Nowoczesne stale wysokowytrzymałe dla motoryzacji II generacji

dr hab. inż. Adam Grajcar, prof. Pol. Śl., Profesor nadzwyczajny w Instytucie Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Politechniki Śląskiej.

Jego zainteresowania naukowe obejmują zagadnienia obróbki cieplnej, cieplno-plastycznej oraz obróbki plastycznej na zimno i na gorąco nowoczesnych stali

STOSOWANYCH W MOTORYZACJI

Potrzeba zwiększenia bezpieczeństwa biernego samochodów, a także kształtowania technologicznego elementów o skomplikowa­nym kształcie wymaga stosowania blach stalowych o korzystnym połączeniu wytrzymałości i plastyczności. W ostatnich kilku latach oprócz stali wielofazowych należących do I generacji stali wysokowytrzymałych coraz większe zastosowanie znajdują wysokomanga- nowe stale austenityczne, stanowiące II generację stali wysokowytrzymałych dla motoryzacji. Szczególnie wysoka zdolność absorp­cji energii elementów z tych stali o odpowiednio zaprojektowanej postaci geometrycznej stwarza możliwość ich zastosowania w stre­fach kontrolowanego zgniotu.

Stale wielofazowe dla motoryzacji I generacji są coraz częściej z po­wodzeniem stosowane w nowocze­snych rozwiązaniach konstrukcji pojazdów. W znacznej mierze zawdzię­czają to dużej plastyczności, będącej wynikiem dużej szybkości umocnienia odkształceniowego, występującej pod­czas kształtowania technologicznego blach stalowych. W stalach wielofazo­wych zasadniczą rolę odgrywa austenit szczątkowy o udziale od 10% do 15%, podlegający przemianie martenzytycz- nej podczas tłoczenia, gięcia itp. (1, 2). Obecne wymagania przemysłu motory­zacyjnego obejmują dalsze zwiększenie korzystnej relacji pomiędzy wytrzyma­łością i plastycznością stali, a szczegól­nie dotyczą poprawy bezpieczeństwa biernego samochodów w przypadku kolizji drogowych.

W artykule przeanalizowano zasa­dy projektowania składu chemiczne­go i mikrostruktury stali wysokoman- ganowych oraz scharakteryzowano ich własności mechaniczne, kształtowane z udziałem indukowanej odkształce­niem przemiany martenzytycznej oraz intensywnego przebiegu bliźniakowa- nia mechanicznego.

Charakterystyka stali wysokowytrzymałych II generacji

Poprawa bezpieczeństwa jest ściśle zwią­zana z wartością energii pochłoniętej podczas wypadku, która w prosty spo­sób ulega zwiększeniu wraz z jedno­czesnym zwiększeniem wytrzymałości i plastyczności. W przybliżeniu zdol­ność absorpcji energii wyrażona jest polem powierzchni pod krzywą rozcią­gania, będącą podstawowym wyznacz­nikiem własności mechanicznych stali. Z rys. 1 jednoznacznie wynika, że zna­cząca poprawa balansu wytrzymałość - plastyczność jest możliwa jedynie dzięki zastosowaniu stali o strukturze austenitycznej.

Omawiane połączenie wytrzymało­ści i ciągliwości jest możliwe do uzy­skania przez klasyczne stale austeni­tyczne chromowo-niklowe (AUST SS). Wysoka zawartość Cr i Ni (stale typu 18-8) uniemożliwia jednak ich zastoso­wanie w produkcji masowej elementów konstrukcyjnych nadwozi samocho­dowych, głównie ze względu na ich duży koszt. W ostatnich latach obser­wuje się wzrost zainteresowania stala­mi wysokomanganowymi, zawierający­mi od 15% do 30% tego pierwiastka. Mangan - oprócz Ni - należy do pier­wiastków austenitotwórczych i stabili­zuje fazę y do temperatury pokojowej, przy znacznie mniejszym koszcie w po­równaniu do stali typu Cr-Ni. W zależ­ności od składu chemicznego wyróżnia się stale austenityczne wysokomanga- nowe typu TRIP, TWIP i TRIPLEX, co jest ściśle powiązane z ich mecha­nizmem umocnienia podczas kształto­wania technologicznego blach (rys. 1).

