Sposoby poprawy plastyczności materiałów o strukturach silnie rozdrobnionych

Ze względu na fakt, iż na plastyczność materiału ma wpływ bardzo wiele parametrów mikrostrukturalnych i procesowych, jednoznaczne określenie wszystkich oddziaływań wymaga ograniczenia czynników do tych najważniejszych z punktu widzenia badanych materiałów tj. materiałów o strukturach silnie rozdrobnionych. Wśród najbardziej istotnych wymienić należy:

52 ƒ charakter granic ziaren, (wąsko- lub szerokokątowe) oraz udział objętościowy

ziaren z tymi granicami,

ƒ obecność wydzieleń faz obcych/wtórnych,

ƒ niejednorodność odkształcenia oraz wynikającej z niej niejednorodność mikrostruktury i własności.

Jak wynika z przeprowadzonej w części literaturowej analizy, plastyczność reprezentowana np. przez ciągliwość, której miarą jest wielkość maksymalnego odkształcenia równomiernego, związana jest bezpośrednio ze zdolnością materiału odkształcanego do umacniania się. Z tego wypływa wniosek, że w celu zapewnienia jak największych maksymalnych odkształceń równomiernych badany materiał musi jak najdłużej zachowywać zdolność do umacniania się. Warunek ten został przedstawiony wcześniej i reprezentowany jest przez kryterium Considére. Bezpośrednią konsekwencją takiego stwierdzenia jest fakt, że wszystkie sposoby poprawy plastyczności, w tym również poprawa plastyczności materiałów ultradroboziarnistych, związane są z możliwością wykorzystania różnych mechanizmów umocnienia.

Pogorszenie własności plastycznych, wynikające z silnego rozdrobnienia struktury można zrekompensować np. poprzez wprowadzenie dyspersyjnych cząstek (m.in. tlenków, azotków, cementytu, martenzytu, czy w przypadku stali mikrostopowych wydzieleń Nb(C,N)) stanowiących przeszkodę dla ruchu dyslokacji [41], [48], [69], [83].

Jak już wcześniej wspomniano materiały o strukturach silnie rozdrobnionych wykazują ograniczoną zdolność do umacniania odkształceniowego, co w konsekwencji prowadzi do wczesnego pojawienia się przewężenia w próbie rozciągania.

Jednym ze źródeł poprawy plastyczności jest obecność w mikrostrukturze dyspersyjnych cząstek faz obcych. Przykładowo, w pracy [83] w celu rozdrobnienia cząstek cementytu zastosowano akumulację dużych odkształceń (ε =1.6)w procesie ściskania na gorąco stali ferrytyczno-perlitycznych o zawartości 0.15÷0.30% C z następującym wyżarzaniem w temperaturze 550°C w czasie 2h. W zależności od zawartości węgla w stali zmieniał się udział objętościowy oraz rozmieszczenie dyspersyjnych cząstek cementytu w ferrytycznej osnowie. Przy zawartości węgla 0.15% cząstki cementytu lokalizowały się na granicach ziaren ferrytu (rys. 2.26a), natomiast przy zawartości węgla do 0.30% rozmieszczone były równomiernie zarówno na granicach (rys. 2.26c) jak i we wnętrzu ziaren ferrytu. Cząstki cementytu lokalizujące się na granicach ziaren ferrytu były większe (90÷350 nm) od cząstek znajdujących się we wnętrzu ziaren ferrytu (5÷90 μm). Ze wzrostem zawartości węgla, zwiększał się udział objętościowy dyspersyjnych cząstek cementytu, czego wynikiem były mniejsze i bardziej równoosiowe ziarna ferrytu (przy zawartości 0.30% C średnia wielkość ziarna ferrytu wynosiła 1.1 μm). Zmiana zawartości węgla w stali wpływając na zmianę udziału oraz rozmieszczenie cząstek cementytu, wpływa również na własności mechaniczne odkształconego materiału (rys. 2.27).

