do 15%. Charakterystyczną cechą tych stali jest przemiana martenzytyczna austenitu szczątkowego zachodząca podczas kształtowania technologicznego blach na zimno. Martenzyt w stalach konwencjonalnych kojarzony jest zazwyczaj ze zwiększeniem kruchości stali. W stalach wielofazowych postępująca stopniowo przemiana martenzytyczna powoduje jednak silne umocnienie odkształceniowe stali, skutkujące opóźnieniem pocienienia blach podczas tłoczenia, a w warunkach rozciągania opóźnieniem zapoczątkowania tworzenia się szyjki w próbce. Prowadzi to jednocześnie do uzyskania wysokiej wytrzymałości gotowego produktu oraz plastyczności, umożliwiającej stosowanie większych odkształceń technologicznych w procesie wytwórczym. Z tego powodu ta grupa stali nosi nazwę stali typu

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 181 TRIP, tzn. w których zachodzi indukowana odkształceniem plastycznym na zimno przemiana martenzytyczna prowadząca do zwiększenia plastyczności stali [2, 7-9, 13]. Zasadniczym celem manganu w stalach TRIP jest stabilizacja austenitu szczątkowego. Istotne znaczenie dla stabilizacji austenitu szczątkowego ma zawartość krzemu. Pierwiastek ten znacząco zwiększa współczynnik aktywności węgla zarówno w ferrycie jak i austenicie oraz zmniejsza rozpuszczalność C w ferrycie. Najbardziej istotne jest jednak jego hamujące oddziaływanie na proces wydzieleniowy Fe 3 C podczas przemiany bainitycznej. Niestety krzem powoduje utrudnienia podczas odlewania, walcowania na gorąco, a szczególnie związane z cynkowaniem blach. Problem zapewnienia odporności korozyjnej blach ze stali o podwyższonej zawartości Si wynika z braku odpowiedniej zwilżalności powierzchni blachy przez ciekły cynk w wyniku tworzenia się na powierzchni cienkiej warstwy tlenków oraz kruchej powłoki międzymetalicznej [8, 9, 13]. Poprawę podatności na cynkowanie oraz uzyskanie pożądanego udziału austenitu szczątkowego uzyskuje się dzięki częściowemu lub całkowitemu zastąpieniu Si przez Al [2, 8, 13, 14]. Rys.4. Schemat obróbki cieplnej stali typu TRIP po walcowaniu na zimno wraz ze zmianą stężenia węgla poszczególnych składników strukturalnych [21] Fig.4. Scheme of the heat treatment of TRIP-type steel after cold rolling together with carbon concentration changes for particular structural constituents [21] Aluminium podobnie jak krzem jest nierozpuszczalne w cementycie oraz opóźnia jego wydzielanie. Niekorzystne oddziaływanie Al wynika z mniejszego umocnienia roztworu stałego oraz faktu, że aluminium podnosi temperaturę początku przemiany martenzytycznej stali. Optymalizacja składu chemicznego stali TRIP polega na wykorzystaniu umacniającego oddziaływania P, Mo a także mikrododatków Nb, Ti i V [2, 8, 13-16]. Przykładowe składy chemiczne klasycznych i perspektywicznych stali typu TRIP przedstawiono w tablicy 1. Przeważającą część stali wielofazowych uzyskuje się poprzez obróbkę cieplną blach po walcowaniu na zimno, która obejmuje [8, 21]: wygrzewanie blach walcowanych na zimno w zakresie temperatury A c1 A c3,

182 A. Grajcar kontrolowane chłodzenie blach z temperatury nieco powyżej A c1 do 350 500 C z szybkością nie dopuszczającą do zapoczątkowania przemiany perlitycznej, wygrzewanie w linii ciągłego wyżarzania blach w celu wzbogacenia końcowego udziału austenitu w węgiel przy ograniczonej możliwości wydzielania się cementytu, powolne chłodzenie do temperatury pokojowej. Schemat obróbki cieplnej stosowanej po walcowaniu blach na zimno przedstawia rys. 4. W zależności od temperatury wyżarzania stali w zakresie pomiędzy A c1 i A c3 stężenie węgla w austenicie wzrasta do 0,3-0,4% dla stosunku ferrytu do austenitu 50%/50% [21]. Po wyżarzaniu międzykrytycznym stal chłodzi się z szybkością od 20 do 50 C/s do zakresu przemiany bainitycznej, gdzie jest wytrzymywana przez kilka minut. Szybkość chłodzenia musi być