ALAKVÁLTOZÁS INDUKÁLTA MARTENZITES ÁTALAKULÁS AUSZTENITES Cr-Ni ACÉLOKBAN

Átírás

1 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 27. Tudományos vezető: Dr. Mertinger Valéria PhD

2 TARTALOMJEGYZÉK TARTALOMJEGYZÉK...2 BEVEZETÉS MARTENZITES ÁTALAKULÁS A MARTENZITES ÁTALAKULÁS TERMODINAMIKÁJA A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS A KÜLSŐ FESZÜLTSÉG Az átalakuláshoz szükséges kritikus erő meghatározása A martenzites átalakulás indukálta képlékenység (TRIP) jelensége és a martenzites átalakulás okozta szilárdságnövekedés A MARTENZITES ÁTALAKULÁS KINETIKÁJA ÉS MARTENZITCSÍRA KÉPZŐDÉSE A MARTENZITES ÁTALAKULÁS LEHETSÉGES MÓDJAI CR-NI AUSZTENITES ACÉLOKBAN A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS EGYÉB TULAJDONSÁG KAPCSOLATA TEXTÚRA A FÉMEKBEN KIALAKULÓ TEXTÚRA TEXTÚRA MÉRÉSÉRE ALKALMAZOTT RÖNTGENDIFFRAKCIÓS MÓDSZEREK A MARTENZITES ÁTALAKULÁS ÉS A TEXTÚRA KAPCSOLATA KÍSÉRLETI MÓDSZEREK ÉS ANYAGOK VIZSGÁLATI ANYAGOK SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK RÖNTGENDIFFRAKCIÓS MÉRÉSEK FÁZISMENNYISÉG VIZSGÁLATOKHOZ METALLOGRÁFIAI VIZSGÁLATOK MÁGNESES VIZSGÁLATOK TEXTÚRA VIZSGÁLATOK KÍSÉRLETI EREDMÉNYEK A SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK EREDMÉNYEI A FÁZISMENNYISÉG MEGHATÁROZÁS EREDMÉNYEI A fázismennyiség meghatározása az A és B jelű acélokban Röntgendiffrakcióval történő meghatározás Kvantitatív metallográfiai módszerrel történő meghatározás Mágneses módszerrel történő meghatározás A fázismennyiség meghatározása a KO36-os jelű acélban Röntgendiffrakcióval történő meghatározás Mágneses módszerrel történő meghatározás A SZAKÍTÓVIZSGÁLATOK ÉS A FÁZISMENNYISÉG MÉRÉSEK EREDMÉNYEINEK ÖSSZEGZÉSE: A TEXTÚRA MÉRÉSEK EREDMÉNYEI A textúrára vonatkozó eredmények az A jelű acélra A textúrára vonatkozó eredmények a B jelű acélra A textúrára vonatkozó eredmények a KO36-os acélra Textúra eredmények a KO36 jelű acélra az első mérési sorozatban Textúra eredmények a KO36 jelű acélra a második mérési sorozatban A KO36 jelű acélról készített pólus ábrák A TEXTÚRA EREDMÉNYEK ÖSSZEGZÉSE ÖSSZEGZÉS IRODALOMJEGYZÉK JELÖLÉSEK JEGYZÉKE KÖSZÖNETNYILVÁNÍTÁS FÜGGELÉK...9 2

3 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: Megvizsgálni az alakítási paramétereknek (hőmérséklet, feszültség) a saválló ausztenites acélokban végbemenő fázisátalakulásokra kifejtett hatását. Meghatározni az ausztenit, az α martenzit, ε martenzit mennyiségének a változását az alakítás hőmérsékletének és a mértékének függvényében. Megvizsgálni a hidegalakítás törvényszerű velejárójának az alakítási textúrának és a fázisátalakulásnak az egymásra kifejtett hatását. Jellemezni a kialakult fázisok textúráját, és az abban bekövetkező változást az alakítás hőmérsékletének és mértékének hatására. 3

