ALAKVÁLTOZÁS INDUKÁLTA MARTENZITES ÁTALAKULÁS AUSZTENITES Cr-Ni ACÉLOKBAN

ALAKVÁLTOZÁS INDUKÁLTA MARTENZITES ÁTALAKULÁS AUSZTENITES Cr-Ni ACÉLOKBAN (PhD értekezés)

Készítette: Nagy Erzsébet okl. anyagmérnök

Miskolci Egyetem Fémtani és Képlékenyalakítástani Tanszék

Kerpely Antal Anyagtudományok és technológiák Doktori Iskola Vezető: dr Roósz András az MTA levelező tagja

2007.

Tudományos vezető: Dr. Mertinger Valéria PhD

TARTALOMJEGYZÉK TARTALOMJEGYZÉK......................................................................................................................................2 BEVEZETÉS ........................................................................................................................................................3 1

MARTENZITES ÁTALAKULÁS ............................................................................................................4 1.1 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS TERMODINAMIKÁJA...........................................................6 1.2 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS A KÜLSŐ FESZÜLTSÉG..................................................7 1.2.1 Az átalakuláshoz szükséges kritikus erő meghatározása ................................................................8 1.2.2 A martenzites átalakulás indukálta képlékenység (TRIP) jelensége és a martenzites átalakulás okozta szilárdságnövekedés ..........................................................................................................................9 1.3 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS KINETIKÁJA ÉS MARTENZITCSÍRA KÉPZŐDÉSE........13 1.4 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS LEHETSÉGES MÓDJAI CR-NI AUSZTENITES ACÉLOKBAN.................................................................................................................................................16 1.5 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS EGYÉB TULAJDONSÁG KAPCSOLATA ....................22

2

TEXTÚRA .................................................................................................................................................23 2.1 2.2

A FÉMEKBEN KIALAKULÓ TEXTÚRA ......................................................................................23 TEXTÚRA MÉRÉSÉRE ALKALMAZOTT RÖNTGENDIFFRAKCIÓS MÓDSZEREK .............25

3

A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS A TEXTÚRA KAPCSOLATA ............................................28

4

KÍSÉRLETI MÓDSZEREK ÉS ANYAGOK ........................................................................................31 4.1 4.2 4.3 4.4 4.5 4.6

5

VIZSGÁLATI ANYAGOK ..............................................................................................................31 SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK..............................................................................................................31 RÖNTGENDIFFRAKCIÓS MÉRÉSEK FÁZISMENNYISÉG VIZSGÁLATOKHOZ ..................33 METALLOGRÁFIAI VIZSGÁLATOK ...........................................................................................33 MÁGNESES VIZSGÁLATOK.........................................................................................................34 TEXTÚRA VIZSGÁLATOK............................................................................................................35

KÍSÉRLETI EREDMÉNYEK.................................................................................................................38 5.1 A SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK EREDMÉNYEI................................................................................38 5.2 A FÁZISMENNYISÉG MEGHATÁROZÁS EREDMÉNYEI.........................................................42 5.2.1 A fázismennyiség meghatározása az „A” és „B” jelű acélokban.................................................42 5.2.1.1 5.2.1.2 5.2.1.3

5.2.2

Röntgendiffrakcióval történő meghatározás ....................................................................................... 42 Kvantitatív metallográfiai módszerrel történő meghatározás ............................................................. 44 Mágneses módszerrel történő meghatározás ...................................................................................... 46

A fázismennyiség meghatározása a KO36-os jelű acélban...........................................................47

5.2.2.1 5.2.2.2

Röntgendiffrakcióval történő meghatározás ....................................................................................... 47 Mágneses módszerrel történő meghatározás ...................................................................................... 55

5.3 A SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK ÉS A FÁZISMENNYISÉG MÉRÉSEK EREDMÉNYEINEK ÖSSZEGZÉSE:................................................................................................................................................58 5.4 A TEXTÚRA MÉRÉSEK EREDMÉNYEI.......................................................................................61 5.4.1 A textúrára vonatkozó eredmények az „A” jelű acélra ................................................................61 5.4.2 A textúrára vonatkozó eredmények a „B” jelű acélra ..................................................................62 5.4.3 A textúrára vonatkozó eredmények a KO36-os acélra .................................................................65 5.4.3.1 5.4.3.2 5.4.3.3

5.5

Textúra eredmények a KO36 jelű acélra az első mérési sorozatban ................................................... 65 Textúra eredmények a KO36 jelű acélra a második mérési sorozatban.............................................. 66 A KO36 jelű acélról készített pólus ábrák .......................................................................................... 71

A TEXTÚRA EREDMÉNYEK ÖSSZEGZÉSE ...............................................................................76

6

ÖSSZEGZÉS .............................................................................................................................................80

7

IRODALOMJEGYZÉK...........................................................................................................................85

8

JELÖLÉSEK JEGYZÉKE ......................................................................................................................87

9

KÖSZÖNETNYILVÁNÍTÁS ..................................................................................................................89

10

FÜGGELÉK..............................................................................................................................................90

2

BEVEZETÉS Kutatásom a saválló ausztenites acélokban termomechanikus kezelés hatására végbemenő martenzites átalakulásra irányult. Ez az átalakulás bizonyos körülmények között együtt jár az ötvözet alakíthatóságának jelentős növekedésével. Acélokban az ausztenitnek (γ) nem egyensúlyi módon történő átalakulása során a végtermék általában a torzult térben középpontos kockarácsú α’ martenzit, de ötvözött acélokban egy másik kristálytani módosulat, a hexagonális, nem ferromágneses ε martenzit is kialakulhat. Az átalakulás végbemehet a kritikus hőmérséklet alá történő hűtés vagy mechanikai alakítás hatására. Az ε martenzit jelenléte nagyban változtatja a darab alakváltozó képességét és egyéb tulajdonságait is. Mérési eredmények az ε martenzit megjelenését egy nagyfokú képlékeny viselkedéssel (TRIP hatás) kapcsolják össze. Az ε martenzitnek α’ martenzitté történő alakulása viszont egy nagymértékű keményedéssel járó folyamat. A jelenlévő fázisok így jelentős mértékben meghatározzák a hidegalakíthatósági tulajdonságokat. Az ε martenzit kialakulása az alakítás mértékétől és a hőmérsékletétől függ. A kialakult α’, ε, γ fázisok alakításakor megjelenik a textúra az anyagban, ez indokolja az alakítási textúra probléma körének figyelembevételét is. Az átalakulás gyakorlati jelentősége igen fontos, hiszen a saválló acélok nagy részét hidegen alakítják, s a technológia energia igényét jellemzően az acél alakváltozó képessége határozza meg, mely a vizsgált ötvözetnél egyértelműen az ausztenit mellett megjelenő martenzit fázisok mennyiségétől függ. A kutatásom céljai a következők voltak: ƒ

Megvizsgálni az alakítási paramétereknek (hőmérséklet, feszültség) a saválló ausztenites acélokban végbemenő fázisátalakulásokra kifejtett hatását.

ƒ

Meghatározni az ausztenit, az α’ martenzit, ε martenzit mennyiségének a változását az alakítás hőmérsékletének és a mértékének függvényében.

ƒ

Megvizsgálni a hidegalakítás törvényszerű velejárójának az alakítási textúrának és a fázisátalakulásnak az egymásra kifejtett hatását.

ƒ

Jellemezni a kialakult fázisok textúráját, és az abban bekövetkező változást az alakítás hőmérsékletének és mértékének hatására.

3

1 MARTENZITES ÁTALAKULÁS A martenzites átalakulás megértéséhez célszerű először az elemi vas allotróp átalakulását megvitatni. A tiszta vas a következő sorrendben alakul át melegítés hatására: α→γ→α(δ). Az α vas (ferrit), amely szobahőmérsékleten stabil fázis, térben középpontos kockarácsú. 910 °C –on γ vas (ausztenit) képződik. A γ vas felületen középpontos kockarácsú. Az utolsó szilárd állapotú fázisátalakulás melegítéskor a γ→α(δ) átalakulás 1400 °C -on. Az α(δ) vas szintén térben középpontos kockarácsú. A tiszta vasat karbonnal ötvözve a kétalkotós egyensúlyi diagramban az α, γ, δ fázisokat szilárdoldatok formájában találjuk meg. A gyakorlati acélok ausztenit fázisból való lassú hűtésük során csíraképződésesnövekedéses folyamat következtében α (ferrit) és Fe3C (cementit) fázisokra bomlanak. A martenzites átalakuláskor nem beszélhetünk erről. A martenzites átalakulás egy kijelölt Ms (martenzit képződés kezdő) hőmérsékleten kezdődik. Ez a hőmérséklet a γ-α átalakulás hőmérséklete (A3) alatt (tiszta vas esetén 700°C körül) van, és a C tartalom növekedésével csökken. A martenzit kristályszerkezete, amely a γ fázis gyors hűtése során keletkezett, térben középpontos kocka rács, nagyobb karbon tartalom esetén térben középpontos tetragonális rács, rácsparamétere változik a karbon tartalommal, úgy tekinthetjük, mint egy torzult rácsú α, ezért jelölésére az α' szimbólumot alkalmazzuk. A hűtés során a martenzites átalakulás egy Mf hőmérsékleten befejeződik, ekkor a martenzit mellett mindig marad ausztenit, amely megőrzi ugyanazt a kristályszerkezetet, mint a magasabb hőmérsékleten stabil fázis, s a két γ fázis karbon tartalma megegyezik. Figyelembe kell venni azt, hogy a martenzites átalakulás alatt nincs koncentrációváltozás, és az átalakulás egy vagy legtöbb része diffúziómentes. Martenzites átalakulás azonban nemcsak vasötvözetekben fordulhat elő. Annak a ténynek köszönhetően, hogy a martenzites átalakulást Sorby kezdeti munkásságát kiterjesztve, a német metallográfus A. Martens ötvözetlen acélokban írta le először, az átalakulás jellemzőinek egy része sajátosan csak az ilyen acélokban végbemenő folyamokra igaz. Általában, martenzites átalakulásnak nevezzük az olyan fázisátalakulásokat, melyek (1) az atomok együttes ( kooperatív, hosszútávú diffúzió mentes) mozgásával járnak, (2) a folyamatot mindig kíséri meghatározott felületi relief képződés és a térfogatban számos (3) rácshibának a keletkezése. Az így keletkezett új fázist martenzitnek hívjuk. Az átalakulás ilyen volta eredményezi, hogy jól definiálható habitus sík és meghatározott kristálytani kapcsolat van a kiinduló és a keletkezett fázisok között. (Ez utóbbi meghatározás fordítva nem feltétlen igaz, mert ilyen kapcsolat más kiválások esetén is előfordulhat.) [7] Vegyük szemügyre ezeket részletesen: Az (1) atomok együttes (kooperatív, hosszútávú diffúzió mentes) mozgása azt eredményezi, hogy nincs összetételbeli változás a folyamat során. Az átalakulás csak a termodinamikai egyensúlyhoz tartozó T0 hőmérséklet alatt történik meg. Használatos a military –katonás elnevezés is, bár ez megtévesztő, mert az atomok mozgása igazából nem együttes, hanem meghatározott rend szerint egymást követő, ahogyan a transzformációs front is végigmegy a mintadarabon. Nishiyama ezért a Shogidaoshi elnevezést használja a „falling one after another in succession” vagyis törvényszerűen egymást követő – dominó elv alapján.

4

(1.1) A habitus sík, mely az átalakulás során nem változtatja helyzetét alacsony karbon tartalmú acélok esetén párhuzamos az {111}γ, míg középes és magas karbon tartalmú acélok esetén a {225}γ vagy {259}γ síkokkal. A habitus sík egy anyagban lehet többféle is. (1.2) A kristálytani kapcsolat leírására a legkorábbi elmélet az un Bain modell, de a mai napig számos kristálytani és termodinamikai modell is született. A Bain modell a kezdeti és a végső fázis közti megfelelést írja le, de nem adja meg az aktuális orientációs kapcsolatot a kristályok között. Ezeket a kapcsolatokat kísérleti módszerekkel határozták meg, például Kurdjumov-Sachs (KS) szerint karbon acélokban:

3

ausztenit

α’ martenzit

3

(111) γ (011) α '

(1.1)

[101]γ [111]

α'

2 1

(111)

2 1

(011)

1.1. ábra A Kurdjumov-Sachs összefüggés az ausztenit és az α’ martenzit között

Nishiyama szerint Fe-30%Ni acélokban: (1.2) (111) γ (011) α ' [112]γ [011]

α'

A párhuzamos irány eltérés a KShoz képest kb 5o. Greninger-Troiano szerint nikkelacélokban (22%Ni-0.8%C) (1.3) (111) γ ≈ (011) α ' [101]γ ≈ [111]α '

a szögeltérés 1° illetve 2.5 ° (2) A felületi reliefképződés nem más, mint a lavinaszerű kooperatív atommozgás által előidézett felületi redő. (3) A rácshibák dimenziójukat tekintve lehetnek pont, vonal és felületi hibák. A martenzitben előforduló pontszerű hiba lehet vakancia, rendezett és rendezetlen intersztíciós és szubsztitúciós atom. Az átalakulás során végbemenő alakváltozás igen nagy belső feszültségekkel jár, amelyeket az elasztikus alakváltozás sem képes leépíteni, így az alakváltozási térfogat egy jelentős képlékeny alakváltozáson kell, hogy átessen. Ez az alakváltozás teljesen megegyezik a képlékeny alakváltozási mechanizmussal, vagyis igen nagy szerep jut a vonalszerű rácshibák – diszlokációk csúszásának, a parciális diszlokációk okozta rétegződési hibák, ikrek kialakulásának. Az ezzel járó diszlokációsűrűség meg is haladhatja acélokban a szokványos képlékenyalakítással járó sűrűség növekedés értékét. Felületi hibák között cellahatárok és antifázishatárok is előfordulhatnak.

Attól függően, hogy ez az átalakulás milyen anyagban zajlott, a keletkezett martenzitnek még egyéb sajátos jellemzői is lehetnek, melyek nem igazak általánosságban a martenzites átalakulásokra. Például a martenzit nagy keménysége, az oldott karbon jelenléte, az abból adódó tetragonalitás, vagy a folyamat nagy sebessége igaz a karbonacélokra, de más ötvözetekre nem feltétlenül. Például rézötvözetekben a martenzites átalakulás folyamata olyan lassú, hogy vizuálisan szabad szemmel kísérhető fénymikroszkópban. A továbbiakban a martenzites átalakulásról általában, illetve a FeCrNi acélokban jellemző előfordulásairól lesz szó. 5

1.1 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS TERMODINAMIKÁJA

kémiai szabadenergia szabadentalpia

A 1.2. ábra sematikusan mutatja az ausztenit és a martenzit szabad entalpiájának a változását a hőmérséklet függvényében általános esetben [22, 26]. A To az a hőmérséklet, ahol az ∆G ∆G ∆ Gγ−µ γ→α' ausztenit és a martenzit termodinamikailag martenzit egyensúlyban van. Az Ms a martenzites átalakulás ausztenit kezdő, míg az Mf a befejező hőmérséklete. Az ausztenit és a martenzit fázisok szabadentalpia hőmérséklet M f M s To különbsége az Ms hőmérsékleten adja a 1.2. ábra A szabadenergia változása a martenzites folyamat hajtóerejét. átalakulás során (Abban az esetben, ha adott karbon tartalmú Fe ötvözetekre vizsgáljuk a rendszert, az átalakulási folyamatok végén különböző kristálytani módosulatok lehetnek, ahol mind a hajtóerő, mind az Ms hőmérséklet értéke más lesz az egyes módosulatok esetén. Vizsgálataim során olyan alacsony karbontartalmú ötvözetekkel dolgoztam, ahol ezzel a lehetőséggel nem kell számolni, mivel a martenziten kívül másik kristálytani módosulat nem jelenik meg.) A γ→α’ átalakulás létrejöttének is van természetszerűleg szabadentalpia igénye. Ez sokkal nagyobb, mintha az átalakulás diffúzióval ment volna végbe. Az új rácsú módosulatnak nem az atomok egyedi mozgásával, hanem számos atom kooperatív, egyidejű mozgásával való kialakulása az ötvözetnek, a krisztallitnak szükségszerűen nagy részére terjed ki. Ezért nagyobbak azok a feszültségek is, amelyeket a fajlagos térfogatok különbsége okoz mind a mátrixban, mind a keletkezett termékben. Így az átalakulás a kritikus To hőmérséklethez képest, csak a kellő túlhűlés után, az Ms hőmérsékleten indulhat meg. A túlhűlés mértéke annál nagyobb, minél nagyobb a két kristályos szerkezet közötti különbség. Acélok esetén a különbség To és Ms között kb. 2000C. Az Ms hőmérsékleten a két fázis szabadentalpia különbsége biztosítja az átalakulási termék első részének az ún. embriónak kialakulását, és az átalakulás martenzitesen csak további túlhűtés hatására folytatódhat. Az Ms-hez képest mért további túlhűlés abban a mértékben biztosítja az átalakulást, amilyen mértékben a mátrix és a termék szabadentalpiáinak különbsége az Ms-nél mért különbséget meghaladja [2,3]. A szabadentalpia változás a martenzites átalakulás során leírható az γ →α ' γ →α ' ∆G γ →α ' = ∆GK + ∆GNK (1.4) összefüggés szerint, ahol ∆G Kγ →α ' a kémiai szabadenergia-változás az átalakulás során (arányos a keletkezett martenzit mennyiségével), γ →α ' a nem kémiai szabadenergia-változás az átalakulás során, ami a felületi ∆G NK energiából és a rugalmas alakváltozásból adódik. (A nyomás szerepétől eltekintünk.)

6

Mivel a martenzit/ausztenit határfelület koherens, az átalakulás során a felületi energia kicsi lesz és az elasztikus energia rész fog dominálni, erősen növekedve a martenzit lemezek méretével.

1.2

A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS A KÜLSŐ FESZÜLTSÉG

kémiai szabadenergia szabadentalpia

Amikor külső feszültséget alkalmazunk az ausztenites szövetű próbán T1 (Ms és To közötti) hőmérsékleten (1.3. ábra), a ∆G ∆ GMs Msγ−µ γ−µ ∆G Msγ→α' mechanikai hajtóerő (U) a ∆G T1γ→α' feszültségnek köszönhetően ∆G ∆ GT1 T1γ−µ γ−µ hozzáadódik a kémiai γ → α ' U' martenzit hajtóerőhöz ( ∆GT 1 ), és a martenzites átalakulás annál a ausztenit kritikus feszültségnél kezdődik el, ahol a teljes hajtóerő megegyezik γ →α ' Ms T1 To hőmérséklet -vel [22, 26]. A ∆G Ms kritikus mechanikai hajtóerő (U’), ami szükséges a 1.3. ábra Energia viszonyok alakulása külső feszültség feszültség indukálta alkalmazásakor martenzites átalakuláshoz a T1 hőmérsékleten: γ →α ' U ' = ∆G Ms − ∆GTγ 1→α ' 1.5) A mechanikai hajtóerő (U), függvénye a feszültségnek és az átalakult martenzit sík orientációjának, úgy, mint: (1.6) U = τγ 0 + σε n Ahol τ a nyírófeszültség, ami az átalakulás nyírási iránya mentén a martenzit habitussíkjában hat, γ0 a nyírásból származó alakváltozás a feszültség nyírási irányában a habitussík mentén, σ a normál feszültségnek a habitussíkra merőleges komponense, és az εn az átalakulásból származó tágulás. Amikor egy darabot, σ1 értékű feszültséggel terhelünk, τ és σ kifejezhető egy bármilyen orientációjú martenzit síkra: τ = (1 2 )σ 1 (sin 2θ ) cos α (1.7) σ = ± (1 2 )σ 1 (1 + cos 2θ ) (1.8) ahol σ1 az alkalmazott feszültség abszolút értéke (húzás vagy nyomás), θ az alkalmazott feszültség tengely és a habitussík normálisa által bezárt szög, és 1.4. ábra Az alkalmazott feszültség és a habitussík az α az átalakulás nyírási iránya és az alkalmazott közötti kapcsolat feszültség maximális nyírási iránya által bezárt szög a habitussíkban (1.4. ábra). A plusz- és mínuszjel az egyenletben a húzásnak és a nyomásnak felelnek meg.

7

Az előző egyenletekből az alkalmazott σ1 feszültség ismeretében a mechanikai hajtóerő következőképpen írható: U = (1 2 )σ 1 [γ 0 (sin 2θ ) cos α ± ε 0 (1 + cos 2θ )]

(1.9)

Kísérleti eredmények bizonyítják, hogy a képlékeny alakváltozásnak erős hatása van a keletkezett martenzit mennyiségére. Az eredményeket a következő módon összegezhetjük: ¾ Ha az ausztenitet Ms és Mf hőmérsékletek közé hűtjük, akkor a keletkezett martenzit mennyisége az alakítással növelhető. ¾ Ha az ausztenitet valamely Ms hőmérséklet fölé, de egy bizonyos Md σrausztenit’). Ha Md hőmérséklet fölötti alakítást követően az átalakulás hűtés során megy végbe, akkor azt tapasztalták, hogy az Ms értéke akár nőhet, de akár csökkenhet is. Az Ms növekedése kismértékű alakítás után volt megfigyelhető, amikor is az alakításnak köszönhető új nukleációs helyek létrejötte az átalakulást segíti. Ha nagyobb mértékű volt az alakítás, akkor a keményedési folyamatnak köszönhetően a martenzit lemez nehezebben tud az ausztenitben növekedni. Mivel a martenzites átalakulások mechanizmusa kooperatív elmozdulásnak felel meg, könnyen érthető, hogy egy rugalmas feszültség alkalmazása segíti az átalakulást. Az alakváltozás hatása már ennél sokkal összetettebb.

1.2.1 Az átalakuláshoz szükséges kritikus erő meghatározása Izotróp, polikristályos anyagot külső feszültséggel terhelve az az ausztenit szemcse fog elsőként átalakulni, amelynek U értéke a maximális [22, 26]. U akkor maximális, amikor az α=0 és dU = 0 ekkor a kritikus mechanikai hajtóerő a következőképpen írható: dθ (1.10) U ' = (1 2 )σ 1' γ 0 sin 2θ ' ± ε 0 (1 + cos 2θ ') ahol σ1' a kritikus alkalmazott feszültség, θ’ az alkalmazott feszültség tengely és a habitussík normálisa által bezárt szög, és az α az átalakulás nyírási iránya és az alkalmazott feszültség maximális nyírási iránya által bezárt szög a habitussíkban.

[

]

8

Alkalmazott feszültség

Olson és Cohen megfigyelte, hogy ha a kémiai hajtóerő lineárisan csökken a hőmérséklet növekedésével az Ms hőmérséklet fölött, akkor az Ms és Msσ tartományokban (1.5. ábra) a kritikus feszültség lineárisan növekszik. Msσ fölött a martenzites átalakulás pl. T* hőmérsékleten σb feszültség hatására megy végbe, miután az ausztenit képlékenyen alakváltozik. Ezen a hőmérsékleten az ausztenit képlékeny alakváltozása σa feszültségen kezdődik. Amikor a σb értéket elérjük, elkezdődik a martenzites átalakulás. σb kisebb, mint a σc érték, amely extrapolálással nyert elméleti érték a kritikus feszültség-hőmérséklet egyenesből. A σc-σb kritikus feszültség különbség az ausztenit képlékeny alakváltozásának köszönhető.

Alakváltozás indukálta átalakulás

σc

σb σa

Feszültség indukálta átalakulás

Ausztenit képlékeny alakváltozása

Ms

Msσ

T*

Md hőmérséklet

1.5. ábra A külső feszültség hatása az átalakulások jellegére

1.2.2 A martenzites átalakulás indukálta képlékenység (TRIP) jelensége és a martenzites átalakulás okozta szilárdságnövekedés Metastabil ausztenites acélok képlékeny alakváltozás során martenzites átalakuláson eshetnek keresztül, mely bizonyos körülmények között együtt jár az ötvözet alakíthatóságának jelentős növekedésével. A jelenséget Sauveur ismerte fel és átalakulás indukálta képlékenységnek (transformation induced plasticity) nevezte el. Azokat az acélokat, amelyek rendelkeznek ilyen tulajdonsággal, TRIP acéloknak nevezzük. TRIP acélokat úgy fejlesztenek ki, hogy nagy szilárdságot és mindemellett képlékenyalakítás során nagy nyúlást mutassanak. Maxwell és társai [20] Fe-Ni-C acélon végzett vizsgálataival bebizonyította, hogy a TRIP hatás az alakváltozás indukálta martenzitek megjelenésének köszönhető, melyek morfológiája sosem lemezes „plate” (1.6. ábra). Olson és Azrin szintén megerősítette ezeket a morfológiai jellemzőket. Tsuchida és társai [13] a képlékeny alakítás során kialakuló mikroszerkezet szerint a TRIP acélokat 3 csoportba sorolják. A TRIP acélok három típusának sematikus ábrázolását az 1.7. ábra mutatja. Az 1. típusban, a mikroszerkezet ausztenitből és az alakváltozás alatt kialakuló martenzitből áll. Az ilyen TRIP jelenség ausztenites acélokban széles körben tanulmányozott, de a nyúlás növelésének lehetőségének mérnöki felhasználása eléggé korlátozott, ugyanis a nagy ötvözőtartalom erősen megemeli az árat.

