Nowoczesne materiały konstrukcyjne wykorzystywane w branży automotive powinny łączyć wysoką wytrzymałość z dobrą formowalnością – są to własności do niedawna wykluczające się. Z drugiej strony koszty produkcji muszą być relatywnie niskie, gdyż aspekt ekonomiczny jest niezwykle ważny w obecnych czasach. Wymienione własności wytrzymałościowe można uzyskać dzięki rozdrobnieniu ziarna, jak również wygenerowaniu w stali austenitu szczątkowego, którego przemiana powoduje znaczne umocnienie materiału podczas odkształcenia. Koszty produkcji maleją wraz z ograniczeniem zawartości drogich dodatków stopowych. Cechy te wykazują stale średniomanganowe.

Summary
Heat treatment of medium manganese steels
for the automotive industry
Słowa kluczowe: obróbka cieplna, taśma stalowa, stal średniomanganowa, motoryzacja, austenit szczątkowy, wyżarzanie międzykrytyczne
Keywords: heat treatment, steel strip, medium manganese steel, automotive industry, retained austenite, intercritical annealing
Advanced structural materials used in the automotive industry should combine high strength and good formability – a pair of properties which until recently were mutually exclusive. On the other hand, production costs must be relatively low because the economic aspect is extremely important nowadays. The mentioned strength properties can be obtained due to grain refinement as well as the generation of retained austenite in steel, which is transformed during deformation causing the significant strain hardening of the material. Production costs decrease with the reduction of the content of expensive alloying elements. These features are the domain of medium manganese steels.

Wciąż rosnące wymagania dotyczące redukcji masy samochodów oraz bezpieczeństwa w branży automotive stanowią siłę napędzającą rozwój nowych gatunków oraz metod obróbki cieplnej stali. W oparciu o te wymagania powstały dwie nowe grupy wysokowytrzymałych stali wielofazowych – AHSS. Pierwsza grupa to zaliczane do I generacji niskostopowe stale wysokowytrzymałe cechujące się dobrymi własnościami mechanicznymi (Rm do 900 MPa, A do 25%), będące jednocześnie relatywnie tanie w wytwarzaniu. Druga grupa to stale wysokostopowe (II generacji), charakteryzujące się bardzo dobrym połączeniem wytrzymałości z plastycznością (Rm do 1000 MPa, A do 50%); okazują się one jednak mało ekonomiczne dla masowego zastosowania. Wynika to z konieczności stosowania dużych ilości pierwiastków stopowych: 20-30% Mn, 1-3% Al, 1-3% Si. W ostatnich czasach pojawiła się nowa generacja stali AHSS mogąca wypełnić obszar istniejący pomiędzy obiema poprzednimi grupami. Wśród nowych typów zaliczanych do III generacji stali AHSS, takich jak stale martenzytyczne QP z austenitem szczątkowym czy stale bainityczne z efektem TRIP, wyłoniła się kolejna grupa mająca potencjał, aby spełnić rygorystyczne wymogi branży automotive – stale średniomanganowe.

Doskonałe połączenie wytrzymałości, plastyczności, a także wysoka pochłanialność energii, tak ważne przy konstruowaniu nowoczesnych pojazdów, są uzyskiwane dzięki zastosowaniu wyselekcjonowanych cykli obróbki cieplnej. Pozwalają one wygenerować w strukturze duży udział austenitu szczątkowego – stabilnego w temperaturze pokojowej, a ulegającego przemianie martenzytycznej podczas odkształcenia (efekt TRIP). Głównym celem obróbki cieplnej z perspektywy chemicznej jest wzbogacenie austenitu w węgiel oraz mangan. Skutkuje to obniżeniem punktu rozpoczęcia przemiany martenzytycznej poniżej temperatury pokojowej, dzięki czemu podczas chłodzenia stali ziarna austenitu nie ulegają przemianie [1].