wystarczająca, aby zapobiec zapoczątkowaniu przemiany perlitycznej. W temperaturze wytrzymania izotermicznego w miarę postępu przemiany bainitycznej pozostały austenit zmniejsza swoją wielkość, a jednocześnie jest wzbogacany w węgiel do zawartości od 1 do 1,8% [2, 8, 13]. a) TRIP 4, T B =300 C b) TRIP 4, T B =400 C c) TRIP 4, T B =350 C d) DP/TRIP Rys.5. Przykładowe mikrostruktury stali typu TRIP: a) austenit blokowy częściowo przemieniony w martenzyt i wyspy bainityczne w osnowie ferrytycznej, b) austenit blokowy i wyspy bainityczne w osnowie ferrytycznej, c) austenit między listwami bainitu, d) podwyższona gęstość dyslokacji w ferrycie w sąsiedztwie wyspy bainityczno-austenitycznej (B-A) Fig.5. Examples of microstructures of TRIP-type steels: a) blocky austenite partially transformed into martensite and bainitic islands in a ferritic matrix, b) blocky austenite and bainitic islands in a ferritic matrix, c) interlath austenite between bainite, d) increased density of dislocations in the neighbourhood of bainitic-austenitic island

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 183 Sposób chłodzenia blach stalowych wytwarzanych metodą obróbki cieplno-plastycznej jest analogiczny z wyjątkiem początkowego etapu chłodzenia. Po zakończeniu walcowania na gorąco blachy chłodzone są w sposób kontrolowany na samotoku przez czas od 5 do 50s, odpowiedni do uzyskania pożądanego udziału ferrytu. Zasadniczym problemem uzyskania odpowiedniej struktury wielofazowej na walcowni gorącej blach jest dotrzymanie reżimów temperaturowo-czasowych kilkuetapowego chłodzenia. Przykładowe struktury stali TRIP wytworzonych metodą obróbki cieplno-plastycznej przedstawia rys. 5. W zależności od temperatury wytrzymania izotermicznego stali w zakresie przemiany bainitycznej w osnowie ferrytycznej znajdują się wyspy bainityczno-austenityczne (B-A) o różnym udziale i morfologii fazy γ. Wytrzymanie izotermiczne stali w temperaturze 300 C prowadzi do uzyskania austenitu szczątkowego zlokalizowanego głównie na granicach ziarn ferrytu (rys. 5a). Ziarna fazy γ mają charakterystyczny, blokowy kształt i wielkość od 1 do 7µm. Wewnątrz niektórych, dużych ziarn o kształcie charakterystycznym dla austenitu można zaobserwować morfologię typową dla martenzytu. Obecność martenzytu jest wynikiem przemiany martenzytycznej zachodzącej podczas ostatniego etapu chłodzenia stali do temperatury pokojowej. Przemiana ta świadczy o zbyt małym wzbogaceniu austenitu w węgiel ze względu na niską temperaturę wytrzymania izotermicznego. Przemianie martenzytycznej uległy jedynie ziarna o największych wymiarach, podczas gdy drobniejsze zachowują stabilność termiczną. Zdecydowanie większy udział fazy γ występuje po podwyższeniu temperatury wytrzymania do 400 C. Charakterystyczny jest wzrost udziału austenitu szczątkowego w postaci drobnych ziarenek ulokowanych w bainicie (rys. 5b). Temperatura początku przemiany martenzytycznej M s austenitu wbogaconego w węgiel do zawartości powyżej 1% jest niższa od temperatury pokojowej, co skutkuje zatrzymaniem kilkunastoprocentowego udziału tej fazy podczas końcowego chłodzenia stali do temperatury otoczenia. Wyspy bainityczne składają się z tzw. bainitu ziarnistego, gdzie miejsce węglików zajmuje korzystny dla stali TRIP austenit szczątkowy [13-17]. Przy większym powiększeniu można wyraźnie obserwować morfologię austenitu szczątkowego i wysp bainitycznoaustenitycznych. Austenit szczątkowy występujący na obrzeżach wysp bainitycznych ma zazwyczaj kształt ostro zakończonych ziarn o wielkości do 2µm, podczas gdy w środkowej części ziarn austenit występuje w postaci cienkich, lokalnie odkształconych filmów ulokowanych pomiędzy listwami ferrytu bainitycznego (rys. 5c). Podobnie jak w przypadku stali DP, wokół twardych wysepek bainitycznych występuje podwyższona gęstość dyslokacji w ferrycie (rys. 5d).