9

A maradék ausztenit szilárdságnövelő szerepe 5.59% Ni tartalmú, alacsony hőmérsékleten alkalmazott acélokban már régről ismert. A 2. típusban, a kiinduló szerkezet a megeresztett martenzit fázisban található maradék ausztenit. Ez utóbbi fázis az alakítás során lécszerű martenzitté alakul át. Egyértelmű, hogy a TRIP hatás okozta nyúlásnövekedés kicsi a 2. típusban, bár a szívósságról ezt még kérdéses állítani. Közelmúltban magas Si tartalmú nagy szilárdságú csapágy acélt fejlesztettek ki a járműipar számára. Ebben a a 3. típusú acélban a kiinduló szerkezet ferrit mátrixba ágyazott bénitből és hozzá kötötten elhelyezkedő maradék ausztenit szigetekből áll. A maradék ausztenit feszültség indukálta martenzitté átalakul az alakváltozás során. Ez a feszültség indukálta martenzit a 2. típus acélhoz hasonlóan lécszerű. Az alacsony ötvözés miatt nagyobb figyelmet szentelnek a 3. típusú acéloknak azzal az egyszerű kérdéssel, hogy miért mutat ez az acél típus kiváló nyúlási tulajdonságokat annak ellenére, hogy kisebb mennyiségű maradék ausztenitet tartalmaz, mint a b 2. típusú acélok. A választ mérésekkel egybevetett 1.6. ábra Termikus számítógépes modellezéssel adták meg: a jelentős martenzit (a) és alakváltozás nyúlásnövekedés annak köszönhető, hogy sikerül úgy indukálta martenzit (b) megválasztani az átalakulás mértékét Ms és Md hőmérsékletek között, hogy a martenzit kialakulása elnyomja a befűződés megjelenését. Az átalakulás mértéke pedig jellemzően a feszültség indukálta martenzit szilárdságától függ. Tamura mérései során is hasonló következtetésre jutott, ő metastabil 1) A M ausztenites acél ötvözetek esetén tanulmányozta a TRIP jelenséget (1. típus). Az 50µm átalakulási és a szilárdsági tulajdonságokat vizsgálta M 2) A szakítókísérlet alatt. Alacsony teszthőmérséklet M esetén az átalakulás 5µm megkezdődött az Md A M hőmérsékleten, amely 40°CF 3) kal Ms fölött van. Ms hőmérsékleten 80% martenzit M alakult ki. B 5µm Tipikus TRIP viselkedés: a teszthőmérséklet csökkenésével a megnyúlás rohamosan növekszik, de 1.7. ábra A TRIP acélok három típusa mikroszerkezet csak Md alatti szerint A-ausztenit, M-martenzit, B-bénit, F-ferrit hőmérsékletektől. Maximális értéket ér el -10°C körül,

10

Szakító szilárdság [N/mm2]

Martenzit mennyiség [%]

majd csökken. A nyúlásnövekedést a deformáción keresztül a martenzites átalakulás okozza. Három lehetséges okot kell figyelembe venni a nyúlás hőmérséklet függésekor: ¾ Először, Md hőmérséklet alatt azok a martenzit-variánsok jönnek létre, amelyek hozzájárulnak a darab megnyúlásához. Amint a kémiai hajtóerő az Ms közeli hőmérsékleten kellően nagy, minden variáns kialakulhat. Ez a véletlenszerű viselkedés kisebbíti a megnyúlást. Majdnem minden martenzites átalakulás, amely Ms alatt megy végbe nem feszültség indukált. Ezért a megnyúlást csak a plasztikus deformáció okozhatja, és ezért ez az alakváltozás általában kicsi. ¾ A második ok a befűződés elmaradása. Amikor a martenzit szakító igénybevétel hatására kialakul, a keményedés megnő. Ilyen feltételeknél várható, hogy a befűződés elmarad és az egyenletes nyúlás nő. ¾ A harmadik ok a mikrorepedések keletkezésének és terjedésének elmaradása a nyúlás indukálta martenzitek kialakulásával létrejött feszültség relaxációnak köszönhetően. A szakítószilárdság változása a teszthőmérséklettel jó egyezést mutat a martenzit mennyiségének változásával [7]. A martenzites átalakulás szilárdságnövelő hatását vizsgálta Choi és társa [19]. A szerző úgy találta, 100 AISI 304 hogy a metastabil ausztenites acélban AISI 304/Cu alakváltozás alatt a keményedés Angel adatai mértéke szoros kapcsolatban áll az 50 alakváltozás indukálta martenzit mennyiségével. A szakítószilárdság az AISI 304 acél esetén nagyobb, mint a Cu-zel ötvözött AISI 304 acél esetén, 0 amely egyértelműen a nagyobb α’ 0 1.0 2.0 3.0 martenzit tartalomnak köszönhető (1.8. Nyúlás ábra). Az α’ martenzit képződésének a 250 hatása a keményedés egyes szakaszaira AISI 304 a következő: mechanikai ikrek AISI 304/Cu képződése történik kis feszültségeknél; az α’ képződés és növekedés közepes 150 feszültségeknél; képlékeny alakváltozás és dinamikus újrakristályosodás α’-ban nagy feszültségeknél. 50 0

1.0

2.0

3.0

Byun és társai [18] szerint a keményedési viselkedés az alakváltozási mikroszerkezetben 1.8. ábra A martenzit mennyiség és a történő változásokkal magyarázható. szakítószilárdság a nyúlás függvényében Vizsgálataik során a különböző összetételű ausztenites acélokban azt tapasztalták, hogy a szilárdság csökken a hőmérséklet növekedésével, míg a szívósság szobahőmérséklet alatt elér egy tetőpontot, majd 400°C körül eléri a legalacsonyabb értékét. Szobahőmérséklet alatt a keményedési viselkedés két lépcsőben mutatkozik: gyors csökkenés kis nyúlásnál (3-20%), és ciklikus növekedés –csökkenés a képlékeny instabilitás előtt. Ez a kétlépcsős keményedés a γ→α’ feszültség indukálta átalakulással magyarázható. Nagyobb hőmérsékleten a keményedés mértéke monoton csökken az alakváltozással. A keményedési viselkedés a befűződés alatt viszont csaknem független volt az anyag mikroszerkezetétől. Nyúlás

11

Feszültség, N/mm2

Feszültség [MPa]

Huang és társai [17] a vizsgálataik során azt tapasztalták, hogy a feszültség-nyúlás görbéknél a hőmérséklet csökkenésével átmenet tapasztalható parabolikus viselkedésből szigmoid viselkedésbe. Az inflexió az alacsony hőmérsékletű görbéken az alakváltozás indukálta martenzitek megjelenését mutatja. Az 1.9. ábra a két deformációs mechanizmus 180 hatását tükrözi: -80°C 150 -50°C alakváltozás indukálta -25°C martenzites átalakulásét és a képlékeny alakváltozást. 120 0°C A szilárdságban 25°C 90 bekövetkező növekedés, és 95°C a görbék alakjában történő 60 135°C 160°C változás tükrözi az alakváltozás indukálta 30 martenzit megnövekedett hozzájárulását a 0 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 folyamatokhoz. -80°C és 160°C között az Nyúlás alakváltozás a két szilárdsági mechanizmus 1.9. ábra Huang és társai által végzett szakítóvizsgálatok „versenyéből” adódik: az feszültség-nyúlás görbéi alakváltozás indukálta átalakulás (instabil γ→ martenzit) és a diszlokációs kölcsönhatás az alakváltozás alatt. Alacsony hőmérsékleten a martenzit képződés dominál. Magasabb hőmérsékleteken a képlékeny alakváltozás. Tamura [10] vizsgálatai saválló acélok esetén 140 hasonló szilárdsági -150oC tulajdonságokat -70oC eredményeztek (1.10.ábra), 95 -50oC -30oC s a különböző fázisok o kialakulásával valószínűsíti -10 C 60 ezt a fajta viselkedést. A +10oC szobahőmérséklettől 35 +58oC magasabb hőmérsékleteken (50-60oC-on) az alakítás 0 hatására az ausztenit 0 30 60 90 120 felkeményedik. -10….Nyúlás, % 30oC körül valószínűleg az ε megjelenésének 1.10. ábra Az átalakulás hatása az alakváltozási köszönhetően a tulajdonságokra keményedés mértéke magasabb lesz és a nyúlás igen erősen megnövekszik. Az alacsonyabb hőmérsékleti tartományokban (-70..-150oC) az α' martenzit közvetlenül az ausztenitből jön létre, s ekkor a keményedésben igen erős növekedést tapasztalt.

12

Keményedés, 10-3

Weiß és társai 8 különböző acélt vizsgáltak 300 196°C-on, és az acélok egy részénél tapasztalták a szakítógörbék szigmoid jellegét. 200 A keményedési görbéken ilyenkor egy minimumot követően egy maximum található [42]. A nyúlás értéke a minimum 100 pontnál a nikkel tartalomtól 704 1018a függően változott, de a maximum 705 helye nem. 209 715 714711 A görbe alakját a martenzitek 0 1 6 11 16 21 26 kialakulásával a következő -3 módon hozták összefüggésbe Valódi feszültség, 10 (1.11. ábra): Az ε martenzit kialakulása a minimum pont előtt 1.11. ábra A keményedés változása a valódi feszültség megkezdődik. A minimum függvényében -196°C-on pontban kezdődik az α’ martenzitnek az ausztenitből történő kialakulása. Az ε mennyisége a maximum pontig növekszik, és mivel a maximumon túl a maradék ausztenit mennyisége nem változik, ezért azt feltételezik, hogy itt már csak az α’ martenzitnek az ε martenzitből való kialakulása történik. Azoknál a görbéknél, amik nem mutattak minimumot- maximumot, az α’ képződése csak az ε fázison keresztül történt. Fe-Ni-C ötvözetben a nyúlás indukálta martenzit alakja, amely egy bizonyos hőmérsékleten alakul ki, pillangószerű vagy tűszerű. A határfelület a martenzit és a mátrix között irreguláris, meglehetősen különböző a termikusan kialakult martenzittől. Mivel az Ms hőmérséklet emelkedik az alakítással, a martenzit olyan alakot mutat, mint azok a martenzitek, amelyek magasabb Ms hőmérsékleten alakultak ki [7]. Az utóbbi időkben a TRIP acélokhoz kapcsolódó kutatások, modellezések kitüntetett iránya az optimális kiinduló szerkezet, hibastruktúra, és technológiai paraméterek megkeresése a TRIP hatás minél teljesebb és gazdaságosabb kihasználása érdekében.

1.3 A

MARTENZITES

ÁTALAKULÁS

KINETIKÁJA

ÉS

MARTENZITCSÍRA KÉPZŐDÉSE A martenzites átalakulás sebessége függ a martenzitcsíra kialakulási lehetőségétől, illetve annak növekedési sebességétől. A martenzites átalakulás három kinetikai módja ismert: (1) az atermás, (2) az izotermás és (3) a robbanásos (’burst’) módozatok (1.12. ábra) [22]. Számos ötvözet esetén a martenzit atermás módon alakul át. A martenzit mennyisége csak a túlhűlés függvénye. Az atermás reakció egy jól definiált hőmérsékleten, Ms-n kezdődik. Számos empirikus egyenlet kifejezi az Ms-t az összetétel függvényében [11]. Az atermás mód elsősorban a karbon acélokra és az alacsony ötvözésű acélokra jellemző. Ms-től kezdődően a martenzit mennyisége nő a hőmérséklet csökkenésével. Az Ms környezetét és az átalakulás későbbi állapotait kivéve, ahol a martenzit tartalom meghaladja a 60-70%-ot, a martenzit hányad közelítőleg a túlhűtés fokának egy lineáris függvénye.

13

Martenzit%

Martenzit%

Az izotermás mód esetén az átalakulás az idő függvényében zajlik le egy állandó hőmérsékleten. Az átalakulás sebessége kezdetben lassú, de 10-50 szeresére is nőhet, amint az átalakult térfogathányad eléri a néhány százalékot. Ezt a jelenséget nevezik autokatalízisnek. Az átalakulási sebesség csökken a későbbi állapotokban. A hőmérséklet függvényében az átalakulás kinetikája tipikus C görbe viselkedést mutat. Egy adott martenzit kialakulásához Hőmérséklet Ms szükséges idő csökken, amint a hőmérséklet csökken, a C görbe csúcsánál elér egy Izotermás minimumot. Ezt követően az átalakulási idő nő, amint a teszthőmérséklet tovább csökken. Az izotermás módot néhány olyan ötvözetben megfigyelték, amelyek szobahőmérséklet alatt átalakulnak. Néhány esetben az izotermás esetet megfigyelték szobahőmérséklet felett is, vagy csak azután, hogy néhány százalék martenzit Idő alakult ki hűtés közben. Az izotermás átalakulás Fe-Ni-Mn, Fe-Ni-Cr ötvözetekre jellemző [11]. A Burst harmadik módszer szerint az átalakulás egy lökésszerű, robbanásszerű formában kezdődik, például abszolút 0oC hőmérsékleten. A martenzit mennyisége, amely a ’burst’ hőmérsékleten, Mb-n alakul ki néhány százaléktól több mint 50%-ig változhat. Az idő intervallum, amelyben a ’burst’ alakban a lemezek nagy része kialakul 1µs M nagyságrendű. Ez a láncreakció az autokatalízis extrém formája. A ’burst’ reakció a próba 1.12. ábra A martenzites melegedését okozhatja, amely megakadályozza a átalakulás kinetikája további átalakulást. Az átalakulás a ’burst’ után vagy atermás vagy izotermás [11]. A ’burst’ reakció kinetika a Fe-Ni , Fe-Ni-C ötvözetek átalakulását kíséri. b

A martenzites átalakulás leírásának egyik legvitatottabb része a martenzit embriócsíra keletkezése. Az olvadékfázisból történő kristályosodással vagy a csíraképződéses – növekedéses szilárdállapotú átalakulásokkal szemben, ahol is a termodinamikai feltételekből kiindulva a folyamatok jól leírhatók, itt sokkal bonyolultabb a helyzet. Először is a folyamat nem diffúzió szabályozta, valamint az átalakulási kinetikai is háromféle lehet. Olson és Cohen szerzőpáros [23] a csíraképződés heterogén jellegét feltételezve (Christian alapján), a szülő és a keletkezett fázis közötti ismert orientációs kapcsolatból kiindulva, az átalakulás atermás jellegét figyelembe véve a következő csiraképződési elméletet dolgozta ki. A martenzit nukleációs folyamata lépések sorozatából áll, mely a részecskét a maximum koherenciából a minimumba viszi. Ennek első lépése egy hiba keletkezése a legsűrűbb kitöltésű síkon. A hiba keletkezése egy már meglévő hibának az elmozdulásából ered. Az 1.13. ábra egy normál ABC rétegződést mutat az fcc sűrű térkitöltésű rácsban, majd egy Shockley parciális diszlokációnak a sűrű síkon történő végighaladása után keletkezett belső hiba keletkezését. Ekkor minden második síkon keletkezik egy sűrű hcp kristály térfogat.

14

Külső hiba keletkezhet, amikor ilyen diszlokáció két egymást követő sűrű síkon megy végig így eredményezve egy fcc iker hibát. Használva a klasszikus nukleációs elméletet, a rétegződési hiba energiája a térfogati energiából és a felületi energiából áll. Amikor a térfogati tag negatív, a hiba vastagságának növekedésével a hibaenergia csökken, s mivel összefüggésben áll a diszlokációk egy bizonyos csoportjának a szétválásával, nulla vagy negatív lehet. Ez a feltétele a martenzit nukleusz spontán Belső hiba Külső hiba Normál keletkezésének. Egy speciális esetben az fkk rácsbeli fcc-hcp átalakulásnál Fe-Cr-Ni ötvözetben rétegződés a spontán martenzit embrió keletkezésekor az Ms hőmérsékleten a hiba négy vagy öt megfelelő távolságú rácsdiszlokációból áll. 1.13. ábra A felületen középpontos A szerzőpáros később ezt az elméletét kockarácsban a rétegződési hiba szerkezetek kiterjesztette fcc-bcc és egyéb átalakulási rétegződési sorrendje formákra izotermás és atermás átalakulási kinetikákra is [24,25]. Korábbi szerzők szintén kulcsfontosságúnak gondolják a diszlokációk szerepét. Zener [16] szerint az 〈112〉γ parciális diszlokáció elhaladása az fcc rácsban egy vékony bcc rácsú térfogatrészt eredményez. C B A C B A C B A

A C B A C A C B A

B A C B C A C B A

Venables [16] egy másik lehetséges megoldást javasolt alacsony rétegződési hiba energiájú saválló acéloknál. Szerinte a γ-α’ átalakulás egy átmeneti hcp ε fázison keresztül történik. Az ε kialakulása egy inhomogén fél iker elmozdulással történik minden második {111}γ síkon. Az ε-α’ kialakulásra nem ad egyértelmű magyarázatot. Kobaltban előforduló reverzibilis fcc-hcp-fcc átalakulást (1.14 ábra) a {111}γ síkon mozgó nagyszámú a/6<11-2>parciális diszlokációk mozgásával írtak le. A rétegződési hibák ekkor szemcsehatárokon tűntek fel. A habitus sík az {111}γ és ˙ (111)γ ⎪⎪ (0001)ε (1.11) [010]γ ⎪⎪ [1120]ε Ezt a kristálytani kapcsolatot nikkel-króm acélban több szerző [6,7] is megerősítette.

1.14. ábra A hcp szerkezet kialakulása az fcc-hcp átalakuláskor

Az ilyen reverzibilis átalakulást mutató ötvözetek Ms hőmérséklete a rétegződési hiba energiájának negatívvá válásánál van. Ebből következik, hogy az ilyen átalakulás nem lehet nagy rétegződési hiba 15

energiájú ötvözetekben és termoelasztikus martenzitek esetén. Ebből viszont az következik, hogy szükségszerűen lennie kell más típusú mechanizmusnak is.

1.4 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS LEHETSÉGES MÓDJAI Cr-Ni AUSZTENITES ACÉLOKBAN

γ→

A szakirodalomban az ausztenites acélok martenzites átalakulási mechanizmusára számos elképzelés és mérési eredmény látott napvilágot. Bár a 18/8-as saválló acél általában ausztenites, bizonyos körülmények között martenzitek 1000 alakulhatnak ki, melyek nagyban befolyásolják 800 az acél mechanikai tulajdonságait. Ebben az ötvözetben bcc martenzit és hcp martenzit is 600 előfordulhat. A hcp martenzitet ε martenzitnek γ hívják a magas Mn tartalmú acélötvözetekben 400 előforduló martenzithez hasonlóan. Schumann és Fricks [7] különböző Ni és Cr 200 tartalmú ötvözetek Ms hőmérsékletét és a jelenlévő fázisok térfogatarányát mérték (1.15 α'γ γ→ 0 ábra). ε α'

α'ε

-200

ε→

ε

α'

0

Cr [%]

24

0

Ni [%]

12

Fázisok mennyisége [%]

a 100 γ

α’ α’ε 0

0 0

Cr [%] Ni [%]

ε 24 12

b 1.15 ábra Az Ms hőmérséklet (a), és a jelenlévő fázisok térfogatarányának (b) változása az ötvöző tartalom függvényében

Azt tapasztalták, hogy Cr+Ni =24 % alatt az α’ martenzit közvetlenül az ausztenitből keletkezett, míg 24% fölött az ε fázison keresztül. Schumannt megelőzően Imai 17Cr és 8% Ni-t tartalmazó acélban izotermás átalakulás során mind a γ→α, mind a γ→ε átalakulást megfigyelte. Az átalakulások különálló C görbékkel [7] írhatók le az átalakulási hőmérséklet és az idő függvényében (1.16 ábra). A leggyorsabban az átalakulás az ε martenzit esetén -100°C-on, az α’ martenzit esetén -135 °C-on történt. Az α’ kialakulása az ausztenitből ebben az esetben közvetlenül történt. A γ→ε átalakulást alacsony hőmérsékletre való hűtés során éppen úgy történik, mint a nagy Mn tartalmú acélok esetén, és az alacsony hőmérsékletű alakítás az átalakulást elősegíti, ami az alacsony rétegződési hiba energiának köszönhető.

16

-60

Hőmérséklet [°C]

Schumann kvaternér Fe-Mn-CrNi -80 rendszerben széles γ→ε koncentrációtartomán -100 y-ban vizsgálta az ε -120 tulajdonságait és a γ→α' Mn–os illetve Cr–Ni -140 1% 2% 3% 4% 5% 6% acélokhoz hasonló -160 tulajdonságokat tapasztaltaz ε mindig -180 Msγ→α' közbülső fázis volt a 1% 2% 3% 4% ° ° ° ° -200 γ→α’ átalakulás 0.1 1 10 100 során, nem tapasztalt direkt γ→α’ folyamatot. 1.16 ábra A γ→α és a γ→ε átalakulások C görbéi Nishiyama [7] szintén vizsgálta a 304 típusú acél átalakulásait 6 különböző hűtési és alakítási körülmények között és a szerkezetet elektronmikroszkóppal vizsgálta (1. Táblázat): Minta A B C D E F

Hűtés módja Kemencében Kemencében Kemencében Kemencében Kemencében Edzés

Hőmérséklet Szoba Szoba -195°C -195°C -195°C -195°C

Nyúlás (%) 3 7 0 3.6 7 0

Martenzit Nincs ε Nincs ε ε+α’ ε+α’

1. Táblázat Nishiyama kísérleti eredményei [7]

1.17 ábra 304 típusú acél elektronmikroszkópos képe kemencében való hűtés és szobahőmérsékletű alakítás után. a)3% alakítás-rétegződési hibák és díszlokációk, b)7% alakítás- ε lemezek

17

a

b 1.18 ábra 304 típusú acél elektronmikroszkópos képe kemencében való hűtés és -195°C –os alakítás után. a) 3.6% alakítás-ε lemezek, b) 7% alakítás- ε lemezek között α’ martenzit

Homogenizálást követő lassú lehűtés után a mintát kismértékben szobahőmérsékleten alakította és ekkor nem talált martenzitet, csak rácshibákat, diszlokációkat. Növelve az alakítás mértékét, a rétegződési hibák száma nő, melyek ε martenzitté alakulnak át. Ekkor az α’ martenzit nem jelenik meg. A minták következő csoportját, a homogenizálást követő lassú hűtést követően 195°C-ra hűtötte és alakította. Az ε kismértékű alakítást követően megjelent (1.17 ábra), növelve az alakítás mértékét az ε mellett az α’ martenzit is megtalálható. Szintén a két fázis megjelenését tapasztalta abban az alakítást nem szenvedett mintában, amit a homogenizálás hőmérsékletéről gyorsan hűtött szobahőmérsékletre illetve tovább 195°C-ra (1.18 ábra). A 1.19 ábra szélein A és B-vel jelzett ε szalag látható benne tűs α’ részekkel és sok diszlokációval. A fázisok ilyen elhelyezkedéséből Nishiyama arra következtetett, hogy a martenzitek kialakulása nem a hűtés, hanem a gyors hűtésből adódó belső feszültségek indukálta folyamatnak köszönhető, azon túl, mivel az α’ az ε szalagokon belül van, feltételezi, hogy az ε alakul ki korábban és abból az α’ fázis. Az eddigiekből is kitűnik, hogy a két martenzit szoros egymás melletti megjelenése előrebocsátja azt a kérdést, hogy melyik fázis képződik korábban. Az ε fázis időbeni megjelenésére alapvetően 3 fő elmélet található [7]: (A) Az átalakulás az alábbi sorrendbe zajlik le γ→ε→α’, majd γ→α’

1.19 ábra 304 típusú acél elektronmikroszkópos képe vízben majd -195°C-ra való hűtés után. A és B ε lemezek közöttük, α’ martenzit.