Ich główna przewaga nad stalami wielo­fazowymi I generacji wynika ze szcze­gólnie dużej podatności fazy austeni­tycznej na indukowaną odkształceniem przemianę martenzytyczną oraz inten­sywny przebieg bliźniakowania me­chanicznego, podobnie jak w przy­padku staliwa Hadfielda. Ze względu na liczne problemy technologiczne występujące podczas ich wytwarzania i przetwórstwa znajdują się one obec­nie w początkowej fazie zastosowania przemysłowego.

Skład chemiczny stali wysokomanganowych

Stale austenityczne wysokomanganowe zawierają od 15% do 30% Mn. W tej grupie można zasadniczo wyróżnić dwie koncepcje projektowania składu chemicznego. W pierwszym przypad­ku stosowane są stale wysokomanga- nowe wysokowęglowe o zawartości C od 0,5% do 1,2% (3-5), a w drugim przypadku stale wysokomanganowe niskowęglowe, zawierające najczęściej poniżej 0,1% C (7-10). Przykładowe składy chemiczne tych stali przedsta­wiono w tab. 1. Rola węgla sprowadza się do stabilizacji austenitu oraz umoc­nienia roztworowego stali. Generalnie wraz ze wzrostem zawartości C w sto­pie można zmniejszyć stężenie man­ganu, np. do 18%. Wyjątkiem są stale typu TRIPLEX, zawierające największe stężenie Mn i C potrzebne do stabi­

lizacji austenitu, której przeciwdziała duża zawartość Al w stali. Stale wyso- komanganowe o dużej zawartości wę­gla mają tendencję do niestabilnego odkształcenia plastycznego związanego z tzw. efektem Portevin le Chatelier (3, 6). Z tego względu często stosowane są sta­le niskowęglowe, a spadek wytrzymało­ści jest kompensowany przed dodatek do około 4% Al oraz 4% Si. Czasami w celu poprawy odporności korozyj­nej stosuje się Cr (4, 9), a w celu zwięk­szenia własności wytrzymałościowych - mikrododatki Nb, Ti i V (7, 10).

Obróbka plastyczna na gorąco

W zależności od składu chemiczne­go po odlaniu stale wysokomangano- we mają jednorodną strukturę austeni­tu, austenitu z ferrytem lub austenitu z martenzytem typu e. Ich odlewanie i wstępna obróbka plastyczna na gorą­co nastręczają wielu trudności, związa­nych przede wszystkim z pęknięciami biegnącymi od krawędzi pasm oraz re­latywnie niską plastycznością powyżej temperatury około 1200°C (3, 11, 12). Zapobiega się temu częściowo przez wprowadzenie do stali mikrododat- ków B, Ti i/lub Zr. Opór kształtowa­nia plastycznego na gorąco jest duży, co wynika bezpośrednio z dużej za­wartości składników stopowych umac­niających stal. Korzystnym zjawiskiem jest natomiast możliwość efektywnego rozdrobnienia struktury stali w wyniku rekrystalizacji dynamicznej, ze względu na relatywnie niskie krytyczne wartości gniotów inicjujące jej przebieg (7, 9). W zależności od potrzeb blachy ze sta­li wysokomanganowych wytwarza się jako gorącowalcowane lub walcowane na zimno z następnym wyżarzaniem rekrystalizującym.