4 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. 91 C on γ vas (ausztenit) képződik. A γ vas felületen középpontos kockarácsú. Az utolsó szilárd állapotú fázisátalakulás melegítéskor a γ α(δ) átalakulás 14 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 Fe 3 C (cementit) fázisokra bomlanak. A martenzites átalakuláskor nem beszélhetünk erről. A martenzites átalakulás egy kijelölt M s (martenzit képződés kezdő) hőmérsékleten kezdődik. Ez a hőmérséklet a γ-α átalakulás hőmérséklete (A 3 ) alatt (tiszta vas esetén 7 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 M f 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 T 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

5 (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: 1 3 (111) ausztenit (11) α martenzit ábra A Kurdjumov-Sachs összefüggés az ausztenit és az α martenzit között 1 3 ( 111) γ (11) α ' [11] γ [111] α ' (1.1) Nishiyama szerint Fe-3%Ni acélokban: 111) γ (11) (1.2) ( α ' [112] γ [11] α ' A párhuzamos irány eltérés a KShoz képest kb 5 o. Greninger-Troiano szerint nikkelacélokban (22%Ni-.8%C) (1.3) ( 111) γ (11) α ' [ 11] 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

6 1.1 A MARTENZITES ÁTALAKULÁS TERMODINAMIKÁJA kémiai szabadenergia szabadentalpia Mf Ms G γ α' Gγ µ To martenzit ausztenit hőmérséklet 1.2. ábra A szabadenergia változása a martenzites átalakulás során A 1.2. ábra sematikusan mutatja az ausztenit és a martenzit szabad entalpiájának a változását a hőmérséklet függvényében általános esetben [22, 26]. A T o az a hőmérséklet, ahol az ausztenit és a martenzit termodinamikailag egyensúlyban van. Az M s a martenzites átalakulás kezdő, míg az M f a befejező hőmérséklete. Az ausztenit és a martenzit fázisok szabadentalpia különbsége az M s hőmérsékleten adja a folyamat hajtóerejét. (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 M s 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 T o hőmérséklethez képest, csak a kellő túlhűlés után, az M s hőmérsékleten indulhat meg. A túlhűlés mértéke annál nagyobb, minél nagyobb a két kristályos szerkezet közötti különbség. Acélok esetén a különbség T o és M s között kb. 2 C. Az M s 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 M s -hez képest mért további túlhűlés abban a mértékben biztosítja az átalakulást, amilyen mértékben a mátrix és a termék szabadentalpiáinak különbsége az M s -nél mért különbséget meghaladja [2,3]. A szabadentalpia változás a martenzites átalakulás során leírható az γ α ' γ α ' NK γ α ' G = G K + G (1.4) összefüggés szerint, ahol γ α ' G K a kémiai szabadenergia-változás az átalakulás során (arányos a keletkezett martenzit mennyiségével), γ α ' G NK a nem kémiai szabadenergia-változás az átalakulás során, ami a felületi energiából és a rugalmas alakváltozásból adódik. (A nyomás szerepétől eltekintünk.) 6

7 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 Amikor külső feszültséget alkalmazunk az ausztenites szövetű próbán T 1 (M s és T o közötti) hőmérsékleten (1.3. ábra), a GMsγ µ GMsγ α' mechanikai hajtóerő (U) a GT1γ µ GT1γ α' feszültségnek köszönhetően hozzáadódik a kémiai U' γ α ' martenzit hajtóerőhöz ( G T 1 ), és a martenzites átalakulás annál a ausztenit kritikus feszültségnél kezdődik el, ahol a teljes Ms T1 To hőmérséklet hajtóerő megegyezik γ α ' G Ms -vel [22, 26]. A 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 ' γ α ' U ' = G Ms GT1 1.5) A mechanikai hajtóerő (U), függvénye a feszültségnek és az átalakult martenzit sík orientációjának, úgy, mint: U τγ + σε (1.6) kémiai szabadenergia szabadentalpia 1.4. ábra Az alkalmazott feszültség és a habitussík közötti kapcsolat = n Ahol τ a nyírófeszültség, ami az átalakulás nyírási iránya mentén a martenzit habitussíkjában hat, γ a nyírásból származó alakváltozás a feszültség nyírási irányában a habitussík mentén, σ a normál feszültségnek a habitussíkra merőleges komponense, és az ε n az átalakulásból származó tágulás. Amikor egy darabot, σ 1 értékű feszültséggel terhelünk, τ és σ kifejezhető egy bármilyen orientációjú martenzit síkra: τ = ( 1 2) σ 1( sin 2θ ) cosα (1.7) σ = ± ( 1 2) σ 1 ( 1+ cos 2θ ) (1.8) ahol σ 1 az alkalmazott feszültség abszolút értéke (húzás vagy nyomás), 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 (1.4. ábra). A plusz- és mínuszjel az egyenletben a húzásnak és a nyomásnak felelnek meg. 7