184 A. Grajcar 3. STRUKTURALNO-MECHANICZNE ASPEKTY ZACHOWANIA SIĘ STALI WIELOFAZOWYCH W WARUNKACH OBCIĄŻENIA Krzywe umocnienia metali w zakresie odkształcenia plastycznego opisywane są najczęściej za pomocą równania Ludwika-Hollomona: gdzie: σ naprężenie rzeczywiste, ε odkształcenie rzeczywiste, k współczynnik umocnienia, n = kε * n chwilowy wykładnik umocnienia. * σ (1) W odróżnieniu od stali o strukturze ferrytycznej, ferrytyczno-perlitycznej lub martenzytu odpuszczonego o zbliżonej do stałej wartości wykładnika umocnienia (n * ), dla stali wielofazowych jego wartość zmienia się wraz z odkształceniem, co jest wynikiem zmiany stanu strukturalnego, a w przypadku stali typu TRIP także składu fazowego stopu. Rys.6. Zmiana chwilowego wykładnika umocnienia w funkcji odkształcenia dla stali HSLA, DP i TRIP o porównywalnej granicy plastyczności [7] Fig.6. Change in the instantaneous work-hardening exponent as a function of strain for HSLA, DP and TRIP steels of comparable yield strength [7] W przypadku stali DP wartość chwilowego wykładnika umocnienia po osiągnięciu maksimum w początkowym etapie odkształcenia szybko spada, podczas gdy stopniowa przemiana austenitu szczątkowego w martenzyt zapobiega lokalizacji odkształcenia, dzięki czemu chwilowy wykładnik umocnienia w stalach TRIP przyjmuje początkowo małe wartości, a w miarę postępu odkształcenia wartości te stopniowo rosną (rys. 6), a następnie utrzymują się na stałym poziomie.

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 185 Chwilowy wykładnik umocnienia wyraża się zależnością [6, 21]: ( ln σ) ( ln ε) d n * = (2) d gdzie: σ naprężenie rzeczywiste, ε odkształcenie rzeczywiste. Obecność wysepek martenzytycznych decyduje o silnym umocnieniu odkształceniowym stali DP w początkowym stadium odkształcenia plastycznego na zimno. Duża szybkość umocnienia odkształceniowego wpływa na uzyskanie dużej wytrzymałości na rozciąganie (od 700 do 1000 MPa: w zależności od udziału martenzytu). Wartość wydłużenia równomiernego - będącego miarą przydatności blachy stalowej do tłoczenia - jest natomiast ściśle powiązana z kryterium Considere. Zgodnie z nim pojawienie się przewężenia w szyjce podczas rozciągania, równoznaczne z lokalizacją odkształcenia wystąpi, gdy wzrost naprężenia spowodowany zmniejszeniem przekroju poprzecznego próbki będzie większy od przyrostu naprężenia spowodowanego umocnieniem odkształceniowym. W momencie wystąpienia przewężenia, spełnione jest więc następujące równanie [3, 6]: dσ = σ (3) dε W stalach niestopowych i mikrostopowych (HSLA) szybkość umocnienia odkształceniowego dσ/dε można podwyższyć w wyniku rozdrobnienia ziarn oraz utwardzania wydzieleniowego, jednak przyrost umocnienia odkształceniowego jest stosunkowo niewielki [3]. Odmiennie sytuacja wygląda w stalach typu DP oraz TRIP, gdzie obecność twardych wysepek martenzytycznych lub bainitycznych powoduje, że szybkość umocnienia odkształceniowego jest znacznie większa niż w stalach głębokotłocznych. Wraz ze wzrostem odkształcenia potencjał dalszej akumulacji odkształcenia zmniejsza się we wszystkich stalach, a wartość wydłużenia równomiernego (ε r ) - definiowana warunkiem Considere - liczbowo jest równa wartości wykładnika umocnienia odkształceniowego n * [3, 6, 22]: r * ε = n (4) Od strony teoretycznej, odkształcenie stali dwufazowych można przedstawić za pomocą modelu umocnienia odkształceniowego Ashby ego [3], który opisuje zmianę naprężenia uplastyczniającego spowodowaną obecnością twardych, nieodkształcalnych cząstek drugiej fazy w miękkiej osnowie. Wartość naprężenia rzeczywistego w tym modelu wyraża się następującą zależnością [3]: gdzie: σ 0 stała, k stała 1, 1/ 2 b fm ε 0 k G 0,41 d σ = σ + (5) m