Cina egy korai munkájában megmérte az átalakulási termékek mennyiségét igen nagyszámú saválló acélban röntgendiffrakciós és mágneses méréssel [8]. A 18/8-as acélnál úgy találta, hogy az ε alakult ki először az alakítás hatására szobahőmérsékleten, majd a deformáció növekedésével az ε mennyisége csökkent, míg az α' fázis nőtt. Ezt azzal magyarázta, hogy néhány α' kristály ε-ból alakul ki, míg mások közvetlenül γ-ból keletkeztek. Langeborg [2], Magnonon és Thomas nem talált olyan α’-t amely az ε- tól független lett volna. Az α’ nukleációs helyek vagy két ε szalag vagy ε szalag és szemcse – ikerhatár metszéspontjában voltak, ott ahol a térfogatban 18

nyomófeszültség ébredt. Az ε fázismennyiségének maximumos görbe szerinti változását az α’ martenzitnek az ε rovására történő megjelenéssel és növekedésével magyarázzák. Meghatározták az egyes fázisok orientációját is. Azt tapasztalták, hogy γ és az α’ közötti kapcsolatra a fázis növekedésének kezdetén a Nishiyama később a K-S kapcsolat igaz. Az ε és γ közötti kapcsolatot a következő képen határozták meg: (111)γ (0001)ε és 101 γ 1120 ε (1.12)

[ ][ ]

Az α rács kialakulását az ε-ból Mangonon és Thomas [9] a következőképpen írta le (1.20 ábra). A hcp szerkezetet az (0001) síkban levő kitöltött körrel jelölt atomok mutatják, a (0002) síkban levő atomokat, üres kör jelöli. Amikor az üres körrel jelölt pozícióban lévő atomok a γ / 12) 211 (az fcc rácsban használt jelöléssel megegyezően az egyszerűség kedvéért) távolságba elmozdulnak a prizmatikus síkok közepe felé az áthúzott körökkel jelölt pozícióba, Nishiyama orientáció szerinti bcc szerkezet figyelhető meg kivéve bizonyos szögbeli és dimenzióbeli változást. Ez a mozgás látható, hogy az {111}γ síkban a parciális diszlokációk irányába történik és megegyezik a bcc szerkezetbeli {110} 110 rendszerrel. γ

Zener bemutatta, hogy a bcc szerkezetben az atommozgások ezen irány mentén jelentéktelen ellenállásba ütköznek, ha az atomok elhelyezkedése sűrű térkitöltésű. A

[1-10]α‘ [-211]γ [1-100]ε

• °

[110]α‘ [111]γ [0001]ε

(110)α (111)γ

vonalai

szintén láthatóak a 1.20 ábra szerint. Azért, hogy megkapjuk az aktuális bcc szerkezetet, a hcp szerkezet deformálása szükséges az {111}γ síkban, a legfontosabb 211 γ , 110 γ

a tkk rács vonalai atomok a (0002) síkban atomok a (0001) síkban az (110)α sík vonalai

[001]α‘ [01-1]γ [11-20]ε

irányokban 111 γ (0001)ε

c = 1.63 a

és a mentén.

Az eredményezett legfontosabb torzulás 0,0819 valamint -0,126 és -0,0242, ahogy a 1.21 1.20 ábra Az atom mozgás a hcp bcc átalakulás során [9] ábra mutatja. Ezek az alakváltozások megvalósíthatók, ha kéttengelyű nyomófeszültség rendszert alkalmazhatunk a 211 γ , 110 γ irányok mentén a hcp szerkezetre vonatkozóan, lásd az 1.21 ábra a részét. Ez azt sugallja, hogy további 111 irányú nyomófeszültség szükséges a 211 alakváltozás a 211 elérhető csak a 211

γ

irányú nyomófeszültségen felül. Bár a nyomó

irányban háromszor nagyobb, mint a 111

γ γ

γ

γ

irányban, az utóbbi talán

irányú nyomófeszültség alkalmazásával. Ez kézenfekvő lehet, mivel a

c/a arány az ε-ban ideális. Ebben a helyzetben az atomok sűrű térkitöltésűek.

19

A hcp szerkezet bcc-vé történő átalakulása során a legfontosabb rácstorzulásokat csak a hcp elemi cella sarokatomjainak pozíciója határozza meg. A kismértékű átrendeződés vagy az atomok belső csúszása az 1/3, 2/3, 1/2 helyzeteknél nem adódik hozzá a rácstorzuláshoz. σ[0001]ε=σ[111]γ [0001]ε=[111]γ σ[1100]ε= σ[-211]γ

[1120]

C=4.14Å

[1100]ε=[-211]γ

60°

[11-20]ε= [01-1]γ

60°

4.40Å 70.5°

120° V/2 atom=23.10Å

d=2.54Å

1.21 ábra A dimenzió és szögváltozások a hcp bcc átalakuláskor

Erckstein és társainak [15] kísérleti eredmények bizonyítják, hogy az ε fázis mennyisége az alakítás mértékének növelésével kezdetben növekszik, majd csökken. Ezt a viselkedést a szerzők is azzal magyarázzák, hogy az ε martenzit csíraképzőként szolgál az α martenzit kialakulásához. Így az α’ martenzit kialakulhat az ausztenitből közvetlenül vagy az ún. átmeneti ε fázisból is. Tamura vizsgálatai saválló acélok esetén

szintén alátámasztották ezeket az eredményeket [10]. (B) Az ε lemezek alakulnak ki először, és az α' kristályok az ε és a γ fázis közötti határfelületen nukleálódnak és növekednek a γ rovására

Venables elektronmikroszkóppal vizsgálta meg a deformáció alatti fázisváltozásokat 18/8-as saválló acélban. A Venables [16] az α' alakulását vizsgálta két ε lemez közötti határ felületen a {111}γ síkokkal párhuzamosan. Az átalakulás egy korai állapotában az α’ egy tűs kristály az 〈110〉γ iránnyal párhuzamosan, amely az ε lemezkék közötti határfelület iránya. Később ez a tű egy lemezzé nőtt a {225}γ habitussíkkal a γ mátrixban. Lagneborg [2] transzmissziós felvételekből 18/8-as acélnál teljesen azonos eredményt kapott. Megmutatta, hogy az α’ keletkezése két ε szalag metszésében vagy egy ε és egy aktív csúszási sík metszésében keletkezik. Megállapította, hogy: (111)γ (0001)ε az 110 γ irány mentén. 011 γ 1210 ε ,

[ ][ ]

valamint a sűrű pakolású síkok és irányok párhuzamosak a két fázisban. ε vékony lemezek formájában jelenik meg az ausztenit {111} síkján. Az fcc- hcp martenzites átalakulás úgy zajlik, hogy minden második csúszási síkon egy 1/6<112> parciális elmozdulás történik. Reed [1] hűtési ciklusok során az ε szalagok mentén kialakuló hosszú α’ lemezeket talált, melyek az ˙(111) γ síkok mentén jöttek létre. Az α’ lemezek hosszanti iránya közel párhuzamos az 110 iránnyal és ekkor a habitus sík {225}γ . Ha az irány ettől eltér akkor a γ

habitus sík is más, pl. lehet {111}γ is. Ezek az α’ martenzitek az ε martenzitekből vagy rétegződési hiba klaszterekből alakultak ki. Breedis és Robertson egyetértett először az (A) véleménnyel és a (C) elvetésével [5], de később inkább a (B) elgondolást helyezték előtérbe, mert az α' morfológiáját az ε jelenléte

20

nem befolyásolta, sőt a γ-ban előforduló alakítási ikrek és rétegződési hibák hatása sem volt kimutatható. Ennek persze ellentmond az a tény, hogy az α’ előszeretettel nukleálódik az említett helyek közelében [6]. (C) α' képződik először majd az ebből adódó belső feszültségnek köszönhetően ε

Az ausztenit közvetlenül α’-vé alakul, és ezen átalakulás során fellépő invariáns sík deformációját kísérő elég nagy nyírási alakváltozás, és az átalakulatlan ausztenit alacsony rétegződési hiba energiájának (13 ergs/cm2) [1] a következményeként képződik az ε. Otte már egy igen korai munkájában megmutatta, hogy Cr és a Mn csökkenti, míg Ni növeli a rétegződési hiba energiáját [4]. Dash és Otte [3] 18Cr/12Ni acélt vizsgálta -196°C-ra történő hűtés során. Úgy találta, hogy két α’ kristály közötti feszültséggel terhelt területen jelennek meg az ε lemezkék (1.22 ábra). Ha ε képződött először, akkor az abban lévő igen nagyszámú hibának az α’ fázisban is meg kéne jelennie, amit az ábra nem igazol, vagyis a szerzők elképzelése igaz lehet. Továbbá azzal érvelnek, hogy a martenzites átalakulások során a keletkező 1.22 ábra ε lemezkék az α’ kristály közötti területen martenzitek azonos vagy alacsonyabb szimmetriájúak, mint a kiinduló fázis. Ha az ε megelőzné az α’ képződését, akkor ez az eset lenne az egyetlen kivétel. Gooldman és társai is vele értenek egyet. Persze az is megtörténhet, hogy a kezdeti rácshibák az ε kialakulása során megszűnnek és újak jönnek létre az α’ keletkezésekor, ilyenkor hiba lenne a rácshibákat a folyamat nyomjelzőjeként használni. Wayman [9] szintén azt a nézőpontot támogatja, hogy az ε martenzit az α’ átalakulás következtében alakul ki. Egy későbbi nézőpont szerint, elvárható lenne, hogy az ε martenzit mennyisége arányosan növekedjen az α’ mennyiségének növekedésével. Az ε akkor kellene, hogy megfigyelhető legyen, ha az α’ már jelen van. Az eddigiekből is kitűnik, hogy a martenzites átalakulás mechanizmusa ezekben az ötvözetekben az olyan feltételekkel, mint összetétel, kezelés stb. igen erősen változik.

21

1.5 A

MARTENZITES

ÁTALAKULÁS

ÉS

EGYÉB

TULAJDONSÁG

KAPCSOLATA A mechanikai tulajdonságokon túl az anyag egyéb tulajdonságaira is befolyással bír a martenzites átalakulás. Eckstein és kollegái megvizsgálták a martenzites szerkezet pitting korrózióra kifejtett hatását Cr-Ni acélokban. Kimutatták, hogy a pitting korróziós viselkedés javítható, ha a megfelelő mértékű képlékeny alakváltozás hatására ε vagy α‘martenzit alakul ki. Az ε martenzit megjelenésével a pitting korróziós potenciál megnő, majd az α’ megjelenésével csökkenni kezd, de a kiindulási ausztenithez tartozó adat fölött marad (1.23. ábra). [15]

1.23. ábra A pitting korróziós potenciál és a fázismennyiségek kapcsolata

22

2 TEXTÚRA 2.1 A FÉMEKBEN KIALAKULÓ TEXTÚRA A polikristályos anyagok esetén aszerint, hogy az anyagot előzőleg milyen hatás érte, beszélhetünk textúrás vagy textúramentes anyagról. A sokkristályos anyag akkor izotróp, ha kristályainak térbeli elhelyezkedése véletlenszerű. Ha nagyszámú kristály a tér valamelyik kitüntetett irányában áll (alakítás vagy hőkezelés következtében) (2.1. ábra), kevesebb, mint 10% alakítás akkor az anyag anizotrópnak tekinthető. A kristályok térbeli elhelyezkedésének ezt a véletlentől való eltérését textúrának nevezzük [28]. Amennyiben a fémek vagy ötvözetek maradó alakváltozást szenvednek, rendezetlen helyzetű kristályaik rendeződnek, textúrássá válnak. Az alakítási textúra annak köszönhető, 40% alakítás hogy a fémkristályok maradó alakváltozási mechanizmusa kristálytani szempontból kötött. A transzláció, az alakváltozás elemi folyamata, csak bizonyos síkokban megy végbe függetlenül attól, hogy a sík a deformáló erőhöz és nyújtási irányhoz képest milyen helyzetű, ezek, az ún. csúszási síkok. A sokkristályos fémek esetén valamennyi kristályban a két csúszási sík közé 80% alakítás eső részek úgy változtatják meg a helyüket, hogy a további transzláció nagymértékű 2.1. ábra A szerkezetváltozás alakítás nagyobbodást hozzon létre a nyújtás irányába. hatására alumínium ötvözetben [29] Ugyanakkor a kristályok kölcsönösen zavarják egymást a maradó alakváltozásban, ezért a kialakuló textúra nem lehet tökéletes. Az alakítási textúra függ: a fém természetétől, a fém rácsszerkezetétől, a fém rétegződési hibaenergiájától, az alakítás módjától és mértékétől. Az alakított fémek, ötvözetek lágyító hőkezelése során újrakristályosodási textúra jön létre. Ilyenkor az új kristályok csírái a deformált mátrixból képződnek. Amennyire rendezettek a kiinduló, alakított fém krisztallitjai, annyira [111] rendezett helyzetű kristályok fejlődnek ki az újrakristályosodás során. A csírák képződésére az alakítás mértékén kívül a hőmérséklet is hat.

2.2. ábra Egytengelyű igénybevétel esetén az elemi kocka és az oktaéder síkok helyzete (húzott drót)

A fémekben mindenféle alakváltozás létesít textúrát, gyakorlati jelentősége azonban csak húzott drótok, és hengerelt lemezek esetén van.

23

Bármilyen textúra leírása céljából a krisztallitok egyes kristálytani elemeinek-rácssíkjainak és azok normálisainak- a nyújtás irányához képest elfoglalt helyzetét nevezhetjük meg. Húzott drót (és sajtolt rúd) ún. szálas textúráját a nyújtás irányával, vagyis a drót tengelyével párhuzamos kristálytani irány megnevezésével jellemezzük. Húzott alumínium drót esetén minden krisztallit valamelyik 〈111〉 iránya párhuzamos a drót tengelyével, az {111} síkok valamelyike tehát merőleges a drót tengelyére (2.2. ábra) [28] . (A szálas textúra elnevezés arra utal, hogy a természetes és mesterséges szálakban hasonló textúra tapasztalható.) A szál textúrával rendelkező anyagok forgás-szimmetrikusak egy tengely, az ún. száltengely körül. A tengely körül minden orientáció egyformán valószínű [41] . A hengerelt lemez, szalag textúrájának leírás céljából a hengerlés síkjával párhuzamos kristálytani síkot és a hengerlés irányával párhuzamos kristálytani irányt nevezünk meg (2.3. ábra). Hidegen hengerelt vas lemez esetén az orientáció a Miller-indexekkel a következő alakban {hkl}〈uvw〉 adható meg, vagyis a {hkl} jelenti azt a kristálysíkot, ami párhuzamos a lemez felületével, és az 〈uvw〉 az irányt, ami párhuzamos a hengerlési iránnyal [28]. Mivel mind az ausztenit, mind a martenzit hajlamos arra, hogy jellemző textúra szálakat fejlesszen az alakítás és a hőkezelés alatt, ezért elfogadott dolog, hogy ezt az adatot ODF formában (lásd 2.2.fejezet) vagy száldiagramon jelzik. Hengerelt lemezben az ausztenit textúra fontos szálai: az αfcc szál (〈011〉 irány párhuzamos a normál iránnyal), a τ szál (〈110〉 irány párhuzamos a T iránnyal), a β szál (a legkevésbé szimmetrikus szál, ami magába foglalja a {211}〈111〉, a {123}〈634〉 és a {011}〈211〉) és a kocka szál, ami megmutatja a {001}〈100〉 forgását a hengerlési irány, a kereszt, és a normál irány körül [30]. A magas rétegződési hibaenergiájú fémekre a kockatextúra jellemző, míg az alacsony rétegződési hibaenergiájú fémek az ezüst típusú textúrát veszik fel. A rétegződési hibaenergia csökkenésével a kockatextúrából az ezüst típusú textúrába történő átmenet még vitatott területe a textúra vizsgálatoknak [31] . Az irodalom szerint az ausztenit hengerlési textúráját úgy 2.3. ábra Hengerelt lemez esetén az elemi kocka feltételezzük, hogy a réz vagy helyzete alumínium textúrához hasonlít. Mind az alakítási, mind az újrakristályosodási textúra a rendezetlen állapotból fokozatosan alakul ki. A 10-20% fogyással alakított fémen a textúra még alig észrevehető, míg 90% fogyás után a kristályok rendezettsége határozott, anizotrópiája felismerhető. Vagyis nem minden fém textúrája tökéletes, hanem a rendezetlen és rendezett állapot között az átmenet különböző fokozatai találhatók [28]. A textúrás lemez mechanikai és egyéb tulajdonságai mások a hengerlés irányában, mint az arra merőleges keresztirányban, vagy a hengerlés irányával 15, 30, 45° stb szöget bezáró irányban. Az egyes tulajdonságokon kívül bizonyos átalakulási folyamatokra is hatással van a textúra jelenléte. Az ausztenites saválló acéloknál a hidegalakítást a fizikai tulajdonságok jelentős változása is kíséri (fajlagos vezetőképessége csökken, mágnesezhetősége nő), a ferromágneses fázis (martenzit) alakítás hatására történő 24

megjelenése következtében. Az átalakulás mértéke, a képződött fázis mennyisége pedig elsősorban az alakváltozástól, annak mértékétől függ. Ezek az ausztenites acélok nagymértékben alakíthatóak hidegen is, de emellett erősebben keményednek is [28, 32].

2.2 TEXTÚRA MÉRÉSÉRE ALKALMAZOTT RÖNTGENDIFFRAKCIÓS MÓDSZEREK A fémekben kialakult textúra lehet tökéletes és nem tökéletes. A tökéletes textúra NI jellemzésére a fentebb említett módszert KI alkalmazzuk, megnevezzük a kristálytani elemek helyét. A nem tökéletes textúra leírásához nem elegendő megnevezni a nyújtás HI irányával megközelítően párhuzamos (-111) kristálytani irányt, és a hengerlés síkjával nem HI HI pontosan párhuzamos kristálysíkot. A nem (011) (001) (-111) tökéletes textúra esetén a krisztallitok helyének KI KI pontos megadásához pólusábra elkészítése szükséges (2.4. ábra). A pólusábra alakított (001) (011) (-111) állapotú fémpróbák nagyszámú kristályainak a NI nyújtás irányához képest elfoglalt helyzetét (001) (011) mutatja sztereografikusan [28]. A röntgendiffrakciós vizsgálatok szempontjából az izotróp és a textúrás anyag 2.4. ábra A kocka textúra ábrázolása reciprokrácsa és A(g) diffraktált hullám az {100} síkrendszer amplitúdó függvénye eltérő. elhelyezkedésével és inverz Diffrakciós vizsgálatoknál a kristályszerkezet pólusábrákkal [28] bemutatására alkalmazzák a reciprokteret. A rács síksorozatokból áll. A reciproktérben minden síksorozatnak egy pont felel meg. A reciprokrács a fent említett módon meghatározott pontok összessége, amelyek szabályosan ismétlődnek és kitöltik a teret. A reciprokrács egy az anyaghoz fixen kapcsolódó képzelt pontrendszer. Az A(g) függvény a reciproktérben helyezkedik el, éles maximumai adják a reciprokrács maximumait. Izotróp anyagnál a reciprokrács ép gömb, míg textúrás anyag esetén "foltos" gömb. A textúrát kvalitatív és kvantitatív módon lehet jellemezni. A textúra kvalitatív vagy minőségi jellemzése alatt azt értjük, hogy a próbához rögzített koordinátarendszerben a tér egyes irányaiba milyen orientációjú kristályok szaporodtak fel. A textúra kvantitatív vagy mennyiségi jellemzése azt jelenti, hogy meghatározzuk valamennyi kristály térbeli orientációját. A próbadarabhoz kötött HI 2.5. ábra A textúra leírására használt (hengerlési irány), KI (kereszt irány), NI paraméterek (normál irány) koordinátarendszerben egy kristály helyzetének megadásához három adat 25

2.7. ábra Ferrites acélról készült ODF felvétel

HI

HI

HI

{111}

HI

{111}

{200}

{200}

2.6. ábra Ausztenites 316 szabványjelű acél pólusábrája (a,b 40%-os , c,d 90%-os alakítás utáni állapot) [31]

Tα , β , hkl =

I α , β , hkl I αizotróp , β , hkl

szükséges: ismerni kell az adott sík normálisának az NI-vel bezárt szögét (90-α), a NI és az adott sík valamint a HI-KI sík metszésvonalának a HI-vel bezárt szögét (β), és az adott sík normálisa körül történt elforgatás mértékét (γ) (2.5. ábra). Ha valamennyi kristály helyzetét (α, β, γ szögek ) ismerjük, akkor a textúráját megadhatjuk az α, β, γ orientációs térben elhelyezkedő T* (α, β, γ, hkl ) sűrűségfüggvénnyel, az ODF (orientation distribution function ) -fel. Az ODF azt fejezi ki, hogy adott, αi, βi, γi orientáció mennyi kristályra jellemző. Az ODF csúcsai jelentik a kitüntetett orientációkat (2.7. ábra). Röntgendiffrakciós méréssel a α, β szögben álló hkl síkok mennyisége mérhető. A mérés eredménye nem függ attól, hogy γ értéke mekkora. A széles körben elterjedt félkvantitatív módszer lényege, hogy α, β, és hkl függvényében adja meg a síkmennyiséget, T-t. A T arányos Iα,β,hkl intenzitás értékkel vagyis közvetlenül mérhető.

(2.1)

A T α, β, hkl függvény grafikus ábrázolásával az un. pólusábrákat kapjuk. Kétféle ábrázolási mód terjedt el: A pólusábra: Thkl = f(α, β) (2.2) illetve az inverz pólusábra: T α, β =f (hkl)

26

Ha kiválasztunk egy adott hkl reflexiót és a pólus sűrűségét ábrázoljuk a α, β függvényében, a normál pólusábrát kapjuk. Az inverz pólusábrákat kiválasztott α, β értékekre szerkesztjük. Szokásosan az α=900 (NI), az α=00, β=00 (HI) és az α=00, β=900 (KI) irányokban határozzuk meg. Ebben az esetben a hkl a változó. A kör alakú pólusábra és a háromszög alakú inverz pólusábra minden egyes pontjához egy T érték tartozik. Az azonos T értékeket összekötve un. szintvonalas ábrázoláshoz jutunk (2.6. ábra) [33]. Drótok esetében egyetlen kitüntetett irány van, a drót tengelyének iránya, amely egyben a húzás iránya is (HI). Mivel a test forgásszimmetrikus, a textúra is forgás szimmetrikus, ezért az inverz pólusábrában a HI irányú (α=0° és β=0°)meghatározása elegendő. A lemezek textúra vizsgálatainál leginkább a pólusábrákat használjuk. Először a vizsgálandó síkot célszerű kiválasztani (legegyszerűbb a csúszási síkrendszert választani fkk rácsban {111}, tkk rácsban {110}). Majd különböző α és β értékeknél felvenni az intenzitásértékeket (α a sík döntését jelenti adott értékekhez, a β 0-360°- os forgatást a síkban). A pólusábra széle α=0-20° között nem határozható meg vastag próbáknál, ez csak transzmissziós elrendezésben lehet vékonyított próbán. Inverz pólusábránál α és β szöget nem kell változtatnunk, mivel csak a NI, HI, KI irányban álló síkok mennyisége a kérdés, ezért csak a három sík normál röntgen diffraktogrammját kell meghatározni.

27

3 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS A TEXTÚRA KAPCSOLATA

α’ martenzit térfogat hányad [%]

Kumar és társai [34] AISI 304 jelű acélon egyrészt az alakításnak az α’ martenzitté történő ausztenitből IPC alakváltozás indukálta átalakulásra kifejtett hatását vizsgálták, másrészt a textúra kialakulását mindkét fázis esetén az alakítás mértékének függvényében. Mind az ausztenit és az α’ martenzit mennyiségének IPC nélkül meghatározása, mind a textúra kialakulásának vizsgálata röntgendiffrakciós módszerrel történt. Az elsődleges céljuk az ausztenittel együtt járó textúra hatásának vizsgálata volt. A hideghengerlés során a Alakítás [%] próbadarabokat 10-90% közötti mértékben alakították kétféle módon: „IPC” (inter pass cooling)- köztes hűtéssel, „no IPC”- köztes 3.1. ábra Az α’ martenzit mennyiségének hűtés nélkül (aszerint, hogy az egyes változása a kétféle kezelés során hengerlések között történt –e hűtés vagy sem). Mindkét típusú mintadarabokon az α’ martenzit mennyisége nő a hideg alakítás mértékének növekedésével (3.1.ábra). A vizsgálatokhoz használt kiinduló anyag pólusábrája (ausztenit{111} síksorozat) látható a 3.2.ábrán. A szerzők úgy találták, hogy az ausztenit 0° fázis hengerlési textúrájának fő komponense már 30%-os vastagságcsökkenésnél kialakul, (111) és az intenzitása folyamatosan nő a hidegalakítás növekedésével. A hengerelt lemezek pólusábrája mind „IPC”, mind „noIPC” esetben azt mutatja, hogy a kezdeti 90° 270° elfordulás kismértékű alakítás után az {011}〈100〉 orientáció felé tart (3.4. ábra, 3.3. ábra). Erősebb alakítás után erős bronz típusú textúra látható egy {011}〈211〉 ideális orientációnak megfelelő erős textúra 180° komponenssel. 30%-os alakításnál az ausztenit fázis {011}〈100〉 Goss és {011}〈211〉 bronz textúra komponenseket 3.2. ábra A kiinduló anyag ausztenit mutat. 50%-os alakításig nem mutat {111} síksorozatának pólusábrája észlelhető változást a textúra. 70%-os alakításnál a {011}〈100〉 komponens csökken, és a {011}〈211〉 komponens intenzitása növekszik ugyanolyan alakítási feltételek mellett. A másik erős hengerlési textúrát, a réz textúrát, amit általában meg szoktak figyelni a nagy rétegződési hibaenergiájú fcc fémekben, ebben a kutatásban nem figyelték meg. A 304

28

HI

HI

KI

IPC nélkül HI

HI

KI

50%

KI

70% HI

90%

saválló acél közepes rétegződési hibaenergiájú, ami megmagyarázza a réz típusú textúra hiányát a jelen munkában. (Az egyes textúra komponenseket ODF számítással határozták meg.)