8 Az előző egyenletekből az alkalmazott σ 1 feszültség ismeretében a mechanikai hajtóerő következőképpen írható: ( 2) σ [ γ ( sin 2θ ) cosα ± ε ( 1 cos 2θ )] U = (1.9) Kísérleti eredmények bizonyítják, hogy a képlékeny alakváltozásnak erős hatása van a keletkezett martenzit mennyiségére. Az eredményeket a következő módon összegezhetjük: Ha az ausztenitet M s és M f hőmérsékletek közé hűtjük, akkor a keletkezett martenzit mennyisége az alakítással növelhető. Ha az ausztenitet valamely M s hőmérséklet fölé, de egy bizonyos M d <T hőmérséklet alá hűtjük, és külső feszültséggel terheljük az anyagot, akkor az ausztenit martenzitté fog átalakulni. M d hőmérséklet alatt a martenzit szabadenergiája kisebb, mint az ausztenit fázisé. A martenzit spontán képződésének az átalakulásból származó, a martenzit lemezek képződésével járó nagy rugalmas energia szab gátat. Az alkalmazott külső feszültségnek köszönhetően a rendszer képes ezt az energia gátat legyőzni, és így kisebb hajtóerő mellett átalakulni. Mivel az egyes martenzit lemezek, tűk képződéséhez jól definiálható feszültség tartozik, ezért az alakítás során alkalmazott feszültség komponensek közül lesz olyan, amely számos térfogatrészben elegendő lesz, hogy mechanikus úton "segítse" a rendszert a nukleációs gát leküzdésében. Így az M d hőmérséklet az a hőmérséklet, ami felett a kémiai hajtóerő olyan kicsi, hogy a martenzit nukleációját mechanikai úton sem lehet elérni, még a képlékeny alakváltozási tartományban sem. M s és M d között a martenzites átalakulás lehet ún. feszültség és alakváltozás indukálta. Amikor a martenzites átalakuláshoz szükséges feszültség alacsonyabb, mint ami a csúszáshoz kell, az ausztenitben feszültség segítette folyamat megy végbe. (σ γ α <σr ausztenit ). Amikor a csúszás az ausztenitben megelőzi a martenzit kialakulását az átalakulás alakváltozás indukálta [12] (σ γ α >σr ausztenit ). Ha M d hőmérséklet fölötti alakítást követően az átalakulás hűtés során megy végbe, akkor azt tapasztalták, hogy az M s értéke akár nőhet, de akár csökkenhet is. Az M s 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 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= és du = dθ ekkor a kritikus mechanikai hajtóerő a következőképpen írható: ' ' U = 1 2 σ γ sin 2θ ± ε 1+ cos 2 ' (1.1) [ ] ( ) ( ) ' 1 θ ahol σ 1 ' 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