Charakterystyka stali średniomanganowych

Stale średniomanganowe charakteryzują się zawartością manganu od 3 do 12%, jednak najczęściej stosowane są te o zawartości 5-8% oraz węgla – 0,1-0,25%. W zależności od przeprowadzonej obróbki cieplnej wykazują one ultradrobnoziarnistą strukturę ferrytyczno-austenityczną lub bainityczno-martenzytyczną z austenitem szczątkowym. W stalach tych dąży się do wygenerowania dużego udziału austenitu szczątkowego, zazwyczaj kształtującego się na poziomie 20-40%. Tak duży udział fazy γ można uzyskać dzięki rozdrobnieniu ziarna oraz wzbogaceniu austenitu w pierwiastki go stabilizujące, tzn. C i Mn. Powyższy proces polega na wprowadzeniu stali do obszaru temperatury występowania dwóch faz. Podczas tego etapu w stali tworzy się mieszanina faz γ (austenitu) oraz α – ferrytu lub bainitu ferrytycznego/martenzytu (w zależności od obróbki cieplnej). Faza α w stali wykazuje bardzo niską rozpuszczalność węgla, powodując, że jego nadmiar jest wypierany. Przechodzi on na drodze dyfuzji do austenitu, wzbogacając go oraz stabilizując do temperatury pokojowej (przez obniżenie temperatury początku przemiany martenzytycznej). Przy odpowiednio długich czasach wygrzewania obniżenie temperatury Ms następuje także na drodze dyfuzji manganu. Aby uzyskać udział austenitu na poziomie około 40%, konieczne jest wytworzenie podczas tego dwufazowego procesu znacznego udziału fazy α (powyżej 50%). W innym przypadku dojdzie do uzyskania zbyt małego stężenia nadmiarowych atomów C oraz Mn, przez co austenit nie zostanie wystarczająco wzbogacony i ulegnie przemianie martenzytycznej podczas chłodzenia stali do temperatury pokojowej. Stale te wykazują własności mechaniczne pośrednie pomiędzy I i II generacją stali AHSS [2-3].

Wpływ dodatków stopowych

Mangan

Główną rolą manganu jest stabilizacja austenitu, dzięki czemu blokowana jest jego przemiana w martenzyt podczas chłodzenia stali. Wzrost stężenia manganu w stali o 1% powoduje obniżenie temperatury Ms o około 30°C. Jednocześnie wzrost zawartości tego pierwiastka o 2~3% umożliwia uzyskanie o 10-20% więcej austenitu szczątkowego. Aby wykorzystać własności manganu, konieczna jest jego redystrybucja do ziaren austenitu przed ochłodzeniem stali. Duża średnica atomów tego pierwiastka znacznie ogranicza szybkość jego dyfuzji, powodując, że cały proces się wydłuża (jego pozytywne wykorzystanie jest więc możliwe np. podczas wyżarzania kołpakowego).

Węgiel

Węgiel silnie zwiększa hartowność stali, jednak przy jego dużych zawartościach, podobnie do manganu, również wpływa na stabilność austenitu, hamując termiczne oraz mechaniczne formowanie martenzytu. Dobrze znane jest również silne umocnienie roztworowe stopów żelaza przez wzrost zawartości węgla. Niestety pomimo znaczących zalet tego pierwiastka jego zawartość w stalach średniomanganowych jest ograniczona do maksymalnie 0,25%, ze względu na silne ograniczenie podatności stali na zgrzewanie i spawanie. Głównym celem obróbki cieplnej stali średniomanganowej jest wzbogacenie frakcji austenitu występującej w wysokiej temperaturze w węgiel.

Krzem i aluminium

Krzem wykazuje działanie hamujące powstawanie węglików podczas chłodzenia stali, umożliwiając tym samym wzbogacenie austenitu w węgiel. Minimalna zawartość Si w stopie dla efektywnego hamowania wydzielania cementytu wynosi ok. 0,8%. Niestety zastosowanie większych ilości krzemu skutkuje znacznym utrudnieniem procesu cynkowania blach taśmowych, co spowodowane jest tworzeniem się filmu tlenkowego na powierzchni materiału, który uniemożliwia poprawne zwilżanie powierzchni arkusza przez ciekły cynk. Z tego względu coraz szerzej jako dodatek stopowy w stalach średniomanganowych stosowane jest aluminium. Podobnie do krzemu, aluminium nie rozpuszcza się w cementycie oraz ogranicza jego powstawanie. Przyspiesza także kinetykę przemiany bainitycznej [4].