186 A. Grajcar G moduł sprężystości postaciowej osnowy, b wektor Burgersa dyslokacji, f m udział objętościowy martenzytu, d m średnia średnica wyspy martenzytu. Szybkość umocnienia odkształceniowego dσ/dε uzyskuje się w wyniku zróżniczkowania równania (5): dσ b = 0,78 k G dε ε Jak wynika z zależności (6) szybkość umocnienia odkształceniowego jest proporcjonalna do pierwiastka kwadratowego z udziału objętościowego martenzytu i odwrotnie proporcjonalna do pierwiastka kwadratowego ze średniej średnicy wysp martenzytu. Oznacza to, że wzrost udziału objętościowego martenzytu i zmniejszenie wielkości wysp tej fazy powoduje zwiększenie szybkości umocnienia odkształceniowego, co sprzyja uzyskaniu 1/ 2 f d większego wydłużenia równomiernego i całkowitego stali. Model Ashby ego [3] zakłada, że wokół twardych cząstek tworzy się silnie odkształcona plastycznie warstwa (szkielet) rozprzestrzeniająca się wraz ze wzrostem odkształcenia. Założenie to jest prawdziwe także dla stali DP oraz TRIP, co przykładowo potwierdziły wyniki badań Wasilkowskiej i wsp. [15] oraz Petrova i wsp. [16]. Na podstawie szczegółowych badań strukturalnych stwierdzono lokalizację odkształcenia w ferrycie wokół wysp martenzytu lub/i bainitu. Tworzący się wraz z postępem odkształcenia szkielet kilku faz (martenzyt, bainit, austenit) zacieśnia ziarna ferrytu, których wielkość sukcesywnie maleje. Pogrubiający się wraz z odkształceniem wielofazowy szkielet jest przyczyną zmniejszenia drogi swobodnego przemieszczania się dyslokacji, co w efekcie prowadzi do silnego umocnienia odkształceniowego stali. W przypadku stali DP spadek szybkości umocnienia odkształceniowego jest gwałtowny w miarę wzrostu odkształcenia i równanie (4) jest spełnione dla względnie małej wartości odkształcenia. Stopniowa przemiana martenzytyczna w stalach TRIP powoduje z kolei, że szybkość umocnienia odkształceniowego maleje wolniej, czego skutkiem jest znacznie większe odkształcenie równomierne, w porównaniu ze stalami typu DP. W przypadku dużej frakcji austenitu ulegającej przemianie (rys. 7), obserwuje się nawet wzrost szybkości umocnienia odkształceniowego, dla określonego zakresu odkształcenia (rys. 8). Strukturę stali 0,24C-1,5Mn-0,9Si-0,4Al-Nb-Ti wytworzonej metodą obróbki cieplno-plastycznej i odkształconej następnie do zerwania próbki przedstawia rys. 7a, z którego wynika, że w największym stopniu przemianie martenzytycznej podlegają duże, blokowe ziarna austenitu szczątkowego zlokalizowane w osnowie ferrytycznej. W zdecydowanej większości przypadków przemiana zachodzi w środkowej części ziarn, podczas gdy boczne obszary ziarna - o większym wzbogaceniu w węgiel [2] - pozostają nieprzemienione. Powstający m m 1/ 2 (6)