9 Olson és Cohen megfigyelte, hogy ha a kémiai hajtóerő lineárisan csökken a hőmérséklet növekedésével az M s hőmérséklet fölött, akkor az M s és M s σ tartományokban (1.5. ábra) a kritikus feszültség lineárisan növekszik. M s σ fölött a martenzites átalakulás pl. T* hőmérsékleten σ b feszültség hatására megy végbe, miután az ausztenit képlékenyen alakváltozik. Ezen a hőmérsékleten az ausztenit képlékeny alakváltozása σ a feszültségen kezdődik. Amikor a σ b értéket elérjük, elkezdődik a martenzites átalakulás. σ b kisebb, mint a σ c érték, amely extrapolálással nyert elméleti érték a kritikus feszültség-hőmérséklet egyenesből. A σ c -σ b kritikus feszültség különbség az ausztenit képlékeny alakváltozásának köszönhető. Alkalmazott feszültség σ c σ b σ a Alakváltozás indukálta átalakulás Ausztenit képlékeny alakváltozása Feszültség indukálta átalakulás M s M s σ T * M d hőmérséklet 1.5. ábra A külső feszültség hatása az átalakulások jellegére 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 [2] 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

10 a b 1.6. ábra Termikus martenzit (a) és alakváltozás indukálta martenzit (b) A maradék ausztenit szilárdságnövelő szerepe 5.5-9% 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 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 2. típusú acélok. A választ mérésekkel egybevetett számítógépes modellezéssel adták meg: a jelentős nyúlásnövekedés annak köszönhető, hogy sikerül úgy megválasztani az átalakulás mértékét M s és M d hőmérsékletek között, hogy a martenzit kialakulása elnyomja a befűződés megjelenését. Az átalakulás mértéke pedig jellemzően a feszültség indukálta martenzit szilárdságától függ. 1) 2) 3) A B A A F M 5µm 5µm 5µm 1.7. ábra A TRIP acélok három típusa mikroszerkezet szerint A-ausztenit, M-martenzit, B-bénit, F-ferrit M M M M Tamura mérései során is hasonló következtetésre jutott, ő metastabil ausztenites acél ötvözetek esetén tanulmányozta a TRIP jelenséget (1. típus). Az átalakulási és a szilárdsági tulajdonságokat vizsgálta szakítókísérlet alatt. Alacsony teszthőmérséklet esetén az átalakulás megkezdődött az M d hőmérsékleten, amely 4 Ckal M s fölött van. M s hőmérsékleten 8% martenzit alakult ki. Tipikus TRIP viselkedés: a teszthőmérséklet csökkenésével a megnyúlás rohamosan növekszik, de csak M d alatti hőmérsékletektől. Maximális értéket ér el -1 C körül, 1

11 majd csökken. A nyúlásnövekedést a deformáción keresztül a martenzites átalakulás okozza. Három lehetséges okot kell figyelembe venni a nyúlás hőmérséklet függésekor: Először, M d hőmérséklet alatt azok a martenzit-variánsok jönnek létre, amelyek hozzájárulnak a darab megnyúlásához. Amint a kémiai hajtóerő az M s közeli hőmérsékleten kellően nagy, minden variáns kialakulhat. Ez a véletlenszerű viselkedés kisebbíti a megnyúlást. Majdnem minden martenzites átalakulás, amely M s alatt megy végbe nem feszültség indukált. Ezért a megnyúlást csak a plasztikus deformáció okozhatja, és ezért ez az alakváltozás általában kicsi. 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. 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 1 és társa [19]. A szerző úgy találta, AISI 34 hogy a metastabil ausztenites acélban AISI 34/Cu Angel adatai alakváltozás alatt a keményedés mértéke szoros kapcsolatban áll az 5 alakváltozás indukálta martenzit mennyiségével. A szakítószilárdság az AISI 34 acél esetén nagyobb, mint a Cu-zel ötvözött AISI 34 acél esetén, amely egyértelműen a nagyobb α martenzit tartalomnak köszönhető (1.8. Nyúlás ábra). Az α martenzit képződésének a 25 hatása a keményedés egyes szakaszaira AISI 34 a következő: mechanikai ikrek AISI 34/Cu képződése történik kis feszültségeknél; az α képződés és növekedés közepes 15 feszültségeknél; képlékeny alakváltozás és dinamikus újrakristályosodás α -ban nagy 5 feszültségeknél. Martenzit mennyiség [%] Szakító szilárdság [N/mm2] Nyúlás 1.8. ábra A martenzit mennyiség és a szakítószilárdság a nyúlás függvényében Byun és társai [18] szerint a keményedési viselkedés az alakváltozási mikroszerkezetben történő változásokkal magyarázható. 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 4 C körül eléri a legalacsonyabb értékét. Szobahőmérséklet alatt a keményedési viselkedés két lépcsőben mutatkozik: gyors csökkenés kis nyúlásnál (3-2%), 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. 11