HI

Az α’ martenzit fázis kis mennyisége KI KI KI (10%), 30%-os hidegalakításnál korlátozza a kísérleti pólusábrák mérését a gyenge csúcs IPC 50% 70% 90% intenzitásoknak köszönhetően. A martenzit 3.3. ábra Az α’ martenzit {110} síksorozatának pólusábrái fázis 50%-os alakításnál különböző mértékű hidegalakításoknál kezd textúrát mutatni, amikor a fázismennyiség eléri a 25%-ot. A pólusok intenzitása a hidegalakítás növekedésével nő. A martenzit fázis 50%-osan alakított próbából kapott fő komponense a {001}〈110〉, a gyenge {112}〈110〉 komponenssel. 50%-os alakítás felett a legnagyobb textúra komponens {001}〈110〉 az ideális helyzethez képest 5°-kal elcsúszik. Mindkét próbadarabsorozat ugyanazt a textúrát HI HI HI HI mutatta az összes hidegalakítási szinteken KI KI KI KI annak ellenétre, hogy az ausztenit és az α’ martenzit 30% 50% 70% 90% fázismennyiségek között IPC nélkül HI HI HI HI nagy különbségek mutatkoztak. Az át nem KI KI KI KI alakult ausztenit és a martenzit jelenléte úgy tűnik, nincs hatással a 30% 50% 70% 90% IPC megfelelő fázisok textúra fejlődésére további 3.4. ábra Az ausztenit {111} síksorozatának pólusábrái hidegalakításkor. Az különböző mértékű hidegalakításoknál ausztenit kezdeti textúrája folyamatosan megmarad ugyanolyannak egészen a 90%-os alakításig, míg az ausztenit fázismennyisége csökken a kiinduló 100%-hoz képest csak közel 20%-ra. Hasonlóan viselkedik a martenzit fázis is, folyamatosan megmarad a textúrája ugyanolyannak egészen a 90%-os alakításig, míg a martenzit fázismennyisége megnő 82%-ra. Nyilvánvalóan, az ausztenit és martenzit fázisok fázismennyiség változása és a hengerlési alakváltozás növekedése nem módosítja az acél hengerlési textúráját. Ezt folytatva az fcc és bcc anyagok hengerlési textúrájának keveréke mutatkozik. A 90%-osan hidegalakított IPC darabot tovább hidegalakítva a meglévő 82% α’ martenzit 95%-ra nő, de nincs változás a textúrában. Ez egy nagyon stabil befejező α’ martenzit textúrát mutat ebben 29

az acél minőségben. Az ausztenit textúra fejlődése domináns a kiinduló alakítástól (30%) és ugyanaz a textúra folytatódik 90% alakításig. Az ausztenit általános textúrája nem változik még akkor sem, ha a térfogathányad lecsökken kevesebb mint 50%-ra. Hasonlóan az α’ martenzit fázis kezdeti textúra komponense sem változik 90%-os alakításig. Az α’ martenzit textúra fejlődését az ausztenit szülő fázis textúrája irányítja. Ez az átalakulás a Kurdjumov – Sachs összefüggés alapján ellenőrizhető. Ezt bizonyítja az a tény, hogy az ausztenit szülőfázis megvalósít egy meglehetősen éles textúrát az α’ martenzit- ausztenit mátrixban időarányosan végbemenő alakváltozás indukálta martenzit átalakulása során. Kumar megállapítása szerint a textúra kifejlődését az ausztenit uralja ebben az acélban, amely a legnagyobb térfogathányadot a hidegalakítás kezdetén alkotja. Mindkét fázis az fcc és a bcc rendszer nagyon stabil textúra komponenseit mutatja. Raabe [30] szintén a hidegalakítás alatti fázismennyiség és textúra 50 változásokat vizsgálta. Vizsgálatai során a 40 hidegalakított szalagöntött és a melegen hengerelt 30 ausztenites saválló acél próbadarabokban a 20 martenzit fázismennyisége kb. 50%-ra megnőtt 80%-os 10 alakításnál. A martenzit 0 térfogathányad 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 meghatározása a Alakítás mértéke [%] melegalakított darabokon további hideghengerlést követően történt, ekkor 3.5. ábra A martenzit fázismennyiség értékek az egyes 22%-ról (20%-os alakítás) alakításoknál megnőtt 52%-ra (80%-os alakítás) (3.5. ábra), vagyis az alakítás mértékének növekedésével nőtt a martenzit mennyisége. A textúra vizsgálatokat követően megállapította, hogy az ausztenit hidegalakítási textúrája mindkét esetben a {011}〈211〉, és a {011}〈211〉 komponenssel jellemezhető. A melegen hengerelt darab hidegalakítási textúrája erősebb volt, mint a szalagöntötté, ami a kiinduló textúra és a szemcseméret hatásának tulajdonítható. A martenzit textúra a {211}〈011〉 és a {111}〈211〉 komponensekkel jellemezhető. Martenzit térfogathányad [vol%]

60

30

4 KÍSÉRLETI MÓDSZEREK ÉS ANYAGOK 4.1 VIZSGÁLATI ANYAGOK A vizsgálatok során használt három ötvözetnek a kémiai elemzés eredményét a 2. Táblázat tartalmazza. Acéltípus A jelű (1.4301) B jelű (1.4303) KO36

C t% 0.035 0.048 0.04

Si t% 0.6 0.41 0.45

Mn t% 1,1 1.02 1.42

P t% 0.03 0.013 0.042

S t% 0.02 0.027 0.01

Cr t% 18 17 18.93

Ni t% 9,8 14 10.77

Ti t% 0.016 0.16

Mo t% 0.18

2. Táblázat A vizsgált ötvözetek összetétele Az összetételből kitűnik a leglényegesebb különbség, hogy az „B” jelű acélnak a nikkel tartalma magasabb, mint az „A” jelű (Németországról származó) és KO36 szabványjelű magyar ötvözetnek. A nikkelnek, mint ausztenitképző elemnek a jelenléte jelentős hatással bír az átalakulási tulajdonságokra (hőmérsékletek, feszültség stb).

4.2 SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK Az egytengelyű húzó alakításokat széles hőmérséklet-tartományban (-196°C …160°C) és adott izotermán a maximális egyenletes nyúlás értékéig (maximális alakítás) és általában még két kisebb mértékig végeztük. Ezekhez a kísérletekhez 1050oC-on 30 percig újrakristályosított majd vízben leedzett hengeres rudakból kimunkált szabványos próbatesteket használtunk. A próbatestek mérete az „A” és a „B” acélok esetében 5mm átmérőjű 50mm hosszú, míg a KO36 jelű acél esetében 7mm, átmérőjű és 100mm hosszú (a befogófejek nélkül) volt. Az „A” és a „B” jelű acélok szobahőmérséklet feletti tartományba eső szakítóvizsgálatai a Freibergi Egyetem Fémtani Tanszékén, az alacsony hőmérsékletű mérések a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén készültek. A KO36 jelű acél vizsgálatainak egy része (0, -40, -196°C) a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszék, míg a 20—120°C közötti mérések a Miskolci Egyetem Mechanikai Technológia Tanszékén történtek. Az alakváltozás követése dugattyúelmozdulás méréssel történt, az ilyen módon kapott értékek gyűjtését számítógép végezte. (A számítógépes adatgyűjtésre a Fémtani Tanszéken végzett mérések esetén nem volt mód csak grafikus megjelenítésre, így ezekben az esetekben nem lehetett megrajzolni a keményedési görbéket.) Az elvégzett vizsgálatokat a 3. Táblázat foglalja össze.

31

Hőmérséklet, 0 C

Kontrakció, %

Vizsgálat helye

-196 -196 -120 -100 -80 -60 -40 -40 -40 -20 0 0 0 20 20 20 40,80,120,140 160

32, 56 30, 17 29, 23, 17 30, 26, 20 32, 26, 20 32, 27, 21 56 53 31, 27 33, 28, 23 18 38 33, 28 29 20, 30, 40, max. 50 max. max.

ME Fémtani Tanszék ME Fémtani Tanszék ME Mechanikai Technológia ME Mechanikai Technológia ME Mechanikai Technológia ME Mechanikai Technológia ME Fémtani Tanszék ME Fémtani Tanszék ME Mechanikai Technológia ME Mechanikai Technológia ME Fémtani Tanszék ME Fémtani Tanszék ME Mechanikai Technológia ME Mechanikai Technológia TU Freiberg TU Freiberg TU Freiberg TU Freiberg

„A” + + + +

acél „B” KO36 + + + + + -

+ + + + + + + + + + + -

3. Táblázat Az elvégzett szakítóvizsgálatok Az anyag viselkedésének reális jellemzéseként szokták a valódi feszültség hatására bekövetkező természetes alakváltozást ábrázolni [35, 36]. A következő összefüggés alapján számítható a természetes nyúlás: εterm=ln L/L0=ln So/S (4.1) ahol L az aktuális jeltáv hosszúság, L0 a kiinduló jeltáv hosszúság, S az aktuális keresztmetszet, S0 a kiinduló keresztmetszet. A valódi feszültség: σ’= F/S

(4.2)

ahol F az aktuális erő, S az aktuális keresztmetszet.

32

4.3 RÖNTGENDIFFRAKCIÓS

MÉRÉSEK

FÁZISMENNYISÉG

VIZSGÁLATOKHOZ A röntgendiffrakciós mérések az „A” és a „B” jelű acélok szobahőmérséklet feletti tartományba eső darabjain a Freibergi Egyetem Fémtani Tanszékén, míg a többi esetben a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén készültek. Az „A” és a „B” jelű acélok esetében a szakítópróbatestek egyenletes alakváltozást szenvedett részéből kivágott hengeres darab hosszirányú elvágásával készültek a röntgendiffrakciós próbatestek. Az így kapott két fél hosszmetszet megfelelően nagy felületet biztosított a vizsgálathoz. A műgyantába beágyazott próbák előkészítése kizárólag csiszolással történt. A vizsgálatok URD 63 típusú goniométerrel, Co antikatódú röntgencsővel, nagy gyűjtési idővel (35-45 Ferdemetszet s) és kis lépésekkel (∆(2θ)=0.050) készültek. A KO36 jelű acélból készült minták a szakítópróba jeltávot tartalmazó részéből, az egyenletes nyúlást szenvedett szakaszából, három jellegzetes irányban (H - hosszmetszet a szakítás irányával párhuzamos, K – keresztmetszet a szakítás irányára Keresztmetszet merőleges, F – ferdemetszet a szakítás irányával 45o-os szöget bezáró) lettek kimunkálva (4.1 ábra). Ezt követően az előkészítés csiszolással, polírozással és elektrolitos maratással történt. A mérések egy része ISODEBYEFLEX2002 generátorral, HZG4 goniométerrel, Co antikatódú röntgencsővel (25mA árammal és 30kV feszültséggel), ∆(2θ)=0.1o lépésekkel, Hosszmetszet és 60 sec gyűjtési idővel készültek. A KO36 jelű acél második mérési sorozatánál Bruker Advance D8 diffraktométert, Co röntgencsővet (40kV feszültség, 30mA fűtőáram), ∆(2θ)=0.1o léptetéseket és 40 sec gyűjtési időt alkalmaztunk. A minőségi és a mennyiségi 4.1 ábra A KO36 jelű acél analízist mindegyik esetben az APX 63 programmal mintái a röngendiffrakciós végeztük [16]. Az inverz pólusábra számításához az mérésekhez integrál intenzitás értékeket használtuk fel.

4.4 METALLOGRÁFIAI VIZSGÁLATOK A metallográfiai méréssel az ε martenzit mennyiségének meghatározása történt az „A” és a „B” jelű acél esetén a Freibergi Egyetem Vas- és Acéltechnológiai Intézetben, míg a KO36 jelű acél esetében a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén. A vizsgálatokat a szakító próbatestekből kivágott, a röntgenes mérésnél bemutatott keresztmetszetnek megfelelő felületen végeztük el. A próbaelőkészítés csiszolásból, elektrolitos polírozásból és a kifejezetten króm-nikkel tartalmú saválló acélokhoz használatos Villela-oldattal történő maratásból állt. (A Villela-oldat összetétele:45 ml glicerin, 15 ml HNO3, (1,40), 30 ml HCl, (1,19)). A maratás ideje egy másodperctől egy percig terjedt a darab állapotától függően. 33

A mérések egy kvantitatív fáziselemző a Bildanalysesystem Image C, EPQ programmal ellátott Neophot 2 fénymikroszkóppal készültek. A program a bináris képen egy 1 mm-es osztású négyzetrácsos hálóval pontanalízist végez, s a próba felületén meghatározott átlagos ponthányad egyenlő a mért fázis térfogathányadával. Ezzel a módszerrel természetesen egyszerre csak egy fázis mennyisége mérhető, és a vizsgálat nagy odafigyelést igényel, mivel az ε fázis elkülönítése nem egyszerű feladat.

4.5 MÁGNESES VIZSGÁLATOK A mágneses vizsgálatokat, a mágneses mérleggel és az indukciós elven végzett mérést a ferromágneses (α’ martenzit) fázis mennyiségi értékének meghatározására végeztük el az „A” jelű acél esetén a Freibergi Egyetem Vas- és Acéltechnológiai Intézetben, míg a KO36 jelű acél esetén az Amszterdami Egyetem Van der Waals-Zeeman Intézetében. Ha vasötvözetet mágneses térbe helyezünk, akkor az polarizálódik, mágneseződik [39]. A kialakuló telítési mágnesezettség, a mágneses intenzitás egyértelműen jellemző a ferromágneses fázisra. A mágneses méréseknél nagy térerőt kell alkalmazni, amelyet egyenáramú tekercsekkel kell létrehozni. Az indukciós eljárás esetén váltakozó áramot alkalmaznak, de ebben az esetben az egész próbára jellemző mágnesezettség érték már nem számítható keverési szabállyal az egyes fázisok értékeiből. A mágneses vizsgálat során kapott görbének három jellegzetes szakasza van (4.2 ábra) [37]. Az első ’ab’ szakaszban az M (mágnesezettség) és a H (mágneses térerősség) között b lineáris a kapcsolat, a mágneses mező a mintában csökken. A görbe második része, a ’bc’ szakasz a domén falak mozgásával jellemezhető és a spinek újrarendeződésével. Az a átmenet jellemezői ezért függnek H a meglévő kitüntetett orientációtól, textúrától. A harmadik ’cd’ szakasz a fázis 4.2. ábra Mágneses görbe sematikus ábrája mennyiség meghatározáshoz használható. Ezt a szakaszt a H értékében nagyobb, az M értékében kisebb növekedés jellemzi. A telítésre az összefüggés a következőképpen írható fel: d

M H

c

M=Ms(1-a/H-b/H2)

(4.3)

ahol Ms a telítési mágnesezettség, H a mágneses térerősség (A/m-ben). Az ’a’ paraméter (A/m-ben) és ’b’ paraméter (A2/m2-ben) pozitív konstansok. A minta ferrittartalmának meghatározása a következőképpen történik: fα=Mα(minta)/Mα(100%α)

(4.4) 34

ahol Mα(minta) a ferrit tartalmú vizsgált minta, Mα(100%α) a 100% ferritet tartalmazó etalon telítési mágnesezettség értéke [15]. Mérés mágneses mérleggel Az „A” jelű acél mágneses vizsgálatát először mágneses mérleggel végeztük, amely berendezést a Freibergi Egyetem Vas- és acéltechnológiai Intézet munkatársai készítették. A KO36 jelű acél vizsgálata Quantum Design SQUID magnetométerrel (MPMS-5S) történt. A vizsgálatok során egyenáramot alkalmaztunk. A mérésekhez a szakító próbatestekből egy 3 mm magas hengeres darabot vágtunk ki, mely további előkészítést nem igényelt. A KO36 jelű acélnál a tiszta α’ martenzit etalon hiánya miatt a mágneses mérések eredményeiből nem lehet térfogathányadot számolni, de a telítési mágnesezettség arányos a nem ferromágneses ε martenzit és ausztenit fázisok mellett elhelyezkedő ferromágneses α’ martenzit mennyiségével. Ezért a minták sűrűségével osztott telítési mágnesezési értékeket a különböző metszeteken röntgendiffrakcióval meghatározott α’ martenzit térfogatszázalékára normáltuk, így az α’ martenzit térfogatváltozásának a tendenciáját hasonlítottuk össze a mágneses és röntgenes adatok alapján az alakítás hőmérsékletének függvényében. Ennek megfelelően a hosszmetszeti adatok a következő módon voltak számolva:

VM,T,L= Mρ,T VXRD,-120,L/ Mρ,-120

(4.5)

ahol VM,T,L a mágnesezettségi adatok alapján számolt α’ martenzit térfogathányada a T hőmérsékletű minta hosszmetszetén, Mρ,-120 a maximumig terhelt –120°C-os minta telítési mágnesezettségének és sűrűségének a hányadosa, Mρ,T mint az előző adat valamely adott hőmérsékleten, VXRD,-120,L –120°C-on maximumig terhelt minta α’ martenzit hányada a hosszmetszeten a röntgendiffrakciós adatok alapján. Indukciós elven végzett mágneses mérés Az „A” jelű acélon egy tapintásos elven működő Feritscope (Fischer GmbH) nevű indukciós berendezéssel is végeztünk méréseket. A berendezést 20, 30, 40 % ferritet tartalmazó etalonokkal kalibráltuk. Ebben az esetben sem igényelt a darab különösebb előkészítést, a röntgen diffrakciós mérésekhez használt beágyazott próbák megfelelőek voltak a méréshez. 4.6

TEXTÚRA VIZSGÁLATOK

A textúra vizsgálatok mindhárom acélra a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén, a korábban bemutatott fázismennyiség méréshez készített próbákon készültek. Inverz pólusábra felvétele Mindhárom vizsgált metszeten az alábbi Miller indexű síksorozatokról kapott reflexiók integrált intenzitásának a meghatározása történt: γ-Fe: {111}, {200}, {220}, {311}, {222} α’-Fe: {110}, {200}, {211}, {220} A jelenlévő ε martenzit fázis reflexiói igen kis intenzitásúak voltak, így azokon textúra számítást nem végeztünk. A textúra jellemzésére egy a Sólyom Jenő által kidolgozott módszert alkalmaztunk, mely valójában egy inverz pólusábra felvételénél szokásos adatok

35

meghatározását jelenti s az eredmények megjelenítése oszlopdiagramban történik. A módszer előnye, hogy nem igényel különleges (textúra) goniométert, s a textúra változása a kitüntetett irányokban kvantitatív módon jól nyomon követhető. Hátránya, hogy igazán csak akkor használható, ha az adott fázis mennyisége nem túl kicsi, és természetesen nem ad képet a teljes textúráról. A textúrásság mértékének jellemzésére általában bármely fázisra a következő mérőszámot használjuk[40] : I (4.6) T* = * I ahol: I a vizsgált anyag intenzitása, I* az izotróp anyag intenzitása. Bármely SM síkmetszetre (H-hossz, F-ferde vagy K-kereszt), és (hkl) Miller-indexű síkra: I (4.7) T *SM ,hkl = SM* ,hkl I hkl I*hkl- az izotróp anyag adatbázisból vett relatív intenzitása az adott Miller-indexű síkra. ISM,hkl- az adott síkmetszetű próbán mért hkl Miller indexű síksorozat reflexiójának intenzitása. Mivel a mérési felületek nagysága, s a mérés egyéb körülményei szintén befolyásolják a mért intenzitás értékeket ezért, hogy az adatok összehasonlíthatók legyenek, a mért intenzitásértékeket az izotróp anyag adatbázisból vett relatív intenzitások (I*hkl) (százalékos) értékeire normáltuk, a következők szerint:

∑I α-Fe esetén: ∑ I γ-Fe esetén:

*

* * * * * = I 111 + I 200 + I 220 + I 311 + I 222 = 218.04

*

* * * * = I 110 + I 200 + I 211 + I 220 = 166.08

(4.8) (4.9)

Bármely síkmetszetű próbán mért diffraktogramból képeztük a következő összegeket : γ-Fe esetén: ∑ I SM = I SM ,111 + I SM , 200 + I SM , 220 + I SM ,311 + I SM , 222 (4.10) α-Fe esetén:

∑I

SM

= I SM ,110 + I SM , 200 + I SM , 211 + I SM , 220

A normáló tényező az adott síkmetszetre:

η SM =

∑I ∑I

(4.11)

*

(4.12)

SM

és ennek segítségével a módosított mért intenzitás: # I SM , hkl = η SM ⋅ I SM , hkl

(4.13)

Az összehasonlító méréseknél alkalmazott textúrásság mérőszáma bármely fázisra, síkhelyzetre és Miller-indexű síksorozatra: I# (4.14) TSM , hkl = SM*, hkl I hkl A módszer hibája, hogy nem összegzi az összes lehetséges reflexió intenzitását. A kihagyott csúcsok intenzitása már nagyon kicsi, a hátsó szögtartományokban igen laposak és elnyúltak. A kicsi jel/zaj viszony miatt az intenzitás meghatározott hibája nagy. Úgy feltételezzük, hogy a számításba vett reflexiók jól tükrözik a darab textúrájának változását.

36

Pólusábra felvétele A KO36 jelű acél maximális egyenletes nyúlásig alakított darabjainak hosszmetszetéről pólusábrákat is készítettünk a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén. A mérés Bruker Advance D8 Euler bölcsővel ellátott diffraktométerrel, Co röntgencsővel (40kV feszültség, 40mA fűtőáram) történt. Az ausztenit fázisra az (111), a (200) és a (220) reflexiók, α’ martenzitre az (110), a (200) és a (211) reflexiók felvétele, chi=0-75°, ∆chi=5°; phi=0-360°, ∆t=5s paraméterek mellett történt. Az intenzitás értékeket a reflexiók csúcs illetve talpponti szögénél mértük minden egyes chi és phi szögnél. A pólusábrát a TEXEVAL program segítségével, az egyes mérőszámokat eltérő színnel jelölve jelenítjük meg.

37

5 KÍSÉRLETI EREDMÉNYEK 5.1 A SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK EREDMÉNYEI A három vizsgált anyagra egyaránt jellemző, hogy igen eltérő viselkedést mutatnak az alakítás hőmérsékletének függvényében. Az 5.1. ábra szerint az adott hőmérsékleteken különböző mértékig húzott minták görbéi jó egyezést mutatnak.

35 30

Erő,kN

25 32% (maximális) 27% 21%

20 15 10 5 0 0

5

10

15

20

25 Nyúlás,mm

30

35

40

45

50

5.1. ábra A KO36-os acél -60°C-os szakítógörbéi Az „A”, „B” és KO36 jelű acélok különböző hőmérsékleteken, maximális egyenletes nyúlás értékéig terhelt valódi feszültség-természetes nyúlás diagramját az 5.2. ábra., az 5.3 ábra és az 5.4. ábra mutatják. Az „A”és „B” jelű acél szobahőmérséklet feletti görbéi hasonló lefutásúak (5.2. ábra, 5.3 ábra), a hőmérséklet csökkenésével a keményedés és a nyúlás nő. Kivétel az „A” acél szobahőmérsékletű darabja, melynél a nyúlás már kisebb, mint az azt megelőző 40°C-os mintáé. Mindkét acél esetén van egy jellemző hőmérséklet, amihez a nyúlás erőteljes növekedése köthető, ez az „A” acél estén a 80°C , míg a „B” esetén a 40°C. További különbség még, hogy az adott hőmérsékleten az „A” acél feszültség és nyúlás értékei rendre magasabbak a „B jelű acél értékeinél. A KO36 jelű acél esetén a vizsgálat hőmérsékletének csökkenésével kezdetben a nyúlás értékének növekedése figyelhető meg enyhe keményedés mellett (20, 0,-20°C) (5.4. ábra). Ennél kisebb hőmérsékleten a keményedés mértéke tovább növekszik, míg a nyúlás értéke csökkenést mutat. A legalacsonyabb hőmérsékleten a legerőteljesebb a keményedés, a nyúlás pedig a 20°C-os állapot értékének megfelelő. A valódi feszültség és a természetes nyúlás értékek logaritmizálásával a keményedési görbéket kaptuk: lgδ’=lg k + n*lgεterm

(5.1)

ahol δ’ a valódi feszültséget jelenti, k konstans, n a keményedési kitevő és εterm a természetes nyúlás. 38

1400

Valódi feszültség, MPa

1200 1000 800 23°C 40°C 80°C 120°C 140°C 160°C

600 400 200 0 0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

Természees nyúlás, %

5.2. ábra. „A” jelű acél természetes nyúlás- valódi feszültség diagramjai, maximális alakítás esetén

1400

Valódi feszültség, MPa

1200 1000 800 20°C 40°C 80°C 120°C 140°C 160°C

600 400 200 0 0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

Természetes nyúlás,%

5.3 ábra „B” jelű acél természetes nyúlás-valódi feszültség diagramjai, maximális alakítás esetén A KO36 jelű acélnál az 5.5. ábra és a 5.6. ábra mutatja a keményedési görbéket, az „A” és a ”B” jelű acélnál a szakítóvizsgálatok eredményeiből készített görbék olyan zajjal terheltek voltak, hogy értékelhetetlennek bizonyultak. Egyfázisú anyagok esetében ez a diagram egy egyenesnek felel meg, amelynek a meredeksége adja meg az anyag keményedési kitevőjét. Többfázisú anyag esetében megváltozik a diagram jellege. A KO36os acél esetében a görbéken tapasztalható inflexiós pont az alakváltozás indukálta martenzitek jelenlétére utal. Abban az esetben, ha csak ausztenites lenne az acél, a tiszta anyag keményedési görbéjéhez hasonlóan egy egyenest kapnánk.