Cykle obróbki cieplnej

Wyżarzanie międzykrytyczne

Jest to obecnie najczęściej stosowana metoda obróbki cieplnej stali średniomanganowych. Polega ona na wytrzymaniu stali w temperaturze współwystępowania austenitu oraz ferrytu (między temperaturami Ac3 i Ac1) [5]. Wyżarzaniu temu poddaje się zarówno taśmy zimnowalcowane, jak i gorącowalcowane o wyjściowej strukturze martenzytu niskowęglowego (duża zawartość Mn zwiększa hartowność). Podczas wyżarzania międzykrytycznego dochodzi do przemiany wyjściowej struktury martenzytycznej na ferryt i austenit w stosunku zależnym od zastosowanej temperatury. Węgiel oraz mangan zaczynają dyfundować do powstałego austenitu, natomiast aluminium i krzem wzbogacają ferryt (rys. 1). Po zakończeniu wzbogacania fazy γ mogącej trwać do kilkunastu godzin ze względu na wolną dyfuzję manganu następuje ochłodzenie materiału do temperatury pokojowej z dowolną szybkością. Uzyskana struktura składa się z ferrytu oraz ze stabilnego austenitu szczątkowego (dzięki obniżeniu temperatury Ms przez duże stężenie C i Mn) [6].

Pożądana morfologia składników strukturalnych stali zależy od zastosowania jednej z dwóch konfiguracji obróbki cieplnej (rys. 2a). Pierwszy wariant składa się z 2 etapów: pełnej austenityzacji po walcowaniu na zimno lub gorąco oraz następującego po niej wyżarzania międzykrytycznego; drugi wariant to proces jednoetapowy, składający się wyłącznie z wyżarzania międzykrytycznego następującego bezpośrednio po procesie walcowania na zimno lub gorąco. W drugim wariancie struktura materiału po walcowaniu składa się z kombinacji faz takich jak: martenzyt, bainit czy ferryt, w różnych stosunkach (zależnie od składu chemicznego stali). W materiale poddanym wyżarzaniu międzykrytycznemu po walcowaniu na gorąco dominującymi procesami w trakcie wyżarzania są austenityzacja oraz redystrybucja węgla i manganu. W przypadku materiału odkształconego na zimno dochodzi jeszcze do uwolnienia zmagazynowanej w odkształceniu energii poprzez rekrystalizację. Fakt ten prowadzi do tworzenia się odmiennych morfologii w trakcie obróbki cieplnej: materiał odkształcony tylko na gorąco wykazuje austenityczno-ferrytyczną strukturę o morfologii głównie listwowej – kształt ten jest „odziedziczony” po listwach martenzytu. Obrobiony cieplnie materiał poddany wcześniejszemu walcowaniu na zimno wykazuje natomiast morfologię globularną – w miejscu pierwotnych, wydłużonych w trakcie walcowania ziaren krystalizują się nowe – sferyczne (dzięki rekrystalizacji). Zasadniczym elementem tej obróbki cieplnej jest wykorzystanie odwrotnej przemiany martenzytycznej. Dowiedziono, że w przeciwieństwie do innych faz austenit zarodkujący na ziarnach matenzytycznych wykazuje drobnoziarnistą strukturę listwową, dodatkowo stabilizującą tę fazę i poprawiającą własności mechaniczne gotowego materiału. Wyżarzanie międzykrytyczne umożliwia dyfuzję węgla oraz manganu do nowo powstałych płytkowych ziaren austenitu. Zastosowanie dwuetapowej obróbki cieplnej (wyżarzanie międzykrytyczne poprzedzone pełną austenityzacją) umożliwia wytworzenie morfologii płytkowej także w stalach odkształcanych na zimno, co stanowi jej bardzo dużą zaletę [6].