12 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 -8 C hatását tükrözi: -5 C alakváltozás indukálta -25 C martenzites átalakulásét és 12 C a képlékeny alakváltozást. 25 C A szilárdságban 9 95 C bekövetkező növekedés, és a görbék alakjában történő C 16 C változás tükrözi az 3 alakváltozás indukálta martenzit megnövekedett hozzájárulását a..2.4 Nyúlás.6.8 folyamatokhoz. -8 C és 16 C között az 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 [1] vizsgálatai Feszültség [MPa] Feszültség, N/mm o C -7 o C 3-5 o C -3o C +1 o C +58 o C 6 9 Nyúlás, % -1 o C 1.1. ábra Az átalakulás hatása az alakváltozási tulajdonságokra 12 saválló acélok esetén hasonló szilárdsági tulajdonságokat eredményeztek (1.1.ábra), s a különböző fázisok kialakulásával valószínűsíti ezt a fajta viselkedést. A szobahőmérséklettől magasabb hőmérsékleteken (5-6 o C-on) az alakítás hatására az ausztenit felkeményedik o C körül valószínűleg az ε megjelenésének köszönhetően a keményedés mértéke magasabb lesz és a nyúlás igen erősen megnövekszik. Az alacsonyabb hőmérsékleti tartományokban ( o C) az α' martenzit közvetlenül az ausztenitből jön létre, s ekkor a keményedésben igen erős növekedést tapasztalt. 12

13 Keményedés, a Valódi feszültség, ábra A keményedés változása a valódi feszültség függvényében -196 C-on Weiß és társai 8 különböző acélt vizsgáltak C-on, és az acélok egy részénél tapasztalták a szakítógörbék szigmoid jellegét. A keményedési görbéken ilyenkor egy minimumot követően egy maximum található [42]. A nyúlás értéke a minimum pontnál a nikkel tartalomtól függően változott, de a maximum helye nem. A görbe alakját a martenzitek kialakulásával a következő módon hozták összefüggésbe (1.11. ábra): Az ε martenzit kialakulása a minimum pont előtt megkezdődik. A minimum 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 M s hőmérséklet emelkedik az alakítással, a martenzit olyan alakot mutat, mint azok a martenzitek, amelyek magasabb M s 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, M s -n kezdődik. Számos empirikus egyenlet kifejezi az M s -t az összetétel függvényében [11]. Az atermás mód elsősorban a karbon acélokra és az alacsony ötvözésű acélokra jellemző. M s -től kezdődően a martenzit mennyisége nő a hőmérséklet csökkenésével. Az M s környezetét és az átalakulás későbbi állapotait kivéve, ahol a martenzit tartalom meghaladja a 6-7%-ot, a martenzit hányad közelítőleg a túlhűtés fokának egy lineáris függvénye. 13

14 Martenzit% Martenzit% Hőmérséklet Izotermás Idő M b M s Burst ábra A martenzites átalakulás kinetikája reakció kinetika a Fe-Ni, Fe-Ni-C ötvözetek átalakulását kíséri. Az izotermás mód esetén az átalakulás az idő függvényében zajlik le egy állandó hőmérsékleten. Az átalakulás sebessége kezdetben lassú, de 1-5 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 szükséges idő csökken, amint a hőmérséklet csökken, a C görbe csúcsánál elér egy 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 alakult ki hűtés közben. Az izotermás átalakulás Fe-Ni-Mn, Fe-Ni-Cr ötvözetekre jellemző [11]. A harmadik módszer szerint az átalakulás egy lökésszerű, robbanásszerű formában kezdődik, például abszolút o C hőmérsékleten. A martenzit mennyisége, amely a burst hőmérsékleten, M b -n alakul ki néhány százaléktól több mint 5%-ig változhat. Az idő intervallum, amelyben a burst alakban a lemezek nagy része kialakul 1µs nagyságrendű. Ez a láncreakció az autokatalízis extrém formája. A burst reakció a próba melegedését okozhatja, amely megakadályozza a további átalakulást. Az átalakulás a burst után vagy atermás vagy izotermás [11]. A burst 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 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