39

1400

Valódi feszültség, MPa

1200 1000 800

-120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C 20°C

600 400 200 0 0

0,05

0,1

0,15

0,2

0,25

0,3

0,35

0,4

0,45

Természetes nyúlás, %

5.4. ábra KO36-os acél valódi feszültség-természetes nyúlás diagramjai, maximális alakítás esetén

6000 maximális, 32% 27%

5000

21%

dσ'/dε

4000

3000

2000

1000

0 0

0,05

0,1

0,15

0,2

0,25

0,3

0,35

0,4

ε term

5.5. ábra A különböző mértékű alakítást követően a keményedési görbék -60°C-on

40

6000

-120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C 20°C

5000

dσ'/dε

4000

3000

2000

1000

0 0

0,05

0,1

0,15

0,2

0,25

0,3

0,35

0,4

ε term

5.6. ábra KO36 jelű acél valódi feszültség-természetes nyúlás diagram differenciája Az 5.6. ábra szerint kétféle jelleggörbe van. Az első típusnál a keményedés mértéke az alakváltozás mértékével csökken, majd beáll egy alig változó értékre (-20°C, 0°C, 20°C). A másik típusú görbéknél egy minimumot követő maximum van a görbén. Ahogy a hőmérséklet csökken, a maximum értéke nagyobb. A -40°C-os mintánál lehet először egy kicsi maximumot látni. Tamura és társai a maximum megjelenését a martenzitek megjelenésével [10], Weiß és társai [42] pedig az átalakulások jellegének különbözőségével magyarázták.

41

5.2 A FÁZISMENNYISÉG MEGHATÁROZÁS EREDMÉNYEI Az eredmények bemutatásánál több változó is lehet, név szerint az acél típusa („A”, „B”, KO36 jelű), fázis jellege (α’, γ, ε), a próba felülete (hossz, ferde és keresztmetszet), az alakváltozás mértéke (maximális egyenletes nyúlás illetve két kisebb mérték), az alakítás hőmérséklete (általában 8 hőmérséklet érték). Ennek függvényében mutatjuk be az eredményeket.

5.2.1 A fázismennyiség meghatározása az „A” és „B” jelű acélokban

5.2.1.1 Röntgendiffrakcióval történő meghatározás Ennél a két acélnál aránylag kisszámú mérés történt ezek eredményeit mutatja a 4. Táblázat. és az 5. Táblázat.

20

α’-martenzit (%) 4.67

ε−martenzit (%) 0.37

γ (%) 94.96

H

30

2.84

0.20

96.96

23

H

40

8.65

0.58

90.76

23

H

50

6.92

0.31

92.77

23

H

Maximális (69%)

15.64

0.32

84.04

40

H

Maximális (72%)

6.29

0.33

93.38

80

H

Maximális (62%)

2.11

0.33

97.56

120

H

Maximális (47%)

1.83

0.35

97.82

140

H

Maximális (45%)

8.58

0.39

91.03

160

H

Maximális (41%)

2.98

0.81

96.22

Hőmérséklet (°C)

Metszet

Kontrakció (%)

23

H

23

4. Táblázat. A mennyiségi elemzés eredményei az „A” jelű acél esetében

Jól látható, hogy a nagyobb Ni tartalmú „B” acélban az α’ martenzit csak a -196°C-os darabban mérhető, és az ε mennyisége is 1% alatt van minden próbában. A kisebb mennyiségű ausztenitképző ötvözőt tartalmazó „A” acélban megjelenik mindkét martenzit. Az ε mennyisége itt sem haladja meg az 1%-ot, viszont az α’ növekedése mind az alakítás mértékének növekedésével (5.7. ábra), mind a teszthőmérséklet csökkenésével (5.8. ábra) egyértelmű.

42

20

α’-martenzit (%) 0

ε-martenzit (%) 0.62

γ (%) 99.38

H

30

0

0.83

99.17

23

H

40

0

0.35

99.65

23

H

Maximális (58)

0

0

100

40

H

Maximális (55)

0

0

100

80

H

Maximális (42)

0

0.64

99.36

120

H

Maximális (37)

0

0.54

99.46

140

H

Maximális (38)

0

0.24

99.76

0

H

18

0

0

100

0

K

18

0

0

100

0

F

18

0

0

100

0

H

Maximális (56)

0

0

100

0

K

Maximális (56)

0

0

100

0

F

Maximális (56)

0

0

100

-40

H

Maximális (56)

0

0

100

-40

K

Maximális (56)

0

0

100

-40

F

Maximális (56)

0

0

100

-196

H

32

45.80

7.26

46.94

-196

K

32

12.90

18.28

68.82

-196

F

32

45.02

2.06

52.92

-196

H

Maximális (53)

98.70

0

1.30

-196

K

Maximális (53)

76.63

4.96

18.42

-196

F

Maximális (53)

78.47

7.77

13.76

Hőmérséklet (°C)

Metszet

Kontrakció (%)

23

H

23

5. Táblázat Mennyiségi elemzés eredményei a „B” jelű acél esetében

1

Térfogathányad, %

90

0,9

80

a-martenzit hányad(%)

0,8

70

ausztenit hányad(%)

0,7

60

0,6

e-martenzit hányad(%)

50

0,5

40

0,4

30

0,3

20

0,2

10

0,1

0

Térfogathányad (e-martensit), %

100

0 0

10

20

30

40

50

60

70

80

Nyúlás, %

5.7. ábra Fázismennyiségek változása a nyúlás függvényében, „A” acél, hosszmetszet, szobahőmérséklet 43

1,2

Térfogathányad, %

1 a-martenzit hányad(%) ausztenit hányad(%) e-martenzit hányad(%)

0,8 0,6 0,4 0,2

0

20

40

60

80 100 Hőmérséklet, °C

120

140

160

0 180

Térfogathányad (e-martensit), %

100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0

5.8. ábra Fázismennyiségek változása a hőmérséklet függvényében, „A” jelű acél, hosszmetszet, maximális alakítás

5.2.1.2 Kvantitatív metallográfiai módszerrel történő meghatározás Az ε martenzit mennyiségének pontosabb meghatározására a minták keresztmetszeti felületén metallográfiai méréseket is végeztünk. Jellegzetes szövetképeket mutat az 5.11. ábra. Az eredményeket az alakítás függvényében az 5.9. ábra, míg az alakítás hőmérsékletének függvényében az 5.10. ábra foglalja össze. 25

22 20

20

18 16 Térfogathányad,%

Térfogathányad, %

A acél 15 B acél 10

14 12

A acél

10 8 6

5

4 B acél

2 0

0 0

20

40

60

80

Nyúlás, %

5.9. ábra Az ε martenzit fázismennyiségének változása a nyúlás függvényében, keresztmetszet, szobahőmérséklet

0

50

100

150

200

Hőmérséklet, °C

5.10. ábra Az ε martenzit fázismennyiségének változása a hőmérséklet függvényében, keresztmetszet, maximális alakítás

44

„B” acél

„A” acél

Alakítás mértéke 20%

Alakítás mértéke 20%

Alakítás mértéke 30%

Alakítás mértéke 30%

Alakítás mértéke 40%

Alakítás mértéke 40%

5.11. ábra Kvantitatív metallográfiai mérésnél használt jellegzetes szövetképek

45

Jól látható, hogy a vizsgált tartományban a hőmérséklet csökkenésével, illetve a nyúlás mértékének növekedésével mindkét acélban nő az ε martenzit mennyisége, értéke az „A” jelű acélban a duplája vagy még több, mint a „B” esetén.

5.2.1.3 Mágneses módszerrel történő meghatározás Mivel ez a módszer a ferromágneses fázis kimutatására alkalmas, ezért a méréseket csak az „A” jelű α’ martenzitet tartalmazó mintákra végeztük el. A mágneses mérleggel és az indukciós módszerrel kapott mérések eredményeit közös diagramban ábrázoltuk, mind az alakítás hőmérsékletének (5.12. ábra), mind az alakítás mértékének (5.13. ábra) a függvényében. Az α’ mennyisége mindkét módszer szerint a hőmérséklet csökkenésével vagy az alakítás mértékének növekedésével nő. A görbék lefutása nagyon hasonló, de a mágneses mérleggel meghatározott adatok mindig nagyobb értékűek.

Térfogathányad,%

12

mágneses mérleggel

10

indukciós elven

8 6

6

4 2 0

0

50

100

150

200

o

Hőmérséklet, C

5.12. ábra α’ martenzit mennyisége a hőmérséklet függvényében, maximális alakítás, „A” acél

Térfogathányad, %

12 mágneses mérleggel

10

indukciós elven

8 6 4 2 0 0

20

40

60

80

Nyúlás, %

5.13. ábra α’ martenzit mennyisége az alakítás függvényében, szobahőmérséklet, „A” acél

46

5.2.2 A fázismennyiség meghatározása a KO36-os jelű acélban

5.2.2.1 Röntgendiffrakcióval történő meghatározás A KO36 jelű acélnál már igen nagyszámú mérési adat áll rendelkezésre (lásd Függelék 5.Táblázat), ezért különböző szempontok szerint fogjuk az eredményeket bemutatni. Az első szempont az alakítás mértékének a növekedése lesz, és külön vizsgáljuk az egyes fázisokat. Az ausztenit változása teljesen egyértelmű, minden hőmérsékleten és minden metszeten az alakítás növekedésével csökken (5.14. ábra), ugyanott az α’ martenzit növekszik (5.15. ábra). (Az egyes hőmérsékleteken az alakítást megelőzően a teszthőmérsékletekre történő hűtés és hőmérsékleten tartás nem okoz átalakulást, 0%-os alakításnál 0% α' martenzit tartalom mérhető, lásd 5.15 ábrán a -120°C hosszmetszeti eredményei.) Az ε martenzit viselkedésére nem lehet semmilyen együttes tendenciát megfogalmazni, az egyes metszetek adatai is erősen eltérnek egymástól, mind értékben, mint jellegben (5.16. ábra). A fázis változása legjellemzőbben a hosszmetszeti adatokon látható: ezek az értékek azt mutatják, hogy az ε martenzit mennyisége az alakítás mértékének növelésével maximumos görbe szerint változik. A görbe magassága (maximális fázismennyiség), és az ehhez tartozó alakváltozás a vizsgálati hőmérséklettől erősen függ. Minél alacsonyabb a hőmérséklet, az ε martenzit annál kisebb alakváltozásnál és annál nagyobb mennyiségben alakul ki. Az ε martenzit megjelenése az alakítás hőmérsékletének növekedésével egyre nagyobb mértékű alakításhoz tartozik. A méréssorozat adataihoz hozzárajzoltuk a -196°C-os mérés eredményét is, ami a fentieket erősíti. Az a tény, hogy a másik két fázis esetén is különböző értékeket mértünk az egyes metszeteken, az nem meglepő. Példaként a -120°C és a -60°C-os adatokat mutatjuk be (5.17. ábra). Mind az α’ martenzit, mind a γ fázisok esetében a fázismennyiség értékek a hossz- és a ferdemetszeteken közel azonos értékeket mutatnak. A keresztmetszet (szaggatott vonal) ettől erősen eltér, ez az eltérés akár 50%-os is lehet. Az α’ martenzit esetében a fázismennyiség a keresztmetszeten mindig kevesebb (a γ fázis esetében mindig több). A ε martenzit esetében ilyen kapcsolat nem állapítható meg, igen eltérő értékeket is lehet mérni. Az alakítás mértékének növekedésével az α’, és a γ fázisra vonatkozóan a hossz- és a keresztmetszetek közötti különbség növekszik. Mivel a kiinduló minta is tartalmaz nagyon kevés α’ martenzitet, ezért az alakítás hatására történő fázisátalakulás kezdetét nehéz megmondani. Az ε megjelenése mindhárom metszeten először a -20°C-os mintában figyelhető meg. Az 5.18. ábra a keresztmetszeti, a 5.19. ábra a hosszmetszeti adatot mutatja.

A következő vizsgálati szempont az alakítás hőmérsékletének a változása. Ebben az esetben a maximális egyenletes nyúlás határáig alakított darabok értékeit lehet összehasonlítani. A három fázis eredményét bemutatjuk metszetenként (5.20. ábra, 5.21. ábra, 5.22. ábra), ill. az egyes fázisokat a különböző metszeteken összehasonlítva (5.23. ábra, 5.24. ábra, 5.25. ábra). Az egyes fázisok mennyisége a hossz-, ferde- és a keresztmetszetben eltérő eredményt mutat (lásd 5.14. ábra, 5.15. ábra, 5.16. ábra). Ami egyértelműen megállapítható, hogy a hőmérséklet csökkenésével az ausztenit mennyisége a martenzitek kialakulásának köszönhetően csökken. Igen erőteljes a csökkenés a –40..-60 °C-os tartományban. A –120 °C-ot elérve a minta már zömében martenzitből áll. A kétféle martenzit közül nem lehet megállapítani, melyik alakul ki elsőként, –20°C-on az α’ lesz a dominálóbb. Mivel a hossz- és a keresztmetszeti mérések eredményei igen erőteljes eltérést mutatnak, ezért nem lehet megállapítani, hogy a kétféle martenzit egymásba alakulása 47

megtörténik-e, vagy mindkettő az ausztenit rovására növekszik. Az ε martenzit mennyisége csekély a másik két fázishoz képest, de annak hőmérséklet függése kimutatható. Ha egyes fázisokra lebontva nézzük meg a hőmérséklet függvényében a fázismennyiség értékeket, a korábbi eredményeknek megfelelő következtetésre juthatunk. A maximális egyenletes nyúlásig alakított darabok esetén az α’ martenzit mennyisége a hőmérséklet csökkenésével nő (5.23. ábra) Az ε martenzit a hőmérséklet csökkenésével igen szóró adatokkal növekvő tendenciát mutat (5.25. ábra). A γ fázis mennyisége a hőmérséklet csökkenésével csökken (5.24. ábra). –120°C-on a keresztmetszeten az ε martenzit mennyisége megnő, így a keletkezett α’ mennyisége lesz kevesebb, mint –100°C-on. Míg a ferdemetszetben ugyanitt az α’,és az ε martenzit mennyisége erőteljesebben megnövekszik a γ rovására. A kvalitatív és ezen adatokon alapuló kvantitatív eredmények különbözősége a különféle metszeteken a próbában jelen lévő erős kristálytani textúrára utalnak.

48

100 -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C

90 80 Térfogathányad,%

70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

Nyúlás, %

20

25

30

35

a, keresztmetszet 100

-120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C

90

Térfogathányad, %

80 70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás, %

b, hosszmetszet 100 90

-120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C

80

Térfogathányad,%

70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás,%

c, ferdemetszet 5.14. ábra Az ausztenit mennyiségének változása a KO36 jelű acélnál az egyes metszeteken

49

100 -196°C -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C

90 80 Térfogathányad, %

70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

Nyúlás, %

20

25

30

35

a, keresztmetszet 100

-196°C -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C

90 80 Térfopgathányad, %

70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

Nyúlás, %

20

25

30

25

30

35

b, hosszmetszet 100 -196°C -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C

90

Térfogathányad, %

80 70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

35

Nyúlás, %

c, ferdemetszet 5.15. ábra Az α’martenzit mennyiségének változása a KO36 jelű acélnál az egyes metszeteken 50

45 -196°C -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C

40 35 Térfogathányad, %

30 25 20 15 10 5 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás, %

a, keresztmetszet 20 -196°C -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C

18 16 Térfogathányad, %

14 12 10 8 6 4 2 0 0

5

10

15 20 Nyúlás, %

25

30

35

b, hosszmetszet 20 18 -196°C -120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C

16

Térfogathányad, %

14 12 10 8 6 4 2 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás, %

c, ferdemetszet 5.16. ábra Az ε martenzit mennyiségének változása a KO36 jelű acélnál az egyes metszeteken 51

100

a martenzit H a martenzit K a martenzit F e martenzit H e martenzit K e martenzit F ausztenit H ausztenit K ausztenit F

90

Térfogathányad, %

80 70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás, %

a, 100 a martenzit H a martenzit K a martenzit F e martenzit H e martenzit K e martenzit F ausztenit H ausztenit K ausztenit F

90 80

Térfogathányad, %

70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás, %

b, 5.17. ábra Az α' martenzit, az ausztenit és az ε martenzit mennyisége a különböző metszeteken (H-hossz, K-kereszt, F-ferde), KO36-os acél a,-120°C b,-60°C 100 90 alfa K epszilon K ausztenit K

Térfogathányad, %

80 70 60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás,%

5.18. ábra A fázisok mennyiségének változása -20°C-on a keresztmetszeten, KO36 jelű acél

52

100 90 80 Térfogathányad, %

70

alfa H epszilon H ausztenit H

60 50 40 30 20 10 0 0

5

10

15

20

25

30

35

Nyúlás,%

5.19. ábra A fázisok mennyiségének változása, -20°C, hosszmetszet esetén, KO36-os acél

100 90

Térfogathányad, %

80 a martenzit e martenzit ausztenit

70 60 50 40 30 20 10 0 -140

-120

-100

-80

-60 -40 Hőmérséklet, °C

-20

0

20

40

5.20. ábra Fázismennyiség értékek a keresztmetszeten maximális alakítás esetén, KO36-os acél

100 90

Térfogathányad, %

80

a martenzit e martenzit ausztenit

70 60 50 40 30 20 10 0 -140

-120

-100

-80

-60 -40 Hőmérséklet, °C

-20

0

20

40

5.21. ábra Fázismennyiség értékek a hosszmetszeten maximális alakítás esetén, KO36-os acél

53

100 90

Térfogathányad, %

80 a martenzit e martenzit ausztenit

70 60 50 40 30 20 10 0 -140

-120

-100

-80

-60 -40 Hőmérséklet, °C

-20

0

20

40

5.22. ábra Fázismennyiség értékek a ferdemetszeten maximális alakítás esetén, KO36-os acél 100 90

hosszmetszet keresztmetszet ferdemetszet

80 Térfogathányad, %

70 60 50 40 30 20 10 0 -140

-120

-100

-80

-60 -40 Hőmérséklet, °C

-20

0

20

40

5.23. ábra Az α’ martenzit mennyiségének változása, maximális alakítás esetén, KO36 jelű acél 100 90 80 Térfogathányad, %

70 60 50 40 30 hosszmetszet keresztmetszet ferdemetszet

20 10 0 -140

-120

-100

-80

-60 -40 Hőmérséklet, °C

-20

0

20

40

5.24. ábra Az ausztenit mennyiségének változása, maximális alakítás esetén, KO36 jelű acél

54

30 hosszmetszet kersztmetszet ferdemetszet

25

Térfogathányad, %

20 15 10 5 0 -140

-120

-100

-80

-60 -40 Hőmérséklet, °C

-20

0

20

40

5.25. ábra Az ε martenzit mennyiségének változása, maximális alakítás esetén, KO36 jelű acél

5.2.2.2 Mágneses módszerrel történő meghatározás

M [A/m]

Mérés mágneses mérleggel Mivel a KO36-os acél esetében nem rendelkeztünk 100% α’ martenzitet tartalmazó etalonnal, így nem tudtunk fázismennyiség-számítást végezni, csak kvalitatív módon tudjuk jellemezni a darabokat, mivel a sűrűségre normált telítési mágnesezési értékek arányosak az α’ martenzit térfogathányadával. A KO36 jelű acél telítési mágnesezettség értékekeit mind a hőmérséklet, mind az alakítás mértékének függvényében megvizsgáltuk. A mágnezesési görbéket a maximális egyenletes nyúlásig alakított daraboknál az 5.26. ábra, míg egy adott hőmérsékleten különböző mértékig terhelt minták esetén az 5.27. ábra mutatja. A közel vízszintes, egyenes szakasz mutatja azt a telítési értéket, amire beáll a rendszer. Az így kapott telítési mágnesezettségi értéket, mely az α’ martenzit mennyiségével arányos, a sűrűséggel végzett normálás után mutatja az 5.28. ábra és az 5.29. ábra. A görbék jellege teljesen megegyezik a röntgenes mérési adatokból kapott tendenciákkal. Az alakítás mértékének hatását megvizsgálva azt tapasztaltuk, hogy azonos hőmérsékleten az alakítás mértékének növekedésével nő a telítési érték, amely arányos az α’ martenzit mennyiségével és ez a tendencia minden hőmérsékletre igaz, s a hőmérséklet csökkenésével a telítési értékek egyre nagyobbak. 20 18 16 14 12 10 8 6 4 2 0

-120°Cmax -100°Cmax -80°Cmax -60°Cmax -40°Cmax -20°Cmax 0°Cmax 20°Cmax kiinduló

0

10000

20000

30000 H [A/m]

40000

50000

60000

5.26. ábra Mágnesezettség változása maximális alakítás esetén, KO36 jelű acél

55

2500

M [Am2/kg]

2000 1500 1000

maximális (29%) 23% 17%

500 0 0

10000

20000

30000 H [A/m]

40000

50000

60000

normált telítési mágnesezettség, Am2/kg

5.27. ábra Mágnesezettség változása, -120°C, KO36 jelű acél

2500 2000 1500 1000 500 0 -140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

0

20

40

hőmérséklet, °C

normált telítési mágnesezettség, Am2/kg

5.28. ábra A sűrűségre normált telítési mágnesezettség értékek maximális alakítás esetén, KO36 jelű acél

2500

-120°C -100°C -80°C -60°C -40°C -20°C 0°C 20°C

2000 1500 1000 500 0 0

5

10

15

20

25

30

35

nyúlás, %

5.29. ábra A sűrűségre normált telítési mágnesezettség értékek az alakítás mértékének függvényében KO36 jelű acél

56

Összehasonlító kvantitatív vizsgálatok A mágneses mérésből adódó eredményeket összehasonlítottuk ugyanazon a mintákon végzett korábbi röntgendiffrakciós eredményekkel a 4.5 fejezetben leírt számítási módszer segítségével. A 5.30. ábra mutatja az összehasonlítás eredményét, miszerint a két különböző módszerrel meghatározott görbék tendenciája a hossz- és a ferdemetszeten nagyon hasonlatos, ezzel szemben a keresztmetszeten a röntgendiffrakciós adatok lassúbb ütemű növekedést mutatnak a térfogathányadban.

Térfogathányad [%]

hosszmetszet

100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0 -140

keresztmetszet ferdemetszet mágneses hosszra normált mágneses keresztre normált mágneses ferdére normált

-90

-40

10

60

Hőmérséklet [°C] 5.30. ábra Az α’ martenzit fázis mennyiségének változása röntgendiffrakcióval és normált mágneses módszerrel történő mérés alapján maximális alakítás esetén, KO36 jelű acél A két különböző mérésből származó görbék közötti különbséget többféle okra lehet visszavezetni. Adódhat abból, hogy textúrásak a próbadarabok, és a röntgendiffrakciós méréseknél nem lehet 100%-osan korrigálni a textúra hatását. Továbbá lehet az ok az, hogy a mágneses mérésekből kapott eredmények térfogatból nyert információn alapulnak, míg a röntgendiffrakciós módszer felületi értéket ad.

57

5.3 A SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK és a FÁZISMENNYISÉG MÉRÉSEK EREDMÉNYEINEK ÖSSZEGZÉSE: Az „A” és a „B” jelű acélokban a vizsgált szobahőmérséklet és afeletti tartományban a következő megállapításokat teszem: ƒ A martenzitek megjelenése számottevően csak a kisebb Ni tartalmú „A” acélnál figyelhető meg. Akár az α’, akár az ε martenzit mennyisége az alakítás mértékével a vizsgált tartományban nő. A szakítógörbékkel összevetve azt lehet mondani, hogy a „B” acél esetén kapott egyenletesen változó görbék jellegét - a hőmérséklet csökkenésével a nyúlás és a szilárdság nő- a kis mennyiségben megjelenő ε martenzit okozza. Az „A” acél esetén a nagyobb mennyiségű ε és α’ fázis nagyobb maximális egyenletes nyúlást és nagyobb szilárdságot eredményez, mint a „B” acélnál mért értékek. Az „A” acélnál 80°C alatt mért erőteljes keményedés a dominánsan megjelenő α’ martenzitnek köszönhető. A KO36 jelű acélban a vizsgált szobahőmérséklet és az alatti tartományban a következő megállapításokat teszem: ƒ Az α’ martenzit mennyisége minden hőmérsékleten az alakítás mértékének növelésével (5.31. ábra), a maximális egyenletes nyúlásig alakított darabok esetén a hőmérséklet csökkenésével nő (5.32. ábra). Az ausztenit fázis mennyisége ennek megfelelően mindkét esetben csökken. Az alakváltozás mértékének növelésével az ε martenzit mennyisége maximumos görbe szerint változik. A görbe maximum értéke (a maximális fázismennyiség) és az ehhez tartozó alakváltozás erősen hőmérsékletfüggő. A hőmérséklet csökkenésével a görbe maximuma nő, és kisebb alakításhoz tolódik, ezzel együtt az ε martenzit megjelenéséhez tartozó minimális nyúlás érték is kisebb. A görbe maximumos jellege azt jelenti, hogy az ε martenzit az alakítás mértékének növekedésével α’ martenzitté alakul át. 100

Fázismennyiség, %

α’

εT1 <εT2< εT3

VmaxT1 VmaxT2

VmaxT1 >VmaxT2 >VmaxT3

VmaxT3 0

T1
εT1

εT2

εT3

Alakváltozás,%

5.31. ábra A martenzit fázisok mennyiségének változása az alakítás mértékének függvényében (sematikus ábrázolás)

58

100

Fázismennyiség, %

α’

ε 0

Hőmérséklet

5.32. ábra A martenzit fázisok mennyiségének változása az alakítás hőmérsékletének függvényében (sematikus ábrázolás) ƒ

ƒ

Az acél keményedési görbéinél a kétféle lefutás szerint az alábbi megállapítások tehetők: az első típusnál a keményedés mértéke az alakváltozás mértékével csökken, majd beáll egy alig változó értékre (-20°C, 0°C, 20°C). A másik típusú görbéknél egy minimumot követő maximum van a görbén. A maximum értéke a martenzitek egymáshoz képesti arányától függ. A minimumhoz illetve a maximumhoz tartozó természetes alakváltozás értékek az alakítás hőmérsékletétől függetlennek látszanak. A keményedési görbéket a fázismennyiség adatokkal összevetve azt lehet megállapítani, hogy a maximumok kialakulását a martenzitek jelenléte okozza. Egy lineáris közelítéssel az α’ martenzit kialakulása (nulla mennyiség) pl. a 8.4 és 13,6% kontrakció értékek közé esik -60° és -120°C között (5.33. ábra), amely megfelel 0.08 és 0.14 εterm értékeknek,mely jó közelítéssel megfelel a keményedési görbék minimum pontjának (6. Táblázat).