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 187 martenzyt ma morfologię płytkową i fragmentuje ziarno austenitu szczątkowego na obszary o mniejszej wielkości (rys. 7b), co przyczynia się do wzrostu jego stabilności mechanicznej. a) TRIP 4 b) TRIP 4 Rys.7. Przykładowe mikrostruktury stali typu TRIP po odkształceniu próbki do zerwania w temperaturze pokojowej: a) przemienione częściowo w martenzyt obszary austenitu szczątkowego, b) morfologia martenzytu wewnątrz ziarna austenitu szczątkowego Fig.7. Examples of microstructures of TRIP-type steels after deformation of the specimen up to rupture at room temperature: a) regions of retained austenite transformed partially into martensite, b) morphology of martensite inside the grain of retained austenite a) TRIP 4 b) TRIP 4 Rys.8. Przykładowa krzywa naprężenie rzeczywiste odkształcenie rzeczywiste stali TRIP typu 0,24C-1,5Mn-0,9Si-0,4Al-Nb-Ti wraz ze zmianą chwilowego wykładnika umocnienia w funkcji odkształcenia (a) oraz zmiana szybkości umocnienia odkształceniowego (b) Fig.8. The example true stress true strain curve of 0.24C-1.5Mn-0.9Si-0.4Al-Nb-Ti TRIP-type steel with the change of instantaneous hardening exponent as a function of strain (a) and the change of the work hardening rate (b) Stopniowa przemiana austenitu szczątkowego w martenzyt zapewnia korzystny dla uzyskania dużych odkształceń równomiernych chwilowy wykładnik umocnienia n* (rys. 8a). O zainicjowaniu przemiany martenzytycznej w zakresie odkształcenia do 0,05 świadczą wzrost wykładnika umocnienia odkształceniowego (rys. 8a) oraz wzrost szybkości umocnienia odkształceniowego, występujący przy odkształceniu około 0,02 (rys. 8b).

188 A. Grajcar Miękki ferryt odkształca się stopniowo w miarę wzrostu odkształcenia, podczas gdy bainit doznaje znacznie mniejszego odkształcenia. Martenzyt nie odkształca się wcale lub odkształca się w minimalnym stopniu w końcowym etapie odkształcenia. Proces niszczenia stali wielofazowych zaczyna się zazwyczaj od utworzenia mikropustek na granicy międzyfazowej ferrytu i martenzytu/bainitu, które przemieniają się w mikropęknięcia wraz ze wzrostem odkształcenia plastycznego [12, 23]. Mikropęknięcia rozprzestrzeniają się następnie wzdłuż twardych, nieodkształcalnych cząstek martenzytu, prowadząc do pęknięć na granicach międzyfazowych ferrytu i martenzytu lub w miejscu kontaktu dwóch wysp o dużej twardości. Podobny przebieg dekohezji, któremu towarzyszą duże lokalne naprężenia na granicy osnowa-zbrojenie ma miejsce w przypadku niektórych materiałów kompozytowych [24-26]. 4. WYZNACZANIE WŁASNOŚCI MECHANICZNYCH STALI WIELOFAZOWYCH W ANALOGII DO MATERIAŁÓW KOMPOZYTOWYCH Znając udziały objętościowe oraz własności poszczególnych składników strukturalnych układów wielofazowych można wyznaczyć ich charakterystyki umocnienia, a tym samym własności wytrzymałościowe i plastyczne. W stalach z efektem TRIP niezbędne jest także modelowanie indukowanej odkształceniem plastycznym przemiany austenitu w martenzyt. Teoretyczny model określania naprężenia uplastyczniającego w stalach typu DP zawierających 20% martenzytu oraz do 20% austenitu szczątkowego o różnej stabilności mechanicznej opracowali Goel, Sangal i in. [27, 28]. Traktując stal wielofazową jako materiał kompozytowy stwierdzili oni, że jej zachowanie się w warunkach odkształcenia jest wypadkową zachowania się poszczególnych składników strukturalnych, a właściwy opis krzywej σ-ε wymaga kompleksowego uwzględnienia: umocnienia odkształceniowego poszczególnych składników strukturalnych; wpływu indukowanej odkształceniem przemiany martenzytycznej austenitu; wpływu umocnienia ferrytu będącego efektem przemiany martenzytycznej zachodzącej podczas chłodzenia lub odkształcenia plastycznego; wpływu przeniesienia obciążenia i rozkładu odkształcenia pomiędzy składnikami strukturalnymi o różnej twardości.