53

(a) (b) (c)

Rys. 2.26. Rozmieszczenie cząstek cementytu w zależności od zawartości węgla: 0.15% - (a); 0.20% - (b); 0.30% - (c) w stali ferrytyczno-perlitycznej uzyskanej w procesie ściskania na gorąco z następującym

wyżarzaniem w temperaturze 550°C w czasie 2h. W zależności od zawartości węgla w stali cząstki cementytu lokalizują się na granicach - (a) lub/i we wnętrzu ziaren ferrytu - (c) [83].

Ze wzrostem zawartości węgla można zaobserwować poprawę własności wytrzymałościowych, natomiast własności plastyczne reprezentowane przez wydłużenie równomierne i całkowite praktycznie nie ulegają zmianie, co widoczne jest również poprzez wzrost wiązkości badanych materiałów.

(a)

(b)

(c)

Rys. 2.27. Zależność własności mechanicznych stali ferrytyczno-perlitycznej uzyskanej w procesie

ściskania na gorąco z następującym wyżarzaniem w temperaturze 550°C w czasie 2h od zawartości węgla, co wpływa na zmianę udziału oraz rozmieszczenie cząstek cementytu [83].

Zastosowanie kryterium Considére do wyznaczenia maksymalnego wydłużenia równomiernego badanych stali ferrytyczno-perlitycznych z uwzględnieniem zmiany zawartości węgla przedstawiono na rys 2.28.

54 Rys 2.28. Zastosowanie kryterium Considére do wyznaczenia maksymalnego wydłużenia równomiernego

badanych stali ferrytyczno-perlitycznych uzyskanych w procesie ściskania na gorąco z następującym wyżarzaniem w temperaturze 550°C w czasie 2h [83].

W przypadku odkształcania materiałów wielofazowych poprawę zdolności do umocnienia odkształceniowego, a tym samym własności plastycznych przypisuje się przede wszystkim dyslokacjom geometrycznie niezbędnym. Dyslokacje te poprzez kompensację gradientu odkształcenia pomiędzy fazami sztywnymi (cząstkami dyspersyjnymi) i miękkimi (osnową) pozwalają na dopasowanie się ziarna do sąsiadujących krystalitów. Dyslokacje geometrycznie niezbędne wykazują małą zdolność do anihilacji, co utrudnia proces zdrowienia. Przyczyną tego jest fakt, że wszystkie dyslokacje mają ten sam znak związany z kierunkiem odkształcenia. Uwzględniając oddziaływanie pomiędzy źródłami generującymi dyslokacje geometrycznie niezbędne tzn. przez cząstki faz obcych i przez granice ziaren szybkość umacniania odkształceniowego dla materiałów o rozdrobnionych strukturach przyjmuje następującą postać [52]: ⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ ⎥ ⎦ ⎤ ⎢ ⎣ ⎡ ⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ + = r f r f d C Gb d d 2 2 16 8 ² 1 2 1 ψ ε ψ α ε σ _(2.42) gdzie: C - stała, d - średnica ziarna,

f - udział objętościowy cząstek fazy obcej,

r - promień cząstki fazy obcej, ε - odkształcenie rzeczywiste,

ψ - parametr opisujący w przybliżeniu grubość strefy oddziaływania dyslokacji geometrycznie niezbędnych wewnątrz ziaren:

( )

55 gdzie:

x - uśredniona grubość strefy generowania dyslokacji geometrycznie niezbędnych w pobliżu granicy ziarna,

d - średnica ziarna,

Wartość parametru ψ zmienia się wraz ze stopniem rozdrobnienia mikrostruktury. Równanie (2.42) pokazuje, że szybkość umacniania odkształceniowego jest proporcjonalna do parametru f 2/ rcharakteryzującego dyspersję cząstek fazy obcej [52].