60 -100°C

Térfogat hányad, %

50

y = 3,0599x - 41,78

-80°C

40

y = 2,27x - 28,397

30

y = 2,0217x - 17,058

20

-60°C

-120°C

y = 1,0576x - 11,332

10

y = 0,62x - 13,14

-20°C

0 10

15

20

25

30

35

Nyúlás, %

5.33. ábra α’ martenzit képződőséhez tatozó minimális alakváltozás meghatározása

59

Hőmérséklet °C -60 -80 -100 -120

Kontrakció

εterm

εterm

Az α’ martenzit képződéséhez szükséges

A fázismennyiség diagramból

A keményedési görbéből

% 10.7 12.5 13.6 8.4

0.11 0.13 0.14 0.08

0.1 0.1 0.1 0.09

6. Táblázat Ez jó egyezés Weiß elméletével, de a minimum pont alakváltozás értéke független a hőmérséklettől. A csúcs utáni fázisátalakulás jellege szintén ellentmondani látszik Weiß eredményeivel, mivel az ausztenit mennyisége esetünkben erőteljesen csökken még a csúcs után is, s ha ez együtt jár az ε csökkenésével, akkor az α’-nak az ausztenitből való kialakulása a keményedési görbe csúcsánál nem ér véget. A görbe végpontjában a keményedés nagyobb, mint a görbe minimum pontja, ez a tény is az α’ martenzit jelenlétére utal.

60

5.4 A TEXTÚRA MÉRÉSEK EREDMÉNYEI A textúra eredményeket a nagyszámú adatok miatt a melléklet táblázatai tartalmazzák mindhárom acélra. A mérőszámokat az egyes fázisokra vonatkozóan háromdimenziós diagramban ábrázoltam. Az „x” tengely az adott fázis mért síksorozatainak Miller-indexét, az „y” a változó paramétert (hőmérséklet, alakítás mértéke, síkmetszet), míg a „z” tengely a számolt textúramérőszám értékét mutatja. Az adatsorok sorrendje mindig a legjobb áttekintést adó ábrázolásmód szerinti. A textúra értékelésénél figyelembe kell venni azt a tényt is, hogy az egyes fázisok térfogataránya igen eltérő lehet. Amikor valamelyik fázisról kapott reflexiók száma igen lecsökken (1-2 db), akkor a módszer hibája nagy, az ilyen eredményeket célszerű figyelmen kívül hagyni. Ebből az okból nem számoltunk textúra értékeket az ε martenzit fázisra.

5.4.1 A textúrára vonatkozó eredmények az „A” jelű acélra Az „A” jelű acél röntgendiffrakciós vizsgálatai, amelyekből a textúra vizsgálatok készültek a Freibergi Egyetem Fémtani Tanszékén történtek. A Freibergben készült mintadarabok esetén csak hosszmetszetek vizsgálatáról beszélhetünk, és sajnos nincs adatunk kiinduló (alakítás nélküli) darabról sem. A mérések rövidebb szögtartományban történtek, ezért ausztenit fázis esetén 5 reflexió helyett csak a 4 első, míg α’ martenzit esetén 4 reflexió helyett 3 reflexió felvétele történt.

3,00

3,00

2,50

2,50

2,00 1,50 1,00 maximális 50% 40% 30% 20%

0,50 0,00 {111}

{200}

Miller index

{220}

{311}

5.34. ábra γ textúra, szobahőmérséklet, „A” jelű acél

Textúramérőszám

Texturamérőszám

Az 5.34. ábra és az 5.35. ábra mutatják az ausztenit fázisra vonatkozó eredményeket. Szobahőmérsékleten az alakítás mértékének növelése egyértelműen növeli a T220 értékét (a 30%-os adat anomália). A szobahőmérséklet feletti hőmérséklet tartományban maximálisan alakított próbák esetén a {220} erős T=2-3 értéket mutat. Ez az érték 20..120°C között csökken, majd 140°C-on felerősödik és 160°C-nál újra visszaesik. Az {111}, {200}, {311} közel állandó pl. T311=1.

2,00 1,50 1,00 140°C max

0,50

80°C max 0,00 {111} {200} {220} {311} Miller index

RT max

5.35. ábra γ textúra, maximális alakítás, „A” jelű acél

Az α’ martenzitre jellemző textúrát az 5.36. ábra és az 5.37. ábra mutatja. A szobahőmérsékleten különböző mértékig alakított darabok esetén az {110} az alakítás növekedésével csökkenő tendenciát mutat, míg a {200} és a {211} növekedést mutat. Ha összehasonlítjuk a különböző hőmérsékleten maximálisan alakított darabokat, akkor az {110} erősödését, a {200} és a {211} gyengülését láthatjuk, amint a hőmérséklet növekszik. Itt nem

61

1,40

1,40

1,20

1,20

1,00 0,80 0,60 0,40

maximális 50% 40% 30% 20%

0,20 0,00 {110}

{200}

Miller index

Textúra mérőszám

Textúra mérőszám

szabad szem előtt téveszteni azt a tényt, hogy ezen a hőmérsékleteken a martenzit mennyisége csak néhány százalék!

1,00 0,80 0,60 160°C max 140°C max 120°C max 80°C max 40°C max RT max

0,40 0,20 0,00 {110}

{211}

{200}

Miller index

5.36. ábra α’ textúra, szobahőmérséklet, „A” jelű acél

{211}

5.37. ábra α’ textúra, maximális alakítás, „A” jelű acél

5.4.2 A textúrára vonatkozó eredmények a „B” jelű acélra

2,50

3,00

2,00

2,50 Textúra mérőszám

Textúramérőszám

A „B” jelű acél szobahőmérséklet és afeletti vizsgálatát a Freibergi Egyetemen végeztem (5.38. ábra, 5.39. ábra), a szobahőmérséklet alatti mérések a Miskolci Egyetemen történtek (5.40. ábra-5.43. ábra). A Freibergben készült mintadarabok esetén csak hosszmetszetek vizsgálatáról beszélhetünk, s az „A” acélhoz hasonlóan itt is rövidebb a vizsgált szögtartomány. Ebben a nagyobb Ni tartalmú acélban a röngendiffrakciós mérések csak a -196°C-os mintáknál mutattak ki α’ martenzit fázist, így az e feletti hőmérsékleteken csak az ausztenit fázis alakítási textúrája vizsgálható. Az eredmények az eddigieket erősítik: már kismértékű alakítás hatására is megerősödik a {220}, értéke mind a hőmérséklet mind az alakítás mértékének változásával kevéssé ingadozik. Ezzel szemben az {111}, {200}, {311} stabil állandó értéket mutatnak. A {220} változásának oka lehet az ε martenzit kialakulása, amit a röntgendiffrakciós mérés kis százalékban, de a metallográfiai mérés már jelentősebb mennyiségben mutatott ki.

1,50 1,00 0,50

maximális 40% 30%

0,00 {111}

{200}

Miller index

20% {220}

{311}

5.38. ábra γ textúra, szobahőmérséklet, „B” jelű acél

2,00 1,50 1,00 140°C max 120°C max 80°C max 40°C max RT max

0,50 0,00 {111}

{200}

Miller index

{220}

{311}

5.39. ábra γ textúra, maximális alakítás, „B” jelű acél

62

Az alacsony hőmérsékletű, Miskolci Egyetemen végzett kísérletekhez készült egy referenciamérés a kiinduló próbáról. A kiinduló darab (hőkezelt, alakítás nélküli) sem teljesen textúramentes, a nagy hőmérsékletű izzításnak köszönhetően egy újrakristályosodási textúrát figyelhetünk meg. 6,00

6,00

5,00 Textúra mérőszám

Textúra mérőszám

5,00

4,00

3,00

2,00

4,00 3,00 2,00 1,00

1,00

0,00

196°C

0,00

53% {111}

-40°C 0°C {220} Miller index

32%

{220}

{311}

Miller index

{111} {200}

{200}

{222}

kiindulo {311} {222}

-196oC-on,

ábra γ textúra 5.40. ábra γ textúra, maximális alakítás, 5.41. hosszmetszet, „B” jelű acél hosszmetszet, „B” jelű acél

Az 5.42. ábra a -40oC-on alakított darabok esetében az egyes metszeteken mutatja a textúra mérőszámokat. A hosszmetszetben itt is a {220} síkok erősödnek meg, amit a kiugró textúra érték is mutat. Az {111} és {222} síksorozatok egymáshoz képest nem mutatnak különbséget, ahogy az előzőekben is tapasztaltam. Az, hogy a {200}, az erős {220} mellett a hosszmetszetben megerősödik vagy nem, pusztán a hengerszimmetrikus darabnál véletlenszerűen kivágott hosszmetszet elhelyezkedéséből adódik. 3,00

3

2,50 Textúra mérőszám

3,5

A textúra mérőszáma

2,5

2

1,5

1

2,00 1,50 1,00 0,50

0,5

max (53%)

0,00 keresztmetszet

0

ferdemetszet {111}

{200} Ausztenit

{220}

hosszmetszet {311}

{110}

{200} Miller index

32% {211}

{220}

{222}

o 5.42. ábra γ textúra, -40°C-on maximális alakítás, 5.43. ábra α’ textúra, -196 C, hosszmetszet, „B” jelű acél „B” jelű acél

A legalacsonyabb, -196°C-os hőmérsékleten végzett kísérlet során már megjelennek a martenzitek is. Az ausztenit fázis eredményeit az 5.40. ábra és az 5.41. ábra mutatják. Az ausztenit fázisban megerősödik a {220}, értéke mind a hőmérséklet mind az alakítás mértékének változásával kevéssé ingadozik. Ezzel szemben az {111}, {200}, {311} stabil állandó értéket mutatnak.

63

Az 5.43. ábra a martenzit fázisban meghatározott értékeket mutatja. A kisebb mértékű alakításnál az α’ martenzit kevésbé textúrás. A hosszmetszeten legerősebb, de nem kiugró a {211} reflexió, míg a keresztmetszetben a {200} nem jelenik meg. A nagyobb mértékű alakításnál, amikor is a térfogat jelentős részét az α’ martenzit alkotja, már irányítottabb a szerkezet. A hosszmetszetben {200} és a {211} megerősödése, míg a keresztmetszetben ezek gyengülése mellett, az {110} és az ezzel párhuzamos {220} erősödése figyelhető meg. Feltétlen meg kell jegyezni, hogy ennél a hőmérsékletnél már az ε is jól mérhető mennyiségben (5-19%) jelen van, így lehet szerepe a másik két fázis textúramérőszámának alakulásában. Mivel a kevésbé alakított mintában van több, így hatása is nagyobb lehet. Ezekből az eredményekből feltételezhető, hogy a kevésbé alakított minta textúráját valószínűleg az átalakulások, míg a nagyobb mértékben húzott darabét az átalakult és maradék fázisok deformációja alakítja döntően.

64

5.4.3 A textúrára vonatkozó eredmények a KO36-os acélra Ennél az acélnál két mérési sorozat történt a szobahőmérséklet alatti tartományban. Mivel a két sorozat két különböző szakítógéppel, különböző módszerrel történő hűtéssel készült, ezért az eredményeket külön célszerű tárgyalni. Félrevezető lehet például összehasonlítani a két -40°fokon történt mérés eredményét stb. A KO36-os acélra vonatkozó valamennyi textúra mérőszámot a Függelék 6, 7 táblázata tartalmazza.

5.4.3.1 Textúra eredmények a KO36 jelű acélra az első mérési sorozatban Az első sorozatban három vizsgálati hőmérséklet volt: 0°C,-40°C,-196°C. Mindegyiken a maximális egyenletes nyúlás határáig történt az alakítás, a legalacsonyabb hőmérsékleten két kisebb mértékben is. A kiinduló darab ebben az esetben sem teljesen textúramentes, bár kevésbé irányított a szerkezet. Az ausztenit textúrájának változását a hőmérséklet függvényében az 5.44. ábra, míg az alakítás mértékének függvényében az 5.45. ábra mutatják. 4,00

3,00

3,50

2,50 Textúra mérőszám

Textúra mérőszám

3,00 2,50 2,00 1,50

2,00 1,50 1,00

1,00 0,50

0,50 -196°C 0,00

-40˘C {111}

{200}

{220}

Miller index

0°C {311}

{222}

8% 0,00

16% {111}

{200}

{220}

Miller index

maximális (30%) {311}

{222}

5.44. ábra γ textúra, maximális alakítás, 5.45. ábra γ textúra, -196 °C, hosszmetszet, hosszmetszet, KO36 acél, (1.mérési sorozat) KO36 acél, (1.mérési sorozat) A korábbiakkal („A” és „B” acél) megegyezően alakítás hatására minden hőmérsékleten, a hosszmetszeten legerősebb az ausztenit {220} gyenge {111} és {222}, a keresztmetszeten ennek megfelelően a {220} szinte eltűnik, míg az {111} és a {222} megerősödik. A hőmérséklet növelésével a {220} nő, ugyancsak növekszik, ha adott hőmérsékleten növeljük az alakítás mértékét. Az alakítás hatását -196°C-on vizsgálva láthatjuk, hogy a hosszmetszeten az alakítás növelésével a {220} síksorozatok mérőszáma nő, a keresztmetszeten ezzel egybevágóan a {220} mérőszáma csökken.

65

3,50

2,50

3,00 Textúra mérőszám

Textúra mérőszám

2,00 2,50 2,00 1,50 1,00

1,50

1,00 0,50

0,50

8%

-196°C -40°C

0,00 {110}

{200} Miller index

0°C {211}

{220}

16%

0,00 {110}

{200} Miller index

maximális (30%) {211}

{220}

5.46. ábra α’ textúra, maximális alakítás, 5.47. ábra α’ textúra, -196 °C, hosszmetszet, hosszmetszet, KO36 acél, (1.mérési sorozat) KO36 acél (1.mérési sorozat) Az α’ martenzit textúrájának változását a hőmérséklet függvényében az 5.46. ábra, míg az alakítás mértékének függvényében az 5.47. ábra mutatják. Az alakítás hatására minden hőmérsékleten, a hosszmetszeten legerősebb a {200}, gyenge az {110} és {220}, a keresztmetszeten ennek megfelelően a {200} szinte eltűnik, míg az {110} és a {220} megerősödik. -196°C-on az alakítás növekedésének nincs hatása az α’ martenzit {200} síksorozatok mérőszámaira, s az {110} és a {220} mérőszámokra szintén nem állapítható meg szabályosság a hosszmetszeten.

5.4.3.2 Textúra eredmények a KO36 jelű acélra a második mérési sorozatban Ebben a mérési sorozatban 8 vizsgálati hőmérsékletet alkalmaztunk, esetenként három terheléssel. Itt is igaz, hogy a kiinduló minta is rendelkezik már egy textúrával (5.48. ábra, 5.49. ábra). Az ausztenit fázis esetén bármely mértékű, és hőmérsékletű alakítás hatására a hosszmetszeti {220} síksorozatának reflexiója a legerősebb (5.49. ábra), míg a keresztmetszetből eltűnik (5.48. ábra). Ez igaz akkor is, amikor a térfogathányad 10% körüli érték, illetve a keresztmetszeten akkor sem mérhető, amikor a legmagasabb a hőmérséklet és a fázismennyisége igen számottevő. Az {111} és a {222} párhuzamos síksorozatok lévén, viselkedésük a hossz- és a keresztmetszetben hasonló, minden hőmérsékleten és alakítás esetén, a keresztmetszeten erősödik, a hosszmetszeten pedig legyengül. Ha adott hőmérsékleten nézzük, akkor az alakítás mértékének növekedésével hosszmetszeten mindig kisebb lesz a mérőszám (5.50. ábra), keresztmetszeten gyengén erősödik vagy változatlan. A {200} síkok –40°C alatti hőmérsékleteken az alakítás mértékének növekedésével valamelyest erősödnek a keresztmetszetben, ez összevethető a {220} síkok megerősödésével a hosszmetszetben. A ferdemetszetek viselkedése elég rapszodikus, amit a próba-előkészítés bizonytalansága is eredményezhet, de a {220}, {111}, {222} síksorozatoknál a hossz és a keresztmetszeti adatok köztes értékével jelentkezik. A maximális egyenletes nyúlásig terhelt darabok adatait összehasonlítva azt lehet látni, hogy a {220} síksorozat mérőszámai a hosszmetszeten szobahőmérsékletről –80°C-ra hűtve csökkennek, majd újra nőnek (5.49. ábra). A {311} síksorozat mérőszámának ugyanitt maximuma van. Ez jól összevethető a fázismennyiség adatokkal (5.21. ábra) Amikor a fázismennyiség változása már igen kis mértékű (alacsony hőmérséklet- ellaposodó görbe)

66

akkor az alakítási textúra kialakulása domináns lesz, míg a –80°C feletti tartományban a fázis átalakulás szerepe a nagyobb. A keresztmetszeti textúra értékek majd minden síksorozatra egy egyenletes állandó mérőszámot mutatnak (5.48. ábra).

2,00 1,80 1,60

1,20 1,00 0,80

let,°C H őmérsék

-120 -100 -80 -60 -40 -20 0

0,60

Textúra mérőszám

1,40

0,40 0,20 0,00

initial {111}

{200}

{220}

{311}

{222}

Miller index

5.48. ábra γ textúra, maximális alakítás, keresztmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

5 ,0 0 4,50

3,50 3,00 2,50 2,00 1,5 0

éklet,° Hőmérs

-120 -100 -80 -60 -40 0 20

Textúra mérőszám

4,00

1,00 0,5 0 0 ,00

initial {111}

{2 00}

{2 20}

{311}

{2 22}

M iller in d ex

5.49. ábra γ textúra, maximális alakítás, hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

67

4,50 4,00

Textúramérőszám

3,50 3,00 2,50 2,00 1,50 1,00 0,50

20%

0,00

26% {111}

{200}

{220}

Miller index

30% (maximális) {311}

{222}

5.50. ábra γ textúra, -100°C, hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat) Az α’ martenzit esetében a szobahőmérsékletű, 0, és a -20°C-os minták esetében a martenzit fázismennyisége nem haladja meg a néhány %-ot, a mérhető reflexiók száma többnyire csak egy vagy kettő, itt nincs értelme textúráról beszélni. (Ebből az anomáliából adódik pl. a 20°C-os maximálisan alakított darab hosszmetszetén mért T=8 érték is.) A martenzit alakítás hatására kialakuló jellemző textúra képe a következő: keresztmetszeten eltűnik a {200}, gyenge {211}, erős {110} és {220} reflexiók (5.51. ábra). A hosszmetszeten erős, közel azonos értékű {200} és {211}, míg gyenge {110} és {220} (5.52. ábra). Ferdemetszet egy köztes állapotot mutat nagyon hasonló mérőszámokkal (5.53. ábra ). Jól követhető, hogy a fázis kialakulásával és mennyiségének növekedésével hogyan alakul a textúra (5.54. ábra). Legkisebb alakításnál a fázismennyiség nagyon kevés (kb. 3%), ekkor a martenzit a legerősebb izotróp reflexiója mérhető csak az {110}. Ahogy alakítás hatására nő a mennyiség (kb 24%, kb 60%),úgy erősödik a {200}, {211} és gyengül az {110} és {220}. Adott hőmérsékleten, ha a fázis mennyisége már jelentős az alakítás mértékének változása nem befolyásolja jelentősen a textúra képet. A keresztmetszeten egyedül a {200} síksorozat mérőszáma mutat jelentős változást, az alakítás mértékének növekedésével csökken. Érdekes megfigyelni, hogy a -40°C-os darab keresztmetszeti adatain az alakítás mértékével nem változik az átalakult térfogathányad és a textúra kép is igen hasonlatos. A –60 és a 80°C-on alakított minták esetében jelentős az alakítás hatására történő térfogathányad növekedés, de ez a változás nem mutatkozik a textúra állapotában- mind a hossz, mind a keresztmetszeteken az alakítás hatására nem történik változás (5.55. ábra). Ugyanez figyelhető meg a -100°C-os próbadarab keresztmetszetén is, míg a hosszmetszeten a maximális alakításnál a {220} erősödése tapasztalható. Ezen a felületen már nincs mérhető ε martenzit az α’ martenzit mellett. A maximális egyenletes nyúlás határáig alakított darabok értékeit vizsgálva azt lehet látni, hogy a hőmérséklet csökkenésével a hosszmetszeten a {200} és a {211} csökken, a keresztmetszeten a {211} csökken.

68

2,00

1,80

1,60

Textúra mérőszám

1,40

1,20

1,00

0,80

0,60

0,40

0 -40

0,20

-80

0,00

-120 {110}

{200}

{211}

{220}

Miller index

5.51. ábra α’ textúra, maximális alakítás, keresztmetszet, KO36 acél (2.mérési sorozat)

10,00 9,00 8,00

6,00 5,00 4,00

Textúra mérőszám

7,00

3,00

20 0 -20 -40 -60 -80 -100

2,00 1,00

-120

0,00 {110}

{200}

{211}

{220}

M iller index

5.52. ábra α’ textúra, maximálisalakítás, hosszmetszet, KO36 acél (2.mérési sorozat)

69

1,80 1,60

Textúra mérőszám

1,40 1,20 1,00 0,80 0,60

20°C 0°C -20°C -40°C -60°C -80°C -100°C

0,40 0,20 0,00 {110} {200} {211} {220} Miller index

-120°C

5.53. ábra α’ textúra, maximális alakítás, ferdemetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

3,00

Textúra mérőszám

2,50 2,00 1,50 1,00 0,50

23% 28%

0,00 {110}

{200} Miller index

33% (maximális) {211}

{220}

5.54. ábra α’ textúra, -20°C, hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

70

4,50 4,00

Textúramérőszám

3,50 3,00 2,50 2,00 1,50 1,00 0,50 21% 0,00

27% {111}

{200}

{220}

Miller index

maximális (32%) {311}

{222}

5.55. ábra γ textúra -60°C , hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

5.4.3.3 A KO36 jelű acélról készített pólus ábrák A maximális egyenletes nyúlásig terhelt darabok hosszmetszetéről készült pólusábrák közül az 5.56, 5.57. ábrák az ausztenit fázisra vonatkozó eredményeket, míg az 5.58,5.59 ábrák az α’ martenzitre vonatkozó eredményeket mutatják. A TEXEVAL programban a színek a következő textúra mérőszámok értékeket jelentik: T=1,33

T=2,7

T=4,06

T=5,43

T=6,8

T=8,17

Az ausztenit fázisra vonatkozó pólusábrák a következőt mutatják: az {111} síkok közül a vizsgált felülettel párhuzamosan nem, vagy csak nagyon kis mennyiségben fordulnak elő. A {200} az elemi kocka oldalát jelentő síkok azt mutatják, hogy a legtöbb elemi kockának van olyan lapja, ami reflektál; a {220} az elemi kocka testátlója esetében szintén igaz az, hogy a legtöbb kockának van ilyen reflektáló síkja, de emellett még másik két reflektáló helyzetet is jelez, amely nem párhuzamos a vizsgált felülettel de érvényesül a reflektálás feltétele. Ezek a megállapítások minden vizsgálati hőmérsékleten igazak, és összevethetők az inverz pólusábra módszerrel kapott eredményekkel. Az α’ martenzitre vonatkozóan a pólusábrákból nem lehet kizárólagos kristályhelyzeteket megállapítani. Az inverz pólusábra és a pólusábrák eredményeinek összevetését mutatja az 5.60. ábra és az 5.61. ábra. Az ábrákból látszik, hogy mind az inverz pólusábrából, mind a pólusábrából kapott textúramérőszámok azonos tendenciát mutatnak a {220} és a {200} sík esetében is. A {220} síkok esetében a pólusábrákból leolvasott textúra értékeknél szintén tapasztalható -80°C-on egy helyi minimum, ahogy korábban az inverz pólusábráknál is fellelhető volt.