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 189 Rozkład naprężenia i odkształcenia w materiale dwufazowym opisuje prawo mieszanin [27], które dzieli naprężenie i odkształcenie pomiędzy składniki strukturalne w zależności od ich udziałów objętościowych: σ = f σ + f (7) k k o o o o α' σα' ε = f ε + f (8) α' ε α' gdzie: σ k, σ o, σ α naprężenie rzeczywiste kompozytu (stali wielofazowej), osnowy ferrytycznej oraz martenzytu, ε k, ε o, ε α odkształcenie rzeczywiste kompozytu (stali wielofazowej), osnowy ferrytycznej oraz martenzytu, f o, f α udział objętościowy osnowy ferrytycznej oraz martenzytu. Równania (7) i (8) nie uwzględniają jednak bezwzględnych wartości przeniesienia naprężenia i odkształcenia pomiędzy składnikami strukturalnymi. Podział naprężenia i odkształcenia wyraża parametr q [27]: σ q = ε α ' o (9) gdzie: q parametr określający rozkład naprężenia i odkształcenia pomiędzy osnową oraz martenzytem w prawie mieszanin. Wraz ze wzrostem bezwzględnej wartości q sytuacja odpowiada nierealistycznym warunkom izo-odkształcenia, w których ε o = ε α = ε k. Natomiast mniejsza wartość q oznacza znacznie większe odkształcenie miękkiej osnowy i w granicznym przypadku q = 0, co odpowiada warunkom izo-naprężenia. Prawo mieszanin wyrażone równaniami (7) i (8) najlepiej opisuje przebieg krzywych σ-ε dla wartości q = 4500 MPa [27]. Całkowity wkład umocnienia odkształceniowego austenitu i martenzytu oraz ich udziałów objętościowych w naprężenie uplastyczniające wymaga uwzględnienia umocnienia odkształceniowego poszczególnych składników strukturalnych (wyrażonych równaniami Hollomona) oraz zależności pozwalających wyznaczyć zmieniające się wraz z odkształceniem udziały austenitu i martenzytu [2, 27]: α' σ ε o f γ σ γ = f 0 γ B1 ε k k γ 1 1+ A1 1 n [ ln( 1+ ε )] γ γ (10) f n α ' σ [ ln( + εα' )] (11) B 1 1 0 0 ε k α' α' = k α' fα' + f γ 1 1 + A 1 gdzie: ε k odkształcenie rzeczywiste kompozytu, σ γ, σ α, σ α naprężenie rzeczywiste austenitu, martenzytu oraz ferrytu wyżarzonego,

190 A. Grajcar k γ, k α, k α współczynnik umocnienia austenitu, martenzytu oraz ferrytu wyżarzonego, ε γ, ε α, ε α odkształcenie austenitu, martenzytu oraz ferrytu wyżarzonego, n γ, n α, n α wykładnik umocnienia odkształceniowego austenitu, martenzytu oraz ferrytu wyżarzonego. Uwzględniając wpływ odkształcenia ferrytu wywołanego przemianą martenzytyczną podczas chłodzenia stali oraz stopniowego przyrostu dyslokacji wskutek postępującej przemiany martenzytycznej indukowanej odkształceniem plastycznym, równanie opisujące wkład ferrytu w naprężenie uplastyczniające przyjmuje końcową postać [27]: T n α [ ln( 1+ ε ) + ε + ε ] f σ = f k (12) α α α α gdzie: ε dm odkształcenie rzeczywiste ferrytu wywołane utworzeniem martenzytu podczas chłodzenia, T ε dm odkształcenie rzeczywiste ferrytu wywołane utworzeniem martenzytu podczas odkształcenia plastycznego. Goel, Sangal i in. [27] w celu uzyskania końcowych zależności na naprężenie i odkształcenie kompozytu założyli, że ferryt i austenit odkształcają się jednakowo, co jest prawdziwe w kontekście zbliżonych wartości stałych w równaniu Hollomona. Na podstawie tego założenia ferryt i austenit (α+γ) można rozpatrywać jako osnowę o średniej wartości