Wzrost własności plastycznych spowodowany obecnością dyspersyjnych wydzieleń został również zaobserwowany w materiałach ze stopu aluminium AA-8011 otrzymanych w procesie ARB [35], gdzie wydłużenie całkowite osiągnęło wartość 18%. Stop aluminium AA-1100 o mniejszej zawartości Si i Fe wykazywał wyższe własności wytrzymałościowe, jednak brak zdolności do odkształceń plastycznych, proces przewężeniowy rozpoczynał się tuż po osiągnięciu maksymalnej wartości naprężenia. Obserwacja mikrostruktur stopu AA-8011 za pomocą transmisyjnego mikroskopu elektronowego potwierdziła obecność w tych stopach mniejszych wydzieleń Si oraz większych, bardziej wydłużonych wydzieleń związku międzymetalicznego α-AlFeSi (Al8Fe2Si), czego wynikiem było niejednorodne odkształcenie materiału. Cząstki wydzieleń otoczone były drobnymi, równoosiowymi ziarnami, pozostałe ziarna miały charakterystyczny dla procesów ARB wydłużony kształt. Udział objętościowy wydzieleń α-AlFeSi nie zmieniał się podczas procesu odkształcania, w przeciwieństwie do wydzieleń Si, których udział objętościowy zmieniał się ze wzrostem odkształcania. W początkowych przepustach procesu ARB cząstki krzemu rozpuściły się w osnowie Al, jednak po ośmiu przepustach procesu ARB uzyskane mikrostruktury potwierdziły ponowny proces wydzieleniowy cząstek Si z osnowy, które rozmieszczone były równomiernie zarówno na granicach ziaren jak również wewnątrz ziaren.

Kolejną metodą pozwalającą na poprawę własności plastycznych materiałów ultradrobnoziarnistych jest wytworzenie tzw. struktur multi- lub bimodalnych składających się z bardzo drobnych ziaren (o rozmiarze poniżej 1μm) w osnowie o wielkości ziarna kilka do kilkunastu mikrometrów [2], [48], [93].

W metodzie tej wykorzystywany jest dodatkowy efekt umocnienia dyslokacyjnego pochodzącego od wymuszonej, zwiększonej gęstości dyslokacji geometrycznie niezbędnych, które są konieczne dla skompensowania różnic w umocnieniu dyslokacyjnym w sąsiadujących ziarnach o bardzo mocno różniących się rozmiarach. W wyniku dużej koncentracji naprężeń w odkształcanej silnie niejednorodnej mikrostrukturze pojawiające się bliźniakowanie odgrywa istotne znaczenie w procesie wyrównywania różnic w umocnieniu dyslokacyjnym. Jest to podstawowa przyczyna wzrostu gradientu odkształcenia, a w konsekwencji umocnienia. Metoda ta jest prosta i łatwa do zastosowania w warunkach typowej przeróbki cieplno-plastycznej np. poprzez zastosowanie odkształcenia w zakresie dwufazowym

56 (austenit+ferryt) (rys. 2.29b) [50] lub na drodze częściowej rekrystalizacji lub zdrowienia dynamicznego z selektywnym rozrostem ziarna. Struktury bimodalne wykazują niższe w porównaniu do jednorodnych mikrostruktur ultradrobnoziarnistych własności wytrzymałościowe, jednak wyższe własności plastyczne. Strukturę bimodalną można również otrzymać na drodze metalurgii proszków, poprzez zmieszanie ze sobą dwóch proszków o różnej wielkości cząstek na poziomie nano- i mikrokrystalicznej. W pracy [2] w celu uzyskania materiału litego o strukturze bimodalnej z mieszaniny proszków stopowych przeprowadzono proces prasowania izostatycznego na zimno, a następnie tak otrzymane spieki poddano procesowi dwuetapowego izostatycznego kucia. Uzyskane materiały posiadały mikrostrukturę (rys. 2.29a) składającą się z drobnoziarnistej osnowy (średnia wielkości ziarna 247 nm) z równomiernie rozmieszczonymi obszarami o większych ziarnach (~4 μm).

(a) (b)

Rys. 2.29. Mirkostruktura bimodalna uzyskana w procesie: izostatycznego kucia spieków z mieszaniny

proszków stopowych [2] - (a); odkształcania w zakresie dwufazowym (austenit+ferryt) [51].

Przeprowadzone próby rozciągania materiałów o różnej mikrostrukturze wykazały, iż materiały o strukturze bimodalnej charakteryzowały się niższymi własnościami wytrzymałościowymi w porównaniu do nanokrystalicznego stopu aluminium Al-7.5Mg, ale wyższymi własnościami plastycznymi od gruboziarnistego stopu Al 5083 (rys 2.30).

Rys. 2.30. Krzywe rozciągania materiałów o różnej mikrostrukturze [2].