71

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 220

-120°C Measured PF 220

-100°C Measured PF 220

-80°C Measured PF 220

-60°C 5.56. ábra Az ausztenit {111},{200},{220} pólusábra, maximális alakítás, -120°C…-60°C , hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

72

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 111

Measured PF 200

Measured PF 220

-40°C Measured PF 220

-20°C Measured PF 220

0°C Measured PF 220

20°C 5.57. ábra Az ausztenit {111},{200},{220} pólusábra, maximális alakítás, -40°C…20°C, hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

73

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 211

-120°C Measured PF 211

-100°C Measured PF 211

-80°C Measured PF 211

-60°C 5.58. ábra Az α’ martenzit {110},{200},{211} pólusábra, maximális alakítás, -120… -60°C, hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

74

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 110

Measured PF 200

Measured PF 211

-40 °C Measured PF 211

-20°C Measured PF 211

0°C Measured PF 211

20°C 5.59. ábra Az α’ martenzit {110},{200},{211} pólusábra, maximális alakítás, -40°C… 20°C, hosszmetszet, KO36 acél, (2.mérési sorozat)

75

8 Textúra mérőszám pólusábrából

7

Textúra mérőszám inverz pólusábrából

Textúra mérőszám

6 5 4 3 2 1 0 -140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

0

20

40

Hőmérséklet [°C]

5.60. ábra Az inverz pólusábrából és a pólusábrából kapott a {220} síkra vonatkozó textúramérőszámok a maximális egyenletes nyúlásig alakított próbák esetén a hőmérséklet függvényében 6 Textúra mérőszám pólusábrából Textúramérőszám inverz pólusábrából

Textúra mérőszám

5 4 3 2 1 0 -140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

0

20

40

Hőmérséklet [°C]

5.61. ábra Az inverz pólusábrából és a pólusábrából kapott a {200} síkra vonatkozó textúramérőszámok a maximális egyenletes nyúlásig alakított próbák esetén a hőmérséklet függvényében

5.5 A TEXTÚRA EREDMÉNYEK ÖSSZEGZÉSE A textúra értékek elemzését a keresztmetszeti csiszolaton célszerű kezdeni, ezt követően a hosszmetszeti értékek a kockarácson belüli kristálytani törvényszerűségek alapján jól magyarázhatók. Az ausztenitben egy jól jellemezhető textúra alakul ki már kis mértékű alakváltozás után is. A keresztmetszeten a T200 a kezdeti értékhez képest erősen megnő, ami magával vonja, hogy a T200 és a T220 is megnő a hosszmetszeten, viszont a keresztmetszeten nincs 76

T220. A mechanikai igénybevétel hatására történő martenzites átalakulás feltehetően az ausztenit {220} síkjai mentén indul meg (azok rovására). A kocka térelemek az alakítás hatására igyekeznek valamely élükkel párhuzamosan beállni az alakítás irányába (HI) (5.62. ábra). Növelve az alakítás mértékét, a még meglévő igen kis mennyiségű ausztenit persze igyekszik felvenni a számára kedvező textúrát megnövelve a hosszcsiszolaton előforduló {220} és a keresztcsiszolaton megjelenő {200} síkok számát, és többszörösére növelve a textúrásság mérőszámát. Az átalakulás ilyen fajta irányítottsága a keletkező α' martenzitben is eredményez egyfajta irányítottságot, természetesen a textúra a martenzitben kialakulhat pusztán a már meglévő fázis alakváltozása miatt is.

HI

{110}

HI

{110}

5.62. ábra Az ausztenitben a kocka térelemek és síkok elhelyezkedése a hosszmetszeten két nézetből

HI

{200}

{200} HI

5.63. ábra Az ausztenitben a kocka térelemek és síkok elhelyezkedése a keresztmetszeten két nézetből

77

Az ausztenit T111, T222 értékére az alakváltozás egyáltalán nincs hatással, és ez lesz a legerősebb érték a keresztmetszeten. Mivel ezek a síkok merőlegesek a {220}-ra evidens, hogy a {220} értékének a hosszmetszeten meg kell nőni. (Fordítva nem feltétlenül lenne igaz ez az állítás.). Ezek után nem meglepő, hogy a {220} a legerősebb a hosszmetszeten. A {220} síksorozaton belül a síkok egymással 90° vagy 60°-os szöget zárhatnak be. A {200} síkok felszaporodása a keresztmetszetben (5.63. ábra) azon síkok rovására történik, amelyek testátlóra merőlegesen helyezkednek el, mint az {111}, {222}. Ezeket a síksorozatokat hasonló valószínűséggel találjuk mindhárom metszetben, mindkét alakítás esetében. Ez a jelenség szintén a {220} síksorozat orientált elhelyezkedéséből fakad: mivel úgy tűnik, hogy az elemi kockák igyekeznek élükkel párhuzamosan beállni az alakítás irányával vagy a csiszolat síkjával, és ettől a helyzettől való néhány fokos eltérés esetén a két említett síksorozat diffrakciós helyzetbe kerül. A hosszmetszeti csiszolatokban a megerősödött {220} reflexiók mellett a többi csúcs intenzitása kisebb lesz, ezt az magyarázza, hogy e síksorozatok ({111},{200},{311},{222}) egyike sem párhuzamos a kiugró reflexiójú síkkal. Az α’ szintén egy jellegzetes képet mutat. T200 nulla, T110, T220 erős a keresztmetszeten (5.64. ábra), és ebből következik, hogy mindhárom, sőt a {211} is ad majd reflexiót a hosszmetszeten. A T200 értéke lesz a legnagyobb, annak ellenére, hogy a keresztmetszeti {211} a hosszmetszeti T110 értékét növeli (5.65. ábra). {110} HI

{110} HI

5.64. ábra Az α’ martenzitben a kocka térelemek és síkok elhelyezkedése a keresztmetszeten két nézetből

78

HI

{200}

{200}

HI

5.65. ábra Az α’ martenzitben a kocka térelemek és síkok elhelyezkedése a hosszmetszeten két nézetből Általában lehet megállapítani, hogy akár az alakítás, akár a hőmérséklet csökkenés hatására bekövetkező α’ mennyiség növekedés a keresztmetszeten a {211} csökkenését okozza, míg a többi reflexió változatlan. Ha a fázismennyiség növekedés csak a hőmérséklet csökkenésének a hatására következik be, akkor a {200} és a {211} csökkenését eredményezi. A két jellemző ausztenit és az egy α’ textúra komponens: γ<100> és α’<110> párhuzamos az alkalmazott feszültség irányával. Az egytengelyű húzó igénybevétel irányára merőlegesen a martenzites átalakulás a Kurdjumov-Sachs összefüggésnek megfelelően zajlik: {111}γ⎜⎜{110}α., míg az igénybevétel irányával párhuzamosan az átalakulás a következő összefüggésnek megfelelően történik: {110}γ⎜⎜{100}α. Megállapítható, hogy a textúra kialakulása dominál az ausztenitben és az α’ textúráját is ez határozza meg. Mindkét fázis stabil textúra értékeket mutat. Ez jó egyezés Ravi Kumar [25] hengerléssel meghatározott eredményeivel. A hőmérsékletnek és a feszültségnek nincs hatása a keresztmetszeti textúra képre, így ha a hosszmetszeten változás történik, akkor az anizotróp átalakulás miatt lehet.

79

6 ÖSSZEGZÉS A vizsgálatokat három ausztenites saválló acélon végeztem. Ezek közül kettő, az „A” kísérleti acél és a KO36 szabványjelű acél összetétele nagyon hasonló, 18% Cr ötvöző mellett az „A” jelű 9.8% Ni-t, míg a KO36 jelű10.77.% Ni-t tartalmaz. A „B” kísérleti acél magasabb, 14.% Ni ötvözővel rendelkezik. A vizsgálatok során a termomechanikus kezelést hengeres próbatesteken végzett szakító vizsgálatokkal modelleztem. A mérés körülményei közül változtattam a minta hőmérsékletét, és a mintadarabban kialakuló feszültség állapotot oly módon, hogy a szakítást egy adott hőmérsékleten a maximális egyenletes nyúlásig, illetve kisebb mértékű alakváltozást okozó feszültség értékekig végeztem. Mivel a legalacsonyabb hőmérsékletre (-120°C) hűtött darabban nem találtam termikus martenzitet feltételezhető, hogy az általam vizsgált martenzitek mindegyike a mechanikus kezelés hatására jött létre. A leterhelés után a mintadarabokon minden esetben volt maradó alakváltozás, ezáltal feltételezhető, hogy az átalakulás során megjelenő martenzitek dominánsan nem feszültség, hanem alakváltozás indukálta martenzitek. Az „A”és „B” kísérleti acélok esetében szobahőmérséklet és 160°C között 6 izotermán, míg a KO36-os jelű acél esetén szobahőmérséklet és -196°C között 9 izotermán készültek szakítóvizsgálatok. Az acélok alakváltozó képességének jellemzését a szakítógörbék, a valódi feszültség-természetes nyúlás diagramok és az abból szerkesztett keményedési görbék alapján végeztem el. A jelenlévő fázisok mennyiségének jellemzésére többféle módszert alkalmaztam attól függően, hogy melyik fázist kellett meghatározni. A különböző módszerek által kapott abszolút eredmények nem feltétlenül estek egybe, de a változások tendenciája minden esetben megfelelőnek bizonyult, ugyanakkor mindenkor szem előtt tartottam az egyes módszerek korlátait. Az α’ martenzit meghatározására kétféle mágneses módszert és röntgendiffrakcós módszert; az ε martenzit meghatározására kvantitatív metallográfia módszert és röntgendiffrakciós módszert; a γ fázis meghatározására röntgendiffrakciós módszert alkalmaztam. A mérések időbeni sorrendje úgy alakult, hogy először az „A” és a ”B” kísérleti acélon végeztem fázismennyiség méréseket röntgendiffrakciós, mágneses és kvantitatív metallográfiai módszerrel. Ezen vizsgálatokból nyert tapasztalatok alapján a legmegbízhatóbbnak a röntgendiffrakciós módszer bizonyult a három fázis (α’, ε, γ) együttes jellemzésére. A KO36os szabványjelű acélnál végeztem a legkomplexebb vizsgálatokat, ebben az esetben röntgendiffrakciós módszert és mágneses méréseket alkalmaztam. A textúra jellemzése a Fémtani Tanszéken kidolgozott módszer szerint inverz pólus ábra készítésével, illetve pólusábrák felvételével történt. A méréseket különböző laboratóriumokban végeztem. A szakítóvizsgálatok az „A” és a „B” acél esetén Freibergben készültek a Technische Universitäten, a KO36-os vizsgálatai a Miskolci Egyetem Mechanikai Technológia és a Fémtani Tanszékén. A fázismennyiség meghatározások során a mágneses mérések egy része („A”, „B” acél) Freibergben a Technische Universitäten, míg a másik része (KO36 acél) Amszterdami Egyetem van der Waals-Zeeman Intézetében készültek. A kvantitatív metallográfiai meghatározások szintén Freibergben a Technische Universitäten történtek. A röntgendiffrakciós vizsgálatokat az „A” és „B” acélra Freibergben, KO36 jelű acélra a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén készítettem. A textúra vizsgálatokat a Miskolci Egyetem Fémtani Tanszékén végeztem mindhárom acél esetében.

80

Eredményeimet a következő pontok szerint foglalom össze:

1. Alakváltozó képesség 1.1. Maradó egyenletes nyúlást okozó egytengelyű húzó igénybevétel hatására a vizsgált acéloknál a 160°C…-20°C vizsgálati tartományban a hőmérséklet csökkenésével a maximális egyenletes nyúlás értéke (alakváltozó képesség) egyenletesen nő, ami dominánsan az alakítás hatására megjelenő ε martenzitnek köszönhető. Az alacsonyabb hőmérsékleteken az ε martenzit fázisból létrejött α’ martenzit is kimutatható. 1.2. KO36 szabványjelű acél alakváltozó képessége, maradó egyenletes nyúlást okozó egytengelyű húzó igénybevétel hatására a -40°C alatti izotermákon (60°C…-196°C) eltér az 1.1-ben leírtaktól, kezdetben egyenletes nyúlással, majd egy maximummal jelentkező keményedéssel (erőteljes keményedés) jellemezhető. Ezeken az izotermákon a martenzitek együttes hányada már meghaladja az ausztenit mennyiségét. Ezt a fajta viselkedést a következő módon magyarázom: ƒ

Az ε martenzit kialakulása a keményedési maximum megjelenése előtt elkezdődik.

ƒ

Az acél erőteljes keményedésének kezdete független a vizsgálat hőmérsékletétől, viszont összefüggésben áll az ausztenitből képződő α’ martenzitnek a megjelenésével.

ƒ

Megállapítottam, hogy a keményedés mértékének maximuma a megjelenő α’ és ε martenzitek mennyiségének egymáshoz viszonyított arányától (k=Vε/Vα')’ vagyis a vizsgálat hőmérsékletétől függ. Ott ahol k értéke a legkisebb (kT=-100°C= 0,13) a keményedés mértéke a legnagyobb, ott ahol a k a legnagyobb (kT=-80°C= 0,33) a keményedés mértéke a legkisebb. Az erőteljes keményedés megjelenését ezért nem az α’ kialakulása, hanem az alakváltozó képességének a kimerülése okozza.

ƒ

A keményedési maximumot követő lágyulást az ε martenzitnek α’ martenzitté történő átalakulása okozza. Mivel az ausztenit mennyisége a folyamat alatt folyamatosan csökken, ezért az irodalmi adatokkal ellentétesen, nem lehet azt állítani, hogy az ε kialakulása csak a keményedés mértékének maximumáig tart, illetve az sem kizárható, hogy az α’ ausztenitből történő kialakulása a folyamat teljes ideje alatt zajlik.

2. A martenzites átalakulások a termomechanikus kezelés függvényében 2.1. A KO36 szabványjelű acélban -120°C –ig nem jelenik meg termikus martenzit, így a vizsgált fázisok mindegyike alakváltozás indukálta fázis. 2.2. A KO36 szabványjelű acél maximális egyenletes nyúlás értékéhez tartozó α’ martenzit mennyisége a hőmérséklet csökkenésével nő. Adott hőmérsékleten az α’ martenzit mennyisége az alakítás mértékének növelésével szintén nő. A Ni ötvöző tartalom növekedésével az α’ martenzit megjelenése alacsonyabb hőmérséklet felé tolódik.

81

2.3. A KO36 szabványjelű acél maximális egyenletes nyúlásához tartozó ε martenzit mennyisége a hőmérséklet csökkenésével -80°C-ig nő. Adott hőmérsékleten az alakítás mértékének növekedésével az ε martenzit mennyisége maximumos görbe szerint változik. A görbe maximum értéke (a maximális fázismennyiség) és az ehhez tartozó alakváltozás erősen hőmérsékletfüggő. A hőmérséklet csökkenésével a görbe maximuma nő, és kisebb alakításhoz tolódik, ezzel együtt az ε martenzit megjelenéséhez tartozó minimális nyúlás érték is kisebb. A görbe maximumos jellege azt jelenti, hogy az ε martenzit az alakítás mértékének növekedésével α’ martenzitté alakul át. 100

Fázismennyiség, %

α’

T1
VmaxT1 VmaxT2

VmaxT1 >VmaxT2 >VmaxT3

VmaxT3 0

εT1

εT2

εT3

Alakváltozás,%

3. Textúra 3.1. A KO36 szabványjelű acél ausztenitjében maradó egyenletes nyúlást okozó egytengelyű húzó igénybevétel hatására egy jól jellemezhető textúra alakul ki már kis mértékű alakváltozás után is:

HI HI

{100}

{110}

82

Az α' martenzit szintén egy jellegzetes képet mutat: {110} HI

HI

{100}

A kialakuló textúra komponens: ausztenit γ<100>, és az α’<110>, párhuzamos az alkalmazott feszültség irányával. 3.2. Az egytengelyű húzó igénybevétel irányára merőlegesen a martenzites átalakulás a Kurdjumov-Sachs összefüggésnek megfelelően zajlik: {111}γ⎜⎜{110}α., 2γ 3α'

{101}α'

{111}γ 2α'

3γ 1α'

míg az igénybevétel irányával párhuzamosan az átalakulás a következő összefüggésnek megfelelően történik: {110}γ⎜⎜{100}α.

{101}γ

2γ

{010}α'

3α'

2α'

3γ 1α'

83

3.3. A hőmérsékletnek és a feszültségnek nincs hatása az egyes fázisokra vonatkozó keresztmetszeti textúra képre.

4.

A martenzites átalakulások és a textúra A maximális egyenletes nyúlásig terhelt KO36 szabványjelű acél egyes hőmérsékletre vonatkozó textúra eredményeit vizsgálva megállapítottam, hogy a hosszmetszeti képen az ausztenit {220} orientáltságú térfogatrészeiről kapott textúra értékek szobahőmérséklettől -80°C-ig csökkennek, majd -80°C-tól -120°C-ig növekednek. A fázismennyiség adatokkal összevetve megállapítottam, hogy a legkisebb mérőszámnál (-80°C-on) mérhető a legnagyobb ε martenzit tartalom, vagyis a 0°C és -80°C közötti textúra mérőszám csökkenést a lejátszódó γ→ε és a γ→α’ martenzites átalakulások okozzák. -80°C alatt már csak ε martenzit rovására történő ε→α’ átalakulás zajlik és ennek hatására ismét növekszik az ausztenit textúra mérőszáma.

84

7 IRODALOMJEGYZÉK [1] [2] [3] [4] [5] [6] [7] [8] [9] [10] [11] [12] [13] [14] [15] [16] [17] [18] [19] [20] [21] [22]

R.P.Reed: The spontaneous martensitic transformations in 18%Cr, 8%Ni steels, Acta Metallurgica, Vol.10, Sept. 1962, pp. 865-876 R.Langeborg: The martensite transformation in 18% Cr- 8% Ni steels, Acta Metallurgica, Vol. 12, 1964 July, p. 823-843 J.Dash, H.M.Otte: The transformation in stainless steel, Acta Metallurgica, Vol. 11, 1963 Oct, p. 1169-1178 H.M.Otte: The formation of stacking faults in austenite and its relation to martensite, Acta Metallurgica, Vol.5, Nov. 1957, pp. 614-627 J.F.Breedis, W.D.Robertson: Martensitic transformation and plastic deformation in iron alloy single crystals, Acta Metallurgica, Vol.11, June 1963, pp. 547-559 J.F.Breedis: Martensitic transformations in iron-chromium-nickel alloys, Transactions of the Metallurgical Society of AIME, Vol.230, December 1964, pp.1583-1596] Zenji Nishiyama: Martensitic transformation, Material science and technology, Academic Press, 1978, p. 3-78 B.Cina: A transitional h.c.p. phase in the γ→α transformation in certain Fe-base alloys, Acta Metallurgica, Vol.6, Dec. 1958, pp. 748-762 P.L.Mangonon, G.Thomas: The martensite phases in 304 stainless steel, Metallurgical Transactions, Vol. 1, June 1970. pp.1577-1586 I.Tamura: Deformation-induced martensitic transformation and transformationinduced plasticity in steels, Metal Science, Vol.16, May 1982, pp.245-253 A.R.Entwisle: The kinetics of martensite formation in steel, Metallurgical Transactions, Vol.2, September 1971 pp.2395-2407 D.Fahr: Stress- and strain-induced formation of martensite and its effects on strength and ductility of metastable austenitic stainless steels, Metallurgical Transactions, Vol.2, July 1971, pp.1883-1892 N.Tsuchida, Y.Tomota: A micromechanic modelling for transformation induced plasticity in steels, Materials Science and Engineering A285 (2000) pp.345-352 K.Spencer, J.D.Embury, K.T.Conlon, M.Véron, Y.Bréchet: Strengthening via the formation of strain-induced martensite in stainless steels, Materials Science and Engineering A 387-389 (2004) pp.873-881 C.Erckstein-A.Weiß-H.J.Erckstein: Der Einfluß martensitischer Gefügeausbildung in Cr-Ni-Stahlen auf das Lochfraßverhalten, Material and Corrosion 46, 1995, 76-82 D.A.Porter-K.E.Easterling: Phase Transformation in Metals and Alloys, Chapman & Hall, 1992, p. 401-406 G.L.Huang, D.K.Matlock, G.Krauss: Martensite formation, strain rate sensitivity, and deformation behaviour of type 304 stainless steel sheet, Metallurgical Transactions A, Vol.20A, 1989 pp.1239-1246 T.S. Byun, N.Hashimoto, K.Farrell: Temperature dependence of Strain Hardening and Plastic Instability Behaviour in Austenitic Stainless Steels, Acta Materialia 52 (2004), pp 3889-3899 J. Choi, W.Jin: Strain Induced Martensite Formation and its Effect on Strain Hardening Behavior in the Cold Drawn 304 Austenitic Stainless Steels, Scripta Materialia Vol.36 No.1, 1997, pp 99-104 P.C.Maxwell, A.Goldberg, J.C.Shyne: Stress-assisted and strain-induced martensites in Fe-Ni-C alloys, Metallurgical Transactions, Vol.5., June 1974, pp. 1305-1318 G.B.Olson, M.Azrin: Transformation behaviour of TRIP steels, Metallurgical Transactions A, Vol.9A, May 1978, pp.713-721 G.B.Olson-W.S.Owen: Martensite, ASM International (1992.), p.227-241.