Własności mechaniczne i mechanizm umocnienia

Korzystny zespół własności mecha­nicznych osiąganych przez stale au­stenityczne wysokomanganowe (R =

700^1200 MPa, R ₀₂ = 250^700 MPa,

p0,2 ⁵

A = 40^100%) silnie zależy od ich me­chanizmu umocnienia, determinowa­nego energią błędu ułożenia (EBU) austenitu, która wynosi od kilkunastu do ponad 100 mJ/m². Z kolei EBU zależy od składu chemicznego stali i temperatury. Energia błędu ułożenia rośnie wraz ze wzrostem temperatury oraz zawartości w stali Al i Cu, nato­miast w odwrotnym kierunku oddzia­łują Cr i Si (rys. 2).

W zakresie od 5% do 10% Mn stal wykazuje strukturę ferrytu i austeni­tu. Najmniejszą EBU i mikrostruk­turą austenit-martenzyt e charakte­ryzują się stopy zawierające około 15% Mn (8, 9). Wraz z dalszym zwięk­szeniem stężenia Mn w zakresie od 20% do 30% następuje zupełna stabilizacja austenitu.

Stale z efektem TRIP

W przypadku zawartości Mn po­niżej 25% głównym mechanizmem umocnienia jest efekt TRIP (Transfor­mation Induced Plasticity), polegający na umocnieniu stali w wyniku prze­miany martenzytycznej Y_A1^£_A3 lub y_A1^e_A3^a'_A2, zachodzącej podczas kształtowania technologicznego blach na zimno. Przemiana martenzytyczna zachodzi najczęściej dwustopniowo, tzn. najpierw odkształcony austenit

podlega przemianie w martenzyt typu e o sieci heksagonalnej, a następnie na przecięciu płytek martenzytu e za­rodkuje martenzyt o sieci regularnej A2. Uzyskiwana jest wtedy wytrzymałość na rozciąganie w zakresie od 900 MPa do nawet 1200 MPa, przy wydłużeniu od 30% do 50% (rys. 3). Przemiana martenzytyczna austenitu powoduje intensywny wzrost naprężenia na krzy­wej rozciągania (rys. 4).

Wysoka plastyczność stali (efekt TRIP) związana jest ściśle z dużą szyb­kością umocnienia odkształceniowe­go stali i opóźnieniem tworzenia się szyjki w próbie rozciągania. W przy­padku lokalnego wystąpienia przewę­żenia w miejscu tym dochodzi do in­dukowanej odkształceniem przemiany martenzytycznej. Prowadzi to do in­tensywnego, lokalnego umocnienia odkształceniowego stali, a dalsze od­kształcenie plastyczne zachodzi w są­siednich obszarach o mniejszym na­prężeniu płynięcia. Efekt ten występuje zarówno w stalach wielofazowych za- >

Rys. 5. Martenzyt indukowany odkształ­ceniem utworzony w stali wielofazowej z dyspersyjnie rozmieszczonym austenitem szczątkowym (a) oraz w stali austenitycz­nej (b), a także bliźniaki odkształcenia w stali austenitycznej (c); F - ferryt, B - bainit, A - austenit, M - martenzyt

chanizm umocnienia silnie zależy od składu chemicznego stopu (EBU) oraz warunków odkształcenia plastycz­nego. Własności mechaniczne tych stali mogą być kształtowane przez konkuren­cyjny przebieg poślizgu dyslokacyjne­go, bliźniakowania mechanicznego oraz przemiany martenzytycznej austenitu w martenzyt e lub a’. Jednak głów­nym mechanizmem umocnienia stali typu TRIPLEX o wartości EBU powyżej około 100 mJ/m² (rys. 2) jest efekt SIP (Shear Band Induced Plasticity). Polega on na tworzeniu się w austenicie wza­jemnie przecinających się pasm ścina­nia (obszarów intensywnego odkształ­cenia), które - wraz z równomiernie rozłożonymi cząstkami węglików ko­herentnych z osnową - utrudniają ruch dyslokacji. Ponownie skutkuje to dużą szybkością umocnienia odkształcenio­wego i zapobiega przedwczesnemu two­rzeniu się szyjki w próbce podczas rozciągania lub pocienieniu blachy - w warunkach tłoczenia.