15 Külső hiba keletkezhet, amikor ilyen diszlokáció két egymást követő sűrű síkon megy végig így eredményezve egy fcc iker hibát. C B A C B A C B A Normál fkk rácsbeli rétegződés A C B A C A C B A Belső hiba B A C B C A C B A Külső hiba ábra A felületen középpontos kockarácsban a rétegződési hiba szerkezetek rétegződési sorrendje 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 keletkezésének. Egy speciális esetben az fcc-hcp átalakulásnál Fe-Cr-Ni ötvözetben a spontán martenzit embrió keletkezésekor az M s hőmérsékleten a hiba négy vagy öt megfelelő távolságú rácsdiszlokációból áll. A szerzőpáros később ezt az elméletét kiterjesztette fcc-bcc és egyéb átalakulási 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. 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 (1) ε (1.11) [1]γ [112] ε Ezt a kristálytani kapcsolatot nikkel-króm acélban több szerző [6,7] is megerősítette ábra A hcp szerkezet kialakulása az fcc-hcp átalakuláskor Az ilyen reverzibilis átalakulást mutató ötvözetek M s hőmérséklete a rétegződési hiba energiájának negatívvá válásánál van. Ebből következik, hogy az ilyen átalakulás nem lehet nagy rétegződési hiba 15

16 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 A szakirodalomban az ausztenites acélok martenzites átalakulási mechanizmusára számos elképzelés és mérési eredmény látott napvilágot. Bár a 18/8-as saválló acél általában ausztenites, 1 bizonyos körülmények között martenzitek alakulhatnak ki, melyek nagyban befolyásolják 8 az acél mechanikai tulajdonságait. Ebben az ötvözetben bcc martenzit és hcp martenzit is 6 γ előfordulhat. A hcp martenzitet ε martenzitnek hívják a magas Mn tartalmú acélötvözetekben Fázisok mennyisége [%] α' γ α γ α' α' ε Cr [%] Ni [%] a α ε Cr [%] Ni [%] b ε α' γ ε γ ε ε ábra Az M s hőmérséklet (a), és a jelenlévő fázisok térfogatarányának (b) változása az ötvöző tartalom függvényében előforduló martenzithez hasonlóan. Schumann és Fricks [7] különböző Ni és Cr tartalmú ötvözetek M s hőmérsékletét és a jelenlévő fázisok térfogatarányát mérték (1.15 ábra). 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 -1 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

17 -6 Schumann kvaternér Fe-Mn-Cr- Ni -8 rendszerben széles -1 γ ε koncentrációtartomán y-ban vizsgálta az ε -12 tulajdonságait és a -14 γ α' Mn os illetve Cr Ni 1% 2% 3% 4% 5% 6% acélokhoz hasonló -16 tulajdonságokat -18 M γ α' tapasztalt- az ε mindig s 1% 2% 3% 4% közbülső fázis volt a -2 γ α átalakulás során, nem tapasztalt direkt γ α folyamatot ábra A γ α és a γ ε átalakulások C görbéi Nishiyama [7] szintén vizsgálta a 34 típusú acél átalakulásait 6 különböző hűtési és alakítási körülmények között és a szerkezetet elektronmikroszkóppal vizsgálta (1. Táblázat): Hőmérséklet [ C] Minta Hűtés módja Hőmérséklet Nyúlás (%) Martenzit A Kemencében Szoba 3 Nincs B Kemencében Szoba 7 ε C Kemencében -195 C Nincs D Kemencében -195 C 3.6 ε E Kemencében -195 C 7 ε+α F Edzés -195 C ε+α 1. Táblázat Nishiyama kísérleti eredményei [7] 1.17 ábra 34 típusú acél elektronmikroszkópos képe kemencében való hűtés és szobahőmérsékletű alakítás után. a)3% alakítás-rétegződési hibák és díszlokációk, b)7% alakítás- ε lemezek 17