Odmienne morfologie stali wytwarzanych różnymi metodami skutkują różnicami we własnościach mechanicznych, tj. struktura płytkowa podczas odkształcenia nie wykazuje wyraźnej granicy plastyczności w przeciwieństwie do struktury globularnej. Różnica ta wynika z faktu, że w przypadku struktury płytkowej ziarna ferrytu wykazują dużą gęstość dyslokacji wynikającą z powolnego procesu zdrowienia statycznego. Płytkowa morfologia ferrytu, pomimo niskiej zawartości węgla oraz manganu, zapewnia porównywalną wytrzymałość do bogatszego w węgiel oraz mangan austenitu, który wykazuje niskie nagromadzenie dyslokacji. Globularne ziarna w obu przypadkach wykazują niską gęstość dyslokacji, co skutkuje różnicami wytrzymałości, a co za tym idzie – występowaniem wyraźnej granicy plastyczności. Austenit płytkowy wykazuje wyraźnie wyższą stabilność od austenitu globularnego, co stanowi bardzo ważną zaletę stali średniomanganowych [1].

Niedawne badania wskazują na zaadaptowanie do produkcji stali średniomanganowych tzw. walcowania na ciepło [7]. Pozwala ono na obniżenie kosztów energetycznych związanych z nagrzewaniem materiału do wysokich temperatur, jednocześnie zapewniając wydłużone życie narzędzi dzięki obniżeniu sił wymaganych w procesie. Proces przebiega w temperaturze z zakresu 800-300°C. Walcowanie powoduje szybką utratę temperatury przez materiał, czego efektem jest konieczność ponownego nagrzania go do wyjściowej temperatury pomiędzy kolejnymi etapami walcowania. Po przeprowadzeniu walcowania na ciepło dochodzi do omówionego wyżej wyżarzania międzykrytycznego, niepoprzedzonego austenityzacją. Stal wytworzona tą metodą charakteryzuje się kombinacją struktury płytkowej uzyskiwanej na drodze walcowania na gorąco lub z zastosowaniem austenityzacji oraz ziaren równoosiowych otrzymywanych po bezpośrednim wyżarzaniu materiału walcowanego na zimno. Fakt ten świadczy o występowaniu niepełnej rekrystalizacji podczas walcowania na ciepło.

Zwijanie w kręgi taśm gorącowalcowanych

W przypadku taśm stalowych walcowanych na gorąco po jego zakończeniu taśmy stalowe są chłodzone do wymaganej temperatury, w której są zwijane w kręgi. Materiał w tej postaci studzi się na powietrzu nawet kilkadziesiąt godzin. Ogromna energia cieplna zwoju taśmy może zostać wykorzystana do przeprowadzenia obróbki cieplnej (rys. 2b). Jeżeli zwijanie taśm stalowych będzie przebiegało w temperaturze międzykrytycznej, to podczas studzenia zajdą warunki tożsame z wyżarzaniem międzykrytycznym opisanym wyżej. Przy zastosowaniu odpowiednich parametrów procesu (czasu i temperatury) można zachować w materiale austenit szczątkowy w sposób samoistny, bez konieczności ponownego nagrzewania materiału do wysokiej temperatury. Wczesne badania tego typu obróbki wykazują jednak, że podatne na nią są wyłącznie stale o zawartości manganu poniżej 5%. Fakt ten wynika z bardzo silnego opóźnienia przez Mn przemiany austenitu w ferryt; nawet po wielogodzinnym przebywaniu stali w temperaturze międzykrytycznej nie dochodzi do rozpoczęcia przemiany ferrytycznej.