Stale te mają największą granicę pla­styczności spośród wszystkich stali wy­sokomanganowych, podczas gdy warto­ści wytrzymałości na rozciąganie oraz wydłużenia przyjmują wartości pośred­nie pomiędzy stalami wykazującymi efekt TRIP i TWIP (rys. 4). Blachy sta­lowe z tych stali mogą być zastosowane na elementy, od których wymagana jest większa sztywność i granica plastyczno­ści, przy nieco zmniejszonej podatności na kształtowanie technologiczne. Koń­cowe własności mechaniczne w dużym stopniu zależą od udziału węglika k, jego morfologii, rozmieszczenia i wielkości. W przypadku występowania w postaci dużych wydzieleń na granicach ziarn jest on przyczyną kruchości stali podczas odkształcenia plastycznego w tempera­turze pokojowej (6). Aby tego uniknąć, należy precyzyjnie dobrać skład che­miczny stali oraz przeprowadzić odpo­wiednią obróbkę cieplną, zapewniającą występowanie węglika k w postaci na- no-dyspersyjnych wydzieleń. □

Piśmiennictwo

1. Grajcar A.: Nowoczesne stale wysokowytrzy­małe dla motoryzacji I generacji. „STAL Me­tale & Nowe Technologie”, 2013 nr 5-6, s. 150-153.

2. International Iron & Steel Institute, Ad­vanced High Strength Steel (AHSS) Applica­tion Guidelines. 2006, www.worldautosteel. org.

3. Bleck W., Phiu-on K., Herring C., Hirt G.:

Hot workability of as-cast high manganese hi­gh-carbon steels. „Steel Research Internatio­nal” 2007, vol. 78, s. 536.

1. Mujica Roncery L., Weber S., Theisen W.: Development of Mn-Cr-(C-N) corrosion

resistant twinning induced plasticity steels: thermodynamic and diffusion calculations, production and characterization. „Metallur­gical and Materials Transactions A”, 2010, vol. 41A, s. 2471.

1. Lalik S., Kuc D., Niewielski G., Cebul­ski J.: Mikrostruktura i właściwości wysoko- stopowych stali Mn-Al typu duplex. „Hut­nik - Wiadomości Hutnicze”, 2011, vol. 78, s. 641.

2. Frommeyer G., Bruex U.: Microstructu­res and mechanical properties of high-strength Fe-Mn-Al-C light-weight TRIPLEX steels.

„Steel Research International” 2006, vol. 77, s. 627.

1. Dobrzański L.A., Grajcar A., Borek W.: Microstructure evolution and phase compo­sition of high-manganese austenitic steels. „Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering”, 2008, vol. 31, s. 218.

2. Frommeyer G., Bruex U., Neumann P.: Supra-ductile and high-strength mangane- se-TRIP/TWIP steels for high energy absorp­tion purposes. „ISIJ International” 2003, vol. 43, s. 438.

3. Hamada A.S.: Manufacturing, mechanical properties and corrosion behaviour of high- Mn TWIP steels. Acta Universitatis Oulu- ensis C281, Oulu 2007.

4. Grajcar A., Krukiewicz W., Kołodziej S.: Corrosion behaviour of plastically defor­med high-Mn austenitic steels. „Journal of Achievements in Materials and Ma­nufacturing Engineering”, 2010, vol. 43,

s. 228. a

©

1. Frommeyer G., Bruex U.: Max-Planck- J

Institute for Iron Research. Dusseldorf 2003, ,ï

www.mpie.de. g

1. Jabłońska M., Śmiglewicz A., Tomaszew- ¿3

ska A.: Struktura i wybrane właściwości wy- Ë

sokomanganowych stali przeznaczonych dla ^E

przemysłu motoryzacyjnego. „Hutnik - Wiado­mości Hutnicze”, 2010, vol. 77, s. 400.