18 a b 1.18 ábra 34 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 1.19 ábra 34 típusú acél elektronmikroszkópos képe vízben majd -195 C-ra való hűtés után. A és B ε lemezek közöttük, 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 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 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 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

19 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: ( ) γ ( 1) ε γ és [ ] [ ] ε 11 (1.12) Az α rács kialakulását az ε-ból Mangonon és Thomas [9] a következőképpen írta le (1.2 ábra). A hcp szerkezetet az (1) síkban levő kitöltött körrel jelölt atomok mutatják, a (2) síkban levő atomokat, üres kör jelöli. Amikor az üres körrel jelölt pozícióban lévő atomok a /12) 211 (az fcc rácsban használt jelöléssel megegyezően az egyszerűség γ 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 {11} 11 rendszerrel. Zener bemutatta, hogy a bcc szerkezetben az atommozgások ezen irány mentén jelentéktelen ellenállásba ütköznek, ha az atomok elhelyezkedése sűrű térkitöltésű. [11]α [111]γ [1]ε kéttengelyű nyomófeszültség rendszert alkalmazhatunk a A ( ) ( 111 α γ γ 11 ) vonalai szintén láthatóak a 1.2 ábra szerint. Azért, hogy megkapjuk az aktuális bcc szerkezetet, a hcp szerkezet deformálása szükséges az {111}γ síkban, a legfontosabb 211, 11 γ γ irányokban és a 1 mentén. 111 ( ) ε γ Az eredményezett legfontosabb torzulás -,819 valamint -,126 és -,242, ahogy a 1.21 ábra mutatja. Ezek az alakváltozások megvalósíthatók, ha 211, 11 irányok mentén a γ γ hcp szerkezetre vonatkozóan, lásd az 1.21 ábra a részét. Ez azt sugallja, hogy további irányú nyomófeszültség szükséges a alakváltozás a c =1.63 a [1-1]α [-211]γ [1-1]ε [1]α [1-1]γ [11-2]ε a tkk rács vonalai atomok a (2) síkban atomok a (1) síkban az (11)α sík vonalai 1.2 ábra Az atom mozgás a hcp bcc átalakulás során [9] irányú nyomófeszültségen felül. Bár a nyomó γ 211 irányban háromszor nagyobb, mint a 111 irányban, az utóbbi talán γ γ elérhető csak a 211 irányú nyomófeszültség alkalmazásával. Ez kézenfekvő lehet, mivel a γ c/a arány az ε-ban ideális. Ebben a helyzetben az atomok sűrű térkitöltésűek. γ 19

20 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 [1]ε =σ [111]γ [1]ε=[111]γ [112] σ [11]ε = 12 V/2 atom=23.1å σ [-211]γ C=4.14Å d=2.54å [11]ε=[-211]γ 4.4Å 1.21 ábra A dimenzió és szögváltozások a hcp bcc átalakuláskor szintén alátámasztották ezeket az eredményeket [1]. [11-2]ε= [1-1]γ 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 (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 11 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 ( 1) ε az γ 11, γ irány mentén. [ ] [ ] 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 11 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 2

21 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 1.22 ábra ε lemezkék az α kristály közötti területen martenzites átalakulások során a keletkező 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

22 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] ábra A pitting korróziós potenciál és a fázismennyiségek kapcsolata 22

23 2 TEXTÚRA 2.1 A FÉMEKBEN KIALAKULÓ TEXTÚRA kevesebb, mint 1% alakítás 4% alakítás 8% alakítás 2.1. ábra A szerkezetváltozás alakítás hatására alumínium ötvözetben [29] 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), 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, 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 eső részek úgy változtatják meg a helyüket, hogy a további transzláció nagymértékű nagyobbodást hozzon létre a nyújtás irányába. 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 [111] kiinduló, alakított fém krisztallitjai, annyira rendezett helyzetű kristályok fejlődnek ki az újrakristályosodás során. A csírák képződésére az alakítás mértékén kívül a hőmérséklet is hat 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