Wygrzewanie izotermiczne w zakresie bainitycznym

Wadą konwencjonalnego wyżarzania międzykrytycznego jest długi czas dyfuzji manganu z ferrytu do austenitu. Z tego powodu pojawił się pomysł wykorzystania wygrzewania ciągłego w zakresie temperatury występowania przemiany bainitycznej, następującego bezpośrednio po walcowaniu na gorąco (rys. 2c). Powstający podczas wytrzymania izotermicznego bainit nie zawiera węglików ze względu na dodatek Si i/lub Al w stali, przez co nadmiarowy węgiel jest w stanie wzbogacić pozostały austenit. Po osiągnięciu zakładanej zawartości bainitu w stali, umożliwiającej stabilizację austenitu, materiał zostaje schłodzony do temperatury pokojowej, aby zatrzymać procesy wydzieleniowe. Efektem opisanej obróbki jest drobnoziarnista struktura składająca się z bainitu, pomiędzy którym znajduje się austenit o morfologii płytkowej. W strukturze można wyróżnić również większe blokowe ziarna, które pod wpływem chłodzenia uformowały struktury austenityczno-martenzytyczne (listwy martenzytu znajdują się wewnątrz ziaren austenitu, co wynika z faktu najmniejszego stężenia węgla w tym obszarze). Austenit szczątkowy znajduje się pomiędzy płytkami bainitu, tworząc struktury bainityczne z austenitem szczątkowym [8, 9].

Symulacja procesu zwijania po walcowaniu na gorąco

W Instytucie Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Politechniki Śląskiej zostały przeprowadzone badania mające na celu zasymulowanie obróbki cieplnej stali średniomanganowej podczas chłodzenia nawiniętego zwoju. Badania zostały przeprowadzone z wykorzystaniem dylatometru DIL805. Proces składał się z nagrzania próbek do temperatury austenityzacji, po której następowało ochłodzenie stali do temperatury zwijania z zakresu 500-750°C (rys. 3). Materiał był wytrzymany w tym stanie przez 5 godzin, po czym następowało chłodzenie próbek do temperatury pokojowej. Do badań wykorzystano dwa rodzaje stali o różnym stężeniu manganu (tab. 1).

Wyniki dylatometryczne wraz z badaniami mikroskopowymi (rys. 4) wykazały, że stal 5Mn nie jest podatna na powyższą metodę obróbki cieplnej. Wynika to z faktu silnego opóźniania przez mangan rozpoczęcia przemiany ferrytycznej, przez co podczas wytrzymania nie dochodzi do jej rozpoczęcia (rys. 4a), a cały austenit ulega przemianie martenzytycznej podczas chłodzenia (rys. 4b). Stal 3MnNb o mniejszym stężeniu Mn wytrzymywana w temperaturze 750 oraz 700°C wykazuje strukturę zawierającą pewną frakcję ferrytu (rys. 5), jednak niewystarczającą do ustabilizowania austenitu do temperatury pokojowej. Faza ta ulega więc przemianie martenzytycznej, gdyż temperatura Ms ulega jedynie nieznacznemu obniżeniu (w wyniku dyfuzji węgla z powstałego ferrytu do austenitu).

Wyniki te świadczą o konieczności dalszych badań symulujących dłuższy czas wytrzymania oraz wprowadzających odkształcenie plastyczne przed procesem, które lepiej odzwierciedlą faktyczny przebieg walcowania na gorąco ze zwijaniem w kręgi.

Symulacja wyżarzania międzykrytycznego

W Instytucie Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Politechniki Śląskiej prowadzone są także badania mające na celu ustalenie optymalnych warunków obróbki cieplnej stali średniomanganowych podczas wyżarzania międzykrytycznego. Rys. 6 przedstawia schemat profilu cieplnego oraz mikrostruktury uzyskane po wyżarzaniu stali 0,17C-5Mn-1,5Al w temperaturze 700°C przez godzinę. Wyjściową strukturę stanowił martenzyt uzyskany po ochłodzeniu stali odkształconej plastycznie na gorąco. Efektem tej obróbki jest drobnopłytkowa mieszanina ferrytu i austenitu szczątkowego. Kształt płytek jest dziedziczony od wyjściowej struktury martenzytycznej. Stabilizacja fazy γ do temperatury pokojowej była możliwa dzięki dyfuzji węgla z ferrytu do austenitu. Tylko w zakresie temperatury 680-700°C wzbogacenie austenitu w C było wystarczające do obniżenia temperatury Ms poniżej pokojowej. W temperaturach wyższych niż 700°C część austenitu w końcowej fazie chłodzenia ulega przemianie martenzytycznej. Wyżarzanie stali poniżej 680°C nie gwarantuje pełnego wejścia w zakres dwufazowy γ+α.