naprężenia uplastyczniającego σ o. W ten sposób całkowity wkład umocnionej odkształceniowo osnowy w naprężenie uplastyczniające wyraża się zależnością: ( f + f ) σ = f k ln( 1+ ε ) α γ α B1 T n α 0 ε [ ] k + ε + ε + f k 1 1+ ln( + ε ) o α α o dm dm γ γ 1 A1 gdzie: ε o =ε α =ε γ odkształcenie osnowy. dm dm 1 n [ ] γ Korzystając z wyjściowych zależności (7)-(9), końcowe naprężenie uplastyczniające oraz odkształcenie kompozytu składającego się z osnowy ferrytyczno-austenitycznej i martenzytu można wyrazić za pomocą następujących zależności [27, 28]: o (13) B 1 1 0 0 k n α ' k ( f f ) o k ε σ = α + γ σ + α' fα' + f γ 1 [ ln( 1+ εα' )] + A (14) 1 ( f + f ) ln( 1+ ε ) + f ln( + ε ) ε (15) k = α γ o α ' 1 kα q = ln 1 n α ' ' [ ln( 1+ εα' )] σo ( + ε ) ln( 1+ ε ) α' o α ' (16)

Cechy materiału kompozytowego w odniesieniu... 191 5. PODSUMOWANIE Stale o strukturze wielofazowej dla motoryzacji wykazują wiele cech podobieństwa do materiałów kompozytowych w zakresie budowy strukturalnej, a także ich zachowania się w warunkach odkształcenia plastycznego na zimno oraz dekohezji. Udział stopów metali lekkich oraz polimerowych materiałów kompozytowych typu SMC i innych stale rośnie. Materiały alternatywne do stali mają jednak wciąż wiele ograniczeń związanych z wysokim kosztem, możliwością recyklingu, odpornością na podwyższoną temperaturę, itp. Są one z powodzeniem stosowane w produkcji masowej na liczne elementy nadwozia samochodów chociaż najczęściej obejmują rynek samochodów sportowych lub prototypów. W perspektywie lat wydaje się, że najlepszym rozwiązaniem będzie kompleksowe stosowanie różnych materiałów, najlepiej spełniających różnorodne wymagania dla konkretnych podzespołów samochodu. Koncepcja stali wielofazowych łączących wysokie własności wytrzymałościowe, podatność do tłoczenia oraz odporność na obciążenia dynamiczne doskonale spełniła oczekiwania przemysłu motoryzacyjnego. Wciąż relatywnie najniższy koszt oraz łatwość wytwarzania i recyklingu blach stalowych sprawiają, że ich udział w konstrukcji samochodu jest największy. Obecne podejście wykorzystuje własności stali bazujących na składnikach o sieci regularnej A2 (ferryt, bainit, martenzyt). Perspektywiczne stale o udziale austenitu nawet do 50% stanowią trzecią generację nowoczesnych stali dla motoryzacji [10]. Praca naukowa finansowana częściowo ze środków budżetowych na naukę w latach 2010-2012 jako projekt badawczy nr N N508 590039. BIBLIOGRAFIA 1. Flaxa V., Shaw J.: Steel Grips 1/4, 2003, s. 255-261. 2. Grajcar A.: Struktura stali C-Mn-Si-Al kształtowana z udziałem przemiany martenzytycznej indukowanej odkształceniem plastycznym, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice, 2009. 3. Gladman T.: The physical metallurgy of microalloyed steels, The Institute of Materials, The University Press, Cambridge, 1997. 4. Dobrzański L.A.: Podstawy nauki o materiałach i metaloznawstwo, Wydawnictwa Naukowo-Techniczne, Gliwice-Warszawa, 2002. 5. Leda H.: Strukturalne aspekty własności mechanicznych wybranych materiałów, Wydawnictwo Politechniki Poznańskiej, Poznań, 1998. 6. Majta J.: Odkształcanie i własności, Stale mikrostopowe, Wybrane zagadnienia, Uczelniane Wydawnictwa Naukowo-Dydaktyczne, Kraków, 2008.