W przeprowadzonych badaniach zauważono, że rozkład naprężenia pomiędzy ziarnami większymi i mniejszymi był niejednorodny. Lokalizacja odkształcenia plastycznego pojawiła się w obszarach o większym ziarnie w wyniku większej liczby

57 przemieszczających się dyslokacji. Różnicę w umocnieniu dyslokacyjnym pomiędzy obszarami istniejącymi w bimodalnej strukturze potwierdziły przeprowadzone pomiary mikrotwardości. Kompensacja znacznych odkształceń plastycznych w obszarach o większym krystalicie może być przyczyną inicjacji pęknięcia i jego propagacji wewnątrz nanokrystaliczych obszarów lub po granicach rozdziału pomiędzy obszarami różniącymi się wielkością ziarna. Równocześnie szybka propagacja pęknięcia wewnątrz obszarów o mniejszym ziarnie może być opóźniona w wyniku istniejących dużych odkształceń plastycznych w materiale o większym ziarnie [2].

Poprawę plastyczności zaobserwowano również jako efekt wytworzenia materiałów składających się z co najmniej dwóch faz. Stale jednofazowe w temperaturze pokojowej wykazują niskie własności plastyczne, wynikające z obniżonej szybkości umacniania odkształceniowego. Natomiast stale dwufazowe i wielofazowe wykazują zarówno wysokie własności plastyczne jak i wytrzymałościowe. Przykładem stali dwufazowej DP (z ang. Dual Phase) jest stal ferrytyczno-martenzytyczna, której mikrostruktura składa się z drobnoziarnistej mikrostruktury ferrytycznej z równomiernie rozmieszczonymi wyspami martenzytu [93]. Wysoka gęstość mobilnych dyslokacji w miękkiej osnowie ferrytycznej zapewnia poprawę ciągliwości przy zachowaniu wysokich własności wytrzymałościowych zagwarantowanych obecnością twardych, równomiernie rozmieszczonych wysp martenzytu. Udział objętościowy martenzytu zależy od składu chemicznego stali jak również od temperatury wyżarzania oraz szybkości z jaką stal była chłodzona do temperatury pokojowej.

W pracy [93] dodatkowy efekt poprawy własności plastycznych stali dwufazowych przy zachowaniu wysokich własności wytrzymałościowych uzyskano w wyniku zastosowania odkształcania na zimno z następnym wyżarzaniem rekrystalizującym. Uzyskano mikrostrukturę bimodalną składającą się z równoosiowych, większych (40%) i mniejszych (60%) ziaren ferrytu (odpowiednio ~7 μm i ~5 μm) oraz wydzieleń cementytu (o średniej wielkości ~60 nm) na granicach i wewnątrz ziaren ferrytu zaobserwowanych głównie w obszarach o mniejszym ziarnie. Proces wydzielania się w czasie wyżarzania węgla z martenzytu w postaci dyspersyjnego cementytu jest przyspieszony ze względu na dodatkowe, będące efektem odkształcania, uprzywilejowane miejsca zarodkowania takie jak pasma poślizgu, czy przecięcia i sploty dyslokacji. Zastosowanie wyżarzania umożliwiło również zwiększenie się kąta dezorientacji w granicach podziaren i komórek dyslokacyjnych, aż do uzyskania struktury składającej się z ziaren o granicach szerokokątowych. Większe ziarna ferrytu w strukturze bimodalnej umożliwiając ruch oraz akumulację powstających podczas odkształcenia dyslokacji przyczyniają się do poprawy zdolności do umacniania odkształceniowego, w przeciwieństwie do ziaren mniejszych, które zwiększając umocnienie od granic ziaren powodują poprawę własności wytrzymałościowych. Natomiast obecność dyspersyjnych wydzieleń poprzez oddziaływanie cząstek cementytu z dyslokacjami przyczynia się zarówno do zwiększenia wytrzymałości jak również do poprawy szybkości umacniania odkształceniowego (rys. 2.31).

58 Rys. 2.31. Krzywa rozciągania stali dwufazowej o strukturze bimodalnej uzyskanej po walcowaniu na

zimno z 64% gniotem z następnym wyżarzaniem w temperaturze 560ºC w czasie 90min [93].