85

[23] [24] [25] [26] [27] [28] [29] [30] [31] [32] [33] [34] [35] [36] [37] [38] [39] [40] [41] [42] [43]

G.B.Olson,M.Cohen: A general mechanism of martensitic nucleation: Part I., General concepts and the FCC→HCP transformation, Metallurgical Transactions A, Vol.7A., December 1976, pp. 1897-1904 G.B.Olson,M.Cohen: A general mechanism of martensitic nucleation: Part II., FCC→BCC and other martensitic transformations, Metallurgical Transactions A, Vol.7A., December 1976, pp. 1905-1914 G.B.Olson,M.Cohen: A general mechanism of martensitic nucleation: Part III., Kinetics of martensitic nucleation, Metallurgical Transactions A, Vol.7A., December 1976, pp. 1915-1923 R.W.Cahn-P.Haasen: Physical metallurgy, North-Holland Physics Publishing (1983.), p.1050-1065 K.Otsuka-C.M.Wayman: Shape memory materials, Cambridge University Press (1998.), p.117-132 Dr. Verő József –Dr. Káldor Mihály: Fémtan, Nemzeti Tankönyvkiadó, 1977.379381o. Metals Handbook, ASM, Vol.7., Atlas of Microstructures of Industrial Alloys, 1972, p.144-145,242-243 Raabe, Acta Mater. Vol.45, No.3, pp. 1137-1151, 1997 C. Donadille, R. Valle, P. Dervin, P. Penelle: Development of texture and microstucture during cold-rolling and annealing of f.c.c. alloys: example o fan austenitic stainless steel, Acta Metall. Vol. 37. No.6. pp.1547-1571, 1989 Dr.Verő József-Dr.Káldor Mihály: Vasötvözetek fémtana, Műszaki Könyvkiadó (1987.), 82-83.old. Dr. Bárczy Pál-Dr. Fuchs Erik: Metallográfia I.,Tankönyvkiadó, 1981, 129-139 old. Cold rolling texture in AISI 304 stainless steel, Materials Science and engineering A364 (2004) p.132-139 Pósa Gyula: Anyagvizsgálat I. (Fémes anyagok mechanikai vizsgálata) Kézirat, Tankönyvkiadó, 1989., 48-54o. Fémtan, hőkezelés II., Kézirat, Tankönyvkiadó, 1987., 28-31o. Lie Zhao, N.H. van Dijk, E.Brück, J.Sietsma, S.van des Zwaag:Magnetic and X-ray diffraction measurements for thw determination of retained austenite in TRIP steels, Materials Science Engineering. A 313 (2001) 145-152. A University of Washington, Department of Chemistry, Spectroscopic and Analytical Instrumentation Facility honlapja: http//dept.washington.edu/spectral/index/squid_qd.html Dr. Tranta Ferenc: Fémtani vizsgálatok, Egyetemi jegyzet Sólyom Jenő:Kutatási jelentés, 1999 B.D. Cullity: Elements of X-ray diffraction 276-280, Addison-Wesley Publishing Company, London, England, 1959 A. Weiß, X. Fang, H.J. Eckstein, W. Dahl, Steel Research 66, 1995 No.11 pp.495-500 W. Jellinghaus: Magnetische messungen an ferromagnetischen stoffen, Walter de Gruyter & Co., Berlin 1952 p. 61-66

86

8 JELÖLÉSEK JEGYZÉKE α β γ δ α’ ε Ms Mf As Af A3 ∆G γ → α '

ferrit (α-vas), térben középpontos módosulat paramágneses ferrit módosulat ausztenit (γ-vas), felületen középpontos módosulat magas hőmérsékletű ferrit módosulat martenzit, tetragonálissá torzult ferrit módosulat hexagonális szerkezetű martenzit a martenzit képződés kezdő hőmérséklete a martenzit képződés befejező hőmérséklete az ausztenit képződés kezdő hőmérséklete az ausztenit képződés befejező hőmérséklete a γ→α átalakulás hőmérséklete a martenzites átalakulás során bekövetkező szabadenergia változás

∆G Kγ →α '

a martenzites átalakulás során bekövetkező kémiai szabadenergia változás a martenzites átalakulás során bekövetkező nem kémiai szabadenergia változás mechanikai hajtóerő kritikus mechanikai hajtóerő a γ→α átalakulás kémiai hajtóereje a T1 hőmérsékleten a γ→α átalakulás teljes hajtóereje a Ms hőmérsékleten nyírófeszültség a nyírásból származó alakváltozás (1.2 fejezet) a normál feszültség habitus síkra merőleges komponense (1.2 fejezet) az átalakulásból származó tágulás(1.2 fejezet) az alakítási feszültség tengely és a habitus sík normálisa által bezárt szög (1.2 fejezet) az átalakulás nyírási iránya és az alkalmazott feszültség maximális nyírási iránya által bezárt szög a habitus síkban (1.2 fejezet) az a hőmérséklet, amely felett olyan kicsi a hajtóerő, hogy a martenzit nukleációját mechanikai úton sem lehet elérni a γ→α átalakuláshoz szükséges feszültség elemi cella tengely a Bain modellben elemi cella tengely a Bain modellben elemi cella tengely a Bain modellben a Bain torzulás utáni elemi cella tengely a Bain torzulás utáni elemi cella tengely a Bain torzulás utáni elemi cella tengely a forgatás szöge (1.3 fejezet) a kristálytani sík Miller-indexe kristálytani irány a diffraktált hullám amplitúdófüggvénye hengerlési irány kereszt irány normál irány adott sík normálisának az normál iránnyal bezárt szöge (2.2 fejezet)

γ →α '

∆G NK

U U’ ∆GTγ 1→α ' γ →α ' ∆G Ms τ γ0 σ ε θ

α Md

σγ→α’ x y z x’ y’ z’ θ (hkl) (uvw) A(g) HI KI NI 90-α

87

β γ T*(α, β, γ) εterm L L0 S S0 σ’ F θ M H Ms Mα V T* I I* SM η#SM,hkl T Bcc Fcc Hcp Tkk Fkk Hex

a normál irány és az adott sík valamint a hengerlési irány és kereszt irány alkotta sík metszés vonalának a hengerlési iránnyal bezárt szöge (2.2 fejezet) adott sík normálisa körül történő elforgatás (2.2 fejezet) a sűrűségfüggvény az α, β, γ orientációs térben (2.2 fejezet) természetes nyúlás aktuális jeltáv kiinduló jeltáv aktuális keresztmetszet kiinduló keresztmetszet valódi feszültség aktuális erő Bragg szög (4.2 fejezet) mágnesezettség mágneses térerő telítési mágnesezettség az α tartalmú minta mágnesezettségi értéke adott fázis térfogathányada a textúrásság mértéke (4.5 fejezet) a vizsgált anyag intenzitása az izotróp anyag intenzitása síkmetszet a módosított mért intenzitás az SM síkmetszeten hkl sík esetén a textúrásság mérőszáma „body centered cubic” térben középpontos kockarács „face centered cubic” felületen középpontos kockarács „hexagonal closed packed” hexagonális rács térben középpontos kockarács felületen középpontos kockarács hexagonális rács

88

9 Köszönetnyilvánítás Köszönetet szeretnék mondani, Sólyom Jenő Tanárúrnak a röntgendiffrakciós eredmények feldolgozása során nyújtott értékes információkért; dr Barkóczy Péternek a szakítóvizsgálatok során kapott adatsorok matematikai feldolgozásában nélkülözhetetlen segítségéért, valamint Benke Mártonnak, aki a martenzites átalakulás vizuális megjelenítéséhez kapcsolódó ábrák elkészítésében volt segítségemre.

89

10 FÜGGELÉK Alakítás mértéke

Metszet

20%

H

RT

30%

H

RT

A textúrásság mérőszámai a γ fázisra {200} {220} {311} {222} síkon síkon síkon síkon 0,76 0,90 2,10 1,05 0,76 0,90 1,85 1,21

40%

H

RT

0,71

1,08

1,69

1,24

-

Maximális (58%) Maximális (55%)

H

RT

0,56

1,12

2,42

1,11

-

H

40°C

0,56

0,95

2,53

1,22

-

Maximális (42%)

H

80°C

0,66

0,96

2,18

1,16

-

Maximális (37%)

H

120°C

0,69

0,88

2,30

1,12

-

Maximális (38%)

H

140°C

H

-

1,01 1.72

1,94 0.52

1,15 0.66

-

-

0,71 0.97

-

K

-

0.31

3.17

5.71

0.73

0

-

F

-

1.09

1.29

1.34

0.26

0.62

18%

H

0oC

0.61

0.32

3.16

1.44

0.85

18%

K

o

0C

1.23

0.83

0.67

0.81

0.88

18%

F

0oC

1.25

1.13

0.08

0.48

1.82

Maximális (56%)

H

0oC

0.66

0.71

3.42

0.82

0.44

K

o

0C

1.29

0.79

0.33

0.78

1.32

F

o

Maximális (56%) Maximális (56%) Maximális (56%) Maximális (56%) Maximális (56%) 32% 32% 32% Maximális (53%) Maximális (53%) Maximális (53%)

H K F H K F H K F

Alakítás hőmérséklete

0C

{111} síkon

0.52

1.49

0.90

0

0.26

1.53

o

0.55

1.40

2.55

0.94

0.23

o

1.46

0.89

0

0.30

1.64

o

-40 C -40 C -40 C

1.13

0.85

0.58

1.10

0.97

o

0.59

0.61

1.11

0.75

2.45

o

0.77

1.08

0.81

1.51

1.39

o

1.54

0.61

0

0.46

1.53

o

0.07

0.75

5.31

1.21

0

o

1.17

0.68

0.55

1.18

1.08

o

1.14

2.31

0

0

0

-196 C -196 C -196 C -196 C -196 C -196 C

1.Táblázat A „B” jelű acél esetében az ausztenit fázisra vonatkozó textúra mérőszámokat Alakítás mértéke

Metszet

Alakítás hőmérséklete

32% 32% 32% Maximális (53%) Maximális (53%) Maximális (53%)

H K F H K F

-196oC -196oC -196oC -196oC -196oC -196oC

A textúrásság mérőszámai az α’ fázisra {110} {200} {211} {220} síkon síkon síkon síkon 0.61 0.80 2.15 0.09 1.09 0.30 0.88 1.45 1.22 0 0.90 0.79 0.49 1.99 2.15 0.43 0.96 0.49 1.06 1.65 1.39 0 0 1.89

2.Táblázat A „B” jelű acél esetében az α' martenzitre vonatkozó textúramérőszámok

90

A textúrásság mérőszámai a γ fázisra {111} {200} {220} {311} {222} síkon síkon síkon síkon síkon 0,74 0,89 1,92 1,23

Alakítás mértéke

Metszet

Alakítás hőmérséklete

20%

H

RT

30%

H

RT

0,89

1,36

0,02

1,54

-

40%

H

RT

0,64

0,98

2,26

1,18

-

50% Maximális (69%)

H

RT

0,55

1,25

2,10

1,18

-

H

RT

0,41

1,21

2,75

1,18

-

Maximális (72%)

H

40°C

0,48

1,09

2,65

1,21

-

Maximális (62%)

H

80°C

0,53

1,06

2,42

1,26

-

Maximális (47%)

H

120°C

0,71

1,06

1,90

1,11

-

Maximális (45%)

H

140°C

0,59

0,81

2,71

1,20

-

Maximális (41%)

H

160°C

0,71

0,83

2,07

1,27

-

3.Táblázat Az „A” jelű acél esetében az ausztenit fázisra vonatkozó textúramérőszámok Alakítás mértéke

Metszet

Alakítás hőmérséklete

20% 30% 40% 50% Maximális (69%) Maximális (72%) Maximális (62%) Maximális (47%) Maximális (45%) Maximális (41%)

H H H H H H H H H H

RT RT RT RT RT 40°C 80°C 120°C 140°C 160°C

A textúrásság mérőszámai az α’ fázisra {110} {200} {211} {220} síkon síkon síkon síkon 1,34 0,28 0,39 1,33 0,36 0,38 1,21 0,76 0,53 1,15 0,62 0,76 0,98 1,04 1,03 1,14 0,76 0,72 1,35 0,23 0,38 1,39 0,21 0,28 1,27 0,37 0,55 1,37 0,17 0,36

4.Táblázat Az „A” jelű acél esetében az α' martenzitre vonatkozó textúramérőszámok

20 20

H K

Maximális (29%) Maximális (29%)

α’-martenzit (%) 21,13 0,60

20

F

Maximális (29%)

1,27

0

98,73

0 0

H K

Maximális (38%) (1. sorozat) Maximális (38%) (1. sorozat)

2.04 0.71

0 0

97.96 99.29

0

F

Maximális (38%) (1. sorozat)

1.09

0

98.91

0 0

H K

28 28

1,44 1,15

0 0

98,56 98,85

0

F

28

1,11

0

98,89

0 0

H K

Maximális (33%) Maximális (33%)

2,64 0,99

0 0

92,24 99,01

0

F

Maximális (33%)

1,46

0

98,54

-20 -20

H K

23 23

2,59 1,40

0 0

97,41 98,60

Alakítás hőmérséklete Metszet

Alakítás mértéke

ε-martenzit (%) 0 0

γ (%) 78,87 99,4

91

-20

F

23

2,34

0

97,66

-20 -20 -20

H K F

28 28 28

8,73 3,66 13,03

1,56 1,37

89,71 96,34 85,61

-20 -20

H K

Maximális (33%) Maximális (33%)

23,46 7,6

2,27 4,79

74,27 87,61

-20

F

Maximális (33%)

7,02

0,54

92,44

-40 -40 -40

H K F

Maximális (53%) (1. sorozat) Maximális (53%) (1. sorozat) Maximális (53%) (1. sorozat)

62.40 16.74 39.48

1.66 2.46 0

35.94 80.80 60.52

-40 -40

H K

27 27

30,52 10,76

3,82 2,86

65,66 86,38

-40

F

27

26,37

4,05

69,58

-40 -40 -40

H K F

Maximális (31%) Maximális (31%) Maximális (31%)

25,79 10,75 38,69

4,19 4,98 5,08

70,02 84,27 56,24

-60 -60

H K

21 21

18,85 11,36

4,82 3,96

76,33 84,68

-60

F

21

20,68

7,31

72,01

-60 -60 -60

H K F

27 27 27

39,74 16,16 37,04

3,46 0 4,17

56,80 83,84 58,79

-60 -60

H K

Maximális (32%) Maximális (32%)

60,15 23,09

6,95 16,89

32,89 60,02

-60

F

Maximális (32%)

55,56

4,55

39,89

-80 -80 -80

H K F

20 20 20

40,09 19,14 33,37

0 5,66 10,64

59,91 75,19 56

-80 -80

H K

26 26

54,86 26,35

15,26 2,14

29,88 71,50

-80

F

26

50,27

8,16

41,57

-80 -80 -80

H K F

Maximális (32%) Maximális (32%) Maximális (32%)

83,6 46,38 67,65

9,67 7,01 8,12

6,73 46,61 24,23

-100 -100

H K

20 20

34,32 22,26

5,74 16,15

59,93 61,59

-100

F

20

37,14

10,16

52,70

-100 -100 -100

H K F

26 26 26

57 30,67 54,88

7,96 13,63 7,62

35,04 55,71 37,50

-100 -100

H K

Maximális (30%) Maximális (30%)

92,13 54,28

0 8,41

7,87 37,32

-100

F

Maximális (30%)

71,42

4,15

24,44

-120 -120 -120

H K F

17 17 17

20,08 16,06 23,51

13,44 9,79 7,64

66,47 74,15 68,85

92

-120 -120

H K

23 23

61,01 31,94

10,62 23,73

28,37 44,33

-120

F

23

55,48

6,73

37,79

-120 -120

H K

Maximális (29%) Maximális (29%)

92,57 40,32

0 24,14

7,43 35,54

-120

F

Maximális (29%)

82,18

7,06

10,76

-196 -196

H K

8 (1. sorozat) 8 (1. sorozat)

16.61 13.10

12.14 19.86

71.25 67.04

-196

F

8 (1. sorozat)

17.22

9.20

73.58

-196 -196

H K

16 (1. sorozat) 16 (1. sorozat)

60.12 30.06

8.60 13.82

31.28 56.12

-196

F

16 (1. sorozat)

54.27

5.24

40.49

-196 -196

H K

Maximális (30%) (1. sorozat) Maximális (30%) (1. sorozat)

87.94 49.11

2,45 12.11

9,61 38.78

-196

F

Maximális (30%) (1. sorozat)

93.02

3.14

3.84

5.Táblázat A KO36.os acél fázismennyiség értékei A textúrásság mérőszámai a γ fázisra {111} {200} {220} {311} {222} síkon síkon síkon síkon síkon 0.58 2.13 1.08 0.72 0.92

Alakítás mértéke

Metszet

Alakítás hőmérséklete

-

H

-

-

K

-

0.99

0.84

0.68

1.33

1.21

-

F

-

0.76

1.31

0.56

1.30

1.72

-

H

-

1,37

0,75

0,44

0,75

0,75

-

K

-

1,49

0,09

0,65

0,90

1,31

-

F

0,96

1,00

1,25

0,96

0,99

Maximális (29%)

H

20oC

0,22

1,32

3,99

0,95

0,34

1,53

1,01

0,00

0,17

1,14

1,18 1.47

0,92 3.79

0,56 0.97

0,91 0.02

o

Maximális (29%)

K

20 C

Maximális (29%)

F

20oC

Maximális (38%)

H

o

0C

1,11 0.22

Maximális (38%)

K

0oC

1.27

0.51

0.32

1.03

1.76

F

o

0C

1.49

0.98

0

0.15

1.58

Maximális (33%)

H

o

0C

1,49

3,52

0,90

0,00

K

0oC

0,32

Maximális (33%)

1,00

0,00

0,16

1,27

F

0oC

1,52

Maximális (33%)

1,00

1,23

1,06

0,76

0,78

28%

H

0oC

1,20

2,54

1,07

0,43

K

0oC

0,58

28%

1,05

0,00

0,25

1,25

F

0oC

1,47

28%

0,99

1,11

1,14

0,73

1,22

Maximális (33%)

H

1,43

3,44

1,03

0,44

K

-20 C -20oC

0,26

Maximális (33%)

0,00

0,00

0,24

1,75

F

-20oC

1,88

Maximális (33%)

1,18

1,07

0,48

0,79

0,97

0,56

1,66

1,39

1,18

0,84

1,48

0,88

0,00

0,36

1,44

Maximális (38%)

o

o

28%

H

-20 C

28%

K

-20oC

93

28%

F

-20oC

1,03

1,11

1,00

0,92

0,61

23%

H

-20oC

1,19

1,63

0,77

0,87

K

-20oC

0,86

23%

1,13

0,00

0,27

1,23

F

-20oC

1,43

23% Maximális (53%)

H

-40oC

1,15 0.23

1,17 1.93

0,70 2.99

0,64 0.93

0,85 0

Maximális (53%)

K

-40oC

0.96

0.60

0.73

1.56

1.54

1.24

1.49

0

0.21

1,59

0,44

1,30

2,62

1,28

0,39

0,61

1,98

0,00

0,70

3,52

0,93

1,62

0,61

0,66

1,13

0,60

1,51

1,45

1,31

0,61

1,52

0,86

0,00

0,30

1,40

1,06

1,48

0,74

0,52

0,76

Maximális (53%)

F

o

-40 C o

Maximális (31%)

H

-40 C

Maximális (31%)

K

-40oC

Maximális (31%)

F

-40oC

27%

H

o

-40 C o

27%

K

-40 C

27%

F

-40oC

Maximális (32%)

H

1,39

2,37

1,40

0,96

K

-60°C -60°C

0,35

Maximális (32%)

1,46

1,02

0,00

0,26

1,41

Maximális (32%)

F

-60°C

0,88

1,46

0,85

0,67

1,61

27%

H

-60°C

0,46

1,06

3,21

1,03

0,66

27%

K

-60°C

1,51

0,86

0,00

0,29

1,49

27%

F

-60°C

0,87

0,88

1,92

0,90

0,99

21%

H

-60°C

0,61

1,16

2,38

1,10

0,55

21%

K

-60°C

1,55

0,78

0,00

0,34

1,33

21%

F

-60°C

0,96

1,54

0,62

0,74

0,91

Maximális (32%)

H

2,22

2,01

1,52

0,00

K

-80 C -80oC

0,14

Maximális (32%)

0,99

0,00

0,26

1,49

F

-80oC

1,46

Maximális (32%)

0,94

0,79

1,91

0,72

1,24

0,44

1,39

2,49

1,31

0,23

1,55

0,78

0,00

0,30

1,36

0,88

1,21

1,42

0,76

1,06

0,68

1,14

1,95

1,25

0,45

1,53

0,78

0,00

0,42

1,23

0,72

0,79

2,18

1,21

1,08

0,11

1,69

3,41

1,30

0,00

1,45

0,96

0,00

0,21

1,83

0,95

0,81

1,09

1,38

0,75

0,37

1,65

2,95

0,96

0,00

1,55

0,80

0,00

0,24

1,55

0,99

1,51

0,85

0,54

0,92

0,66

1,01

1,90

1,38

0,83

1,50

0,82

0,00

0,45

1,26

o

o

26%

H

-80 C

26%

K

-80oC

26%

F

-80oC o

20%

H

-80 C

20%

K

-80oC

20%

F

-80oC

Maximális (30%)

H

Maximális (30%)

K

-100oC -100oC

Maximális (30%)

F

-100oC

26%

H

-100oC

26%

K

-100oC

26%

F

-100oC

20%

H

-100oC

20%

K

-100oC

20%

F

-100oC

Maximális (29%)

H

Maximális (29%)

K

0,89

1,40

1,07

0,80

0,87

o

0,11

1,28

4,47

1,10

0,00

o

1,41

1,16

0,00

0,19

1,48

-120 C -120 C

94

Maximális (29%)

F

23%

H

23%

K

23%

F

17%

H

17%

K

17%

F

30%

H

30%

K

30% 16%

-120oC

0,96

0,81

2,54

0,20

1,34

o

0,50

1,33

1,92

1,51

0,47

o

1,50

0,83

0,00

0,41

1,30

o

0,93

1,21

1,29

0,85

0,63

o

0,69

0,91

2,51

0,94

1,00

o

1,49

0,79

0,00

0,43

1,50

o

-120 C -196oC

0,91 0.02

1,45 2.54

0,95 2.99

0,79 0

0,80 2.32

-196oC

-120 C -120 C -120 C -120 C -120 C

F

0.94

0

0

3.39

0

o

1.21

1.28

0

1.08

0

o

1.15

0.79

1.41

0.70

0.51

o

-196 C

H

-196 C

16%

K

-196 C

0.96

0.82

0.81

1.30

1.39

16%

F

-196oC

1.29

1.06

0

0.49

1.90

8%

H

-196oC

8%

K

8%

0.71

1.25

1.49

1.14

0.98

o

0.96

0.99

0.80

1.18

1.16

o

1.15

1.14

0.19

0.78

1.45

-196 C

F

-196 C

6.Táblázat A KO36-os acél textúramérőszámai ausztenit fázisra Alakítás mértéke

Metszet

Alakítás hőmérséklete

A textúrásság mérőszámai az α’ fázisra

-

H

-

{110} síkon 1.66

-

K

-

0

0

0

0

-

F

-

1.66

0

0

0

-

-

Maximális (38%)

H

0oC

1,67 0.29

0,00 3.48

0,00 2.19

0,00 0

Maximális (38%)

K

0oC

1.66

0

0

0

F

o

0C

1.66

0

0

0

Maximális (29%)

H

o

20 C

10,04

0,00

0,00

K

20oC

0,00

Maximális (29%)

0,00

0,00

0,00

F

20oC

1,67

Maximális (29%)

1,67

0,00

0,00

0,00

Maximális (33%)

H

o

0C

2,96

2,42

0,00

K

0oC

0,30

Maximális (33%)

0,00

0,00

0,00

F

0oC

1,67

Maximális (33%)

1,12

0,00

1,52

0,00

28%

H

o

0C

0,00

1,05

5,56

K

0oC

0,51

28%

0,00

0,00

0,00

F

0oC

1,67

28%

1,67

0,00

0,00

0,00

Maximális (33%)

H

2,77

1,88

0,72

K

-20 C -20oC

0,43

Maximális (33%)

0,00

0,00

0,00

F

-20oC

1,67

Maximális (33%)

1,27

0,43

0,88

0,08

28%

H

-20oC

1,20

1,59

1,39

K

-20oC

0,70

28%

1,67

0,00

0,00

0,00

Maximális (38%)

o

{200} síkon 0

{211} síkon 0

{220} síkon 0

95

28%

F

-20oC

0,96

0,92

1,53

0,00

23%

H

-20oC

0,00

0,00

0,00

K

-20oC

1,67

23%

0,00

0,00

0,00

F

-20oC

1,67

23% Maximális (53%)

H

-40oC

1,26 0.63

0,00 1.93

1,12 1.71

0,00 0.67

Maximális (53%)

K

-40oC

1.05

0.71

0.73

1.63

1.43

0

0.21

1.12

0,68

2,11

1,73

0,10

1,33

0,00

0,44

1,30

1,06

0,35

0,85

1,70

0,88

1,15

1,41

0,62

1,44

0,00

0,33

0,79

1,21

0,45

0,80

0,69

Maximális (53%)

F

o

-40 C o

Maximális (31%)

H

-40 C

Maximális (31%)

K

-40oC

Maximális (31%)

F

-40oC o

27%

H

-40 C

27%

K

-40oC

27%

F

-40oC

Maximális (32%)

H

1,55

1,81

0,68

K

-60°C -60°C

0,66

Maximális (32%)

1,42

0,00

0,35

0,85

Maximális (32%)

F

-60°C

1,08

0,66

0,90

1,12

27%

H

-60°C

0,71

1,35

1,88

0,40

27%

K

-60°C

1,38

0,00

0,46

0,88

27%

F

-60°C

0,93

0,55

1,49

0,80

21%

H

-60°C

0,84

1,70

1,40

0,33

21%

K

-60°C

1,45

0,00

0,60

0,00

21%

F

-60°C

1,10

0,68

0,93

0,88

Maximális (32%)

H

0,78

1,34

1,63

0,53

Maximális (32%)

K

1,37

0,00

0,33

1,24

0,93

0,78

1,34

0,89

0,77

1,47

1,63

0,49

1,38

0,00

0,44

0,93

1,04

0,71

1,10

0,83

0,86

1,27

1,49

0,45

1,33

0,00

0,56

0,94

0,76

1,04

1,71

0,83

0,55

1,51

1,12

3,27

1,42

0,00

0,25

1,10

1,09

0,50

0,99

0,95

0,74

2,02

1,47

0,42

1,35

0,00

0,52

0,91

1,18

0,64

0,76

0,73

0,96

0,87

1,38

0,47

1,34

0,00

0,53

0,99

Maximális (32%)

F

o

-80 C -80oC o

-80 C o

26%

H

-80 C

26%

K

-80oC

26%

F

-80oC

20%

H

-80oC

20%

K

-80oC

20%

F

-80oC

Maximális (30%)

H

Maximális (30%)

K

-100 C -100oC

Maximális (30%)

F

-100oC

26%

H

-100oC

26%

K

-100oC

26%

F

-100oC

o

o

20%

H

-100 C

20%

K

-100oC

20%

F

-100oC

Maximális (29%)

H

Maximális (29%)

K

1,07

0,69

1,01

0,84

o

0,67

1,39

1,92

0,55

o

1,41

0,06

0,24

1,13

-120 C -120 C

96

Maximális (29%)

F

23%

H

23%

K

23%

F

17%

H

17%

K

17%

F

30%

H

30%

K

-120oC

0,85

0,85

1,47

1,01

o

0,94

1,08

1,44

0,21

o

1,28

0,00

0,63

1,12

o

1,04

0,72

1,04

0,95

o

0,98

1,19

1,27

0,24

o

1,32

0,00

0,66

0,80

o

-120 C -196oC

1,12 0.89

0,50 1.39

0,92 1.20

0,92 0.79

-196oC

1.14

0.66

0.74

1.04

-120 C -120 C -120 C -120 C -120 C

o

30%

F

-196 C

1.37

0.06

0.28

1.29

16%

H

-196oC

16% 16% 8% 8% 8%

K F H K F

0.30

1.72

2.38

1.53

o

1.05

0.99

0.85

1.01

o

1.29

0

0.70

0.87

o

1.04

1.12

1.01

0.44

o

1.05

1.22

0.69

1.11

o

1.40

0

0.72

0

-196 C -196 C -196 C -196 C -196 C

7.Táblázat A KO36-os acél textúramérőszámai α’ martenzit fázisra

97