192 A. Grajcar 7. Strona internetowa: www.worldautosteel.org, Advanced High Strength Steel (AHSS) Application Guidelines, International Iron and Steel Institute, 2005. 8. Kuziak R., Kawalla R., Waengler S.: Archives of Civil and Mechanical Engineering 8/2, 2008, s. 103-118. 9. Gronostajski Z., Kuziak R.: Prace IMŻ 1, 2010, s. 22-26. 10. Matlock D.K.: Report of Advanced High Strength Steels Workshop, Arlington, USA, 2006, s. 1-25. 11. Graessel O., Krueger R., Frommeyer G., Meyer L.W.: International Journal of Plasticity 16, 2000, s. 1391-1398. 12. Tsipouridis P., Werner E., Krempaszky C., Tragl E.: Steel Research Inter. 77, 2006, s. 654-667. 13. Bleck W., Phiu-On K.: Materials Science Forum 500-501, 2005, s. 97-112. 14. Siodłak D., Kawalla R.: Hutnik Wiadomości Hutnicze 6, 2009, s. 372-377. 15. Wasilkowska A., Petrov R., Kestens L., Werner E.A.: ISIJ Inter. 46, 2006, s. 302-309. 16. Petrov R., Kestens L., Wasilkowska A., Houbaert Y.: Materials Science and Engineering A 447, 2007, s. 285-297. 17. Siodłak D., Lotter U., Kawalla R., Schwich V.: Steel Research Inter. 79, 2008, s. 776-783. 18. Adamczyk J., Grajcar A.: Journal of Materials Processing Technology 162-163, 2005, s. 267-274. 19. Adamczyk J., Grajcar A.: Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 22, 2007, s. 13-20. 20. Grajcar A., Lesz S.: Materials Science Forum, 2011 (w druku). 21. De Meyer M., De Wit K., De Cooman B.C.: Steel Research 71, 2000, s. 511-518. 22. Bleck W.: Int. Conf. on TRIP-aided High Strength Ferrous Aloys, Ghent, 2002, s. 13-23. 23. Yu H., Li S., Gao Y.: Materials Characterization 57, 2006, s. 160-165. 24. Boczkowska A., Kapuściński J., Lindemann Z., Witemberg-Perzyk D., Wojciechowski S.: Kompozyty, Oficyna Wydawnicza Politechniki Warszawskiej, Warszawa, 2003. 25. Hyla I., Śleziona J.: Kompozyty Elementy mechaniki i projektowania, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice, 2004. 26. Ashby M.F., Jones D.R.H.: Materiały inżynierskie część 2, Wydawnictwa Naukowo- Techniczne, Warszawa, 1996. 27. Goel N.C., Sangal S., Tangri K.: Metallurgical Transactions A 16A, 1985, s. 2013-2021. 28. Sangal S., Goel N.C., Tangri K.: Metallurgical Transactions A 16A, 1985, s. 2023-2029.