Piśmiennictwo
  1. Schneider R., Steineder K., Krizan D., Sommitsch Ch.: Effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of medium-Mn-steels. „Materials Science and Technology”, 11/2018, 1-9.
  2. Grajcar A.: Obróbka cieplna wysokowytrzymałych stali wielofazowych. „Stal, Metale & Nowe Technologie”, 11-12/2017, 15-19.
  3. Grajcar A., Skrzypczyk P., Woźniak D.: Thermomechanically rolled medium-Mn steels containing retained austenite. „Archives of Me­tallurgy and Materials”, 59/2014, 1691-1697.
  4. Sun B.: Processing, microstructure and mechanical behavior of medium manganese steels. Department of Mining and Materials Engineering, McGill University, Montreal 2017.
  5. Han J., Lee S., Jung J., Lee K.: The effects of the initial martensite microstructure on the microstructure and tensile properties of intercritically annealed Fe-9Mn-0,05C steel. „Acta Materialia”, vol. 78, 2014, 369-377.
  6. Wang C., Shi J., Yu Wang C., Hui W., Wang M., Dong H., Cao W.: Development of ultrafine lamellar ferrite and austenite duplex structure in 0,2C5Mn steel during ART – annealing. ISIJ International, vol. 51, 2011, 651-656.
  7. Hu B., Luo H.: Microstructures and mechanical properties of 7Mn steel manufactured by different rolling processes. „Metals”, 7/2017, 464-475.
  8. Grajcar A., Skrzypczyk P., Kuziak R., Gołombek K.: Effect of finishing hot-working temperature on microstructure of thermomechanically processed Mn-Al multiphase steels. „Steel Research International”, vol. 85, 2014, 1058-1069.
  9. Ito A., Shibata A., Tsuji N.: Thermomechanical processing of medium manganese steels. „Materials Science Forum”, vol. 879, 2017, 90-94.
 
zdjęcia: autorzy


Rys. 1 Redystrybucja pierwiastków podczas wyżarzania międzykrytycznego

 



Rys. 2 Schematyczne przedstawienie różnych typów obróbki cieplnej stali średniomanganowej

 



Rys. 3 Cykle obróbki cieplnej zastosowane podczas badań

 


Rys. 4 a

 

Rys. 4 b

Rys. 4 Wyniki dla stali 5Mn:
a) krzywa dylatometryczna przedstawiająca etap wytrzymania,
b) obraz mikroskopu świetlnego

 



Rys. 5 Obrazy mikroskopu świetlnego:
a) próbka 3MnNb700,
b) próbka 3MnNb750

 



Rys. 6 Profil obróbki cieplnej oraz mikrostruktura ferrytyczno-austenityczna stali 0,17C-5Mn-1,5Al wyżarzanej w 700°C
przez godzinę

 



Tab. 1. Skład chemiczny badanych stali oraz ich temperatura Ms wyznaczona eksperymentalnie

 

 

W związku z wejściem w dniu 25 maja 2018 roku nowych przepisów w zakresie ochrony danych osobowych (RODO), chcemy poinformować Cię o kilku ważnych kwestiach dotyczących bezpieczeństwa przetwarzania Twoich danych osobowych. Prosimy abyś zapoznał się z informacją na temat Administratora danych osobowych, celu i zakresu przetwarzania danych oraz poznał swoje uprawnienia. W tym celu przygotowaliśmy dla Ciebie szczegółową informację dotyczącą przetwarzania danych osobowych.
Wszelkie informacje znajdziesz tutaj.
Zachęcamy również do zapoznania się z naszą nową Polityką Prywatności.
W przypadku pytań zapraszamy do kontaktu z naszym Inspektorem Ochrony Danych Osobowych pod adresem iodo@elamed.pl

Zamknij