W przypadku bardziej zaawansowanych technologii przeróbki cieplno-plastycznej bardzo atrakcyjnym wydaje się wykorzystanie specjalnych efektów poprawy plastyczności, tj :

ƒ plastyczności indukowanej przemianą (stale TRIP - z ang. Transformation

Induced Plasticity) ),

ƒ plastyczności indukowanej bliźniakowaniem (stale TWIP - z ang. Twinning

Induced Plasticity).

Stale TRIP są stalami wielofazowymi, posiadają mikrostrukturę składającą się z martenzytu, bainitu oraz austenitu szczątkowego, które osadzone są w miękkiej osnowie ferrytycznej [12], [22], [23], [25]. Mikrostrukturę stali TRIP uzyskuje się w wyniku chłodzenia stali z zakresu współistnienia austenitu i ferrytu. Stale te w odróżnieniu od stali DP zawierają dużo Si lub/i Al, co ogranicza powstawanie perlitu w czasie chłodzenia. Początkowy udział objętościowy twardych faz, bainitu i martenzytu jest niższy niż w stalach DP, jednak niestabilny w temperaturze pokojowej austenit szczątkowy podczas odkształcania ulega przemianie dynamicznej w martenzyt. Jest to istotna cecha, szczególnie dla przemysłu motoryzacyjnego, ponieważ podczas kolizji powstały w wyniku odkształcenia martenzyt będzie pochłaniał energię, jak również poprawiał ciągliwość materiału poprzez zwiększenie szybkości umacniania odkształceniowego. Wartość odkształcenia, przy której rozpoczyna się przemiana austenitu szczątkowego w martenzyt zależy od zawartości węgla oraz od wielkości ziarna austenitu szczątkowego.

Stale TWIP są stalami austenitycznymi o wysokiej zawartości Mn (15÷35%), który stabilizuje austenit w temperaturze pokojowej [16], [22], [23], [25], [90]. Innymi dodatkami stopowymi są Al i/lub Si (2÷4%). Brak twardych faz stanowiących potencjalne miejsce zarodkowania pęknięcia sprawia, iż stale te charakteryzują się bardzo dobrą ciągliwością. Stale TWIP wykazują niską energię błędu ułożenia (EBU), a w przypadku takich materiałów dominującym mechanizmem odkształcenia jest bliźniakowanie. W wyniku lokalnego odkształcenia zachodzącego podczas kolizji pojazdu, czemu odpowiada zastosowanie dużych prędkości odkształcenia, powstające

59 bliźniaki hamują ruch dyslokacji umacniając materiał i przekazując resztę energii kolejnemu obszarowi, co pozwala na efektywną absorbcję energii zderzenia.

Jednak w wyniku rozdrobnienia struktury w stalach TWIP odkształcenie przez bliźniakowanie, jak również przemiana martenzytyczna są utrudnione, co prowadzi do obniżenia ciągliwości tych materiałów. Najlepszą kombinację własności wytrzymałościowych i plastycznych obserwuje się przy wielkości ziarna z przedziału 4.7÷23.7 μm [16]. Na rys. 2.32 przedstawiono wpływ wielkości ziarna stali TWIP (Fe-31Mn-3Al-3Si) na własności mechaniczne. Jak można zaobserwować wraz z rozdrobnieniem mikrostruktury maleje ciągliwość oraz rośnie wytrzymałość stali TWIP. Niemniej jednak w porównaniu do innych materiałów o strukturze RPC i stali o strukturze RPC o średniej i wysokiej EBU, w których obserwuje się spadek ciągliwości przy rozdrobnieniu mikrostruktury na poziomie 1μm, stal TWIP o wielkości ziarna 1.8 μm wykazuje wydłużenie równomierne na poziomie 48% [90]. Ze względu na to, iż bliźniakowanie w wyniku rozdrobnienia mikrostruktury jest utrudnione, wysoka ciągliwość stali TWIP może być spowodowana ograniczonym zdrowieniem, ze względu na niską EBU tych materiałów, co przyczynia się do poprawy szybkości umacniania odkształceniowego. Dodatkowo obecność bliźniaków wyżarzania utrudniając anihilację dyslokacji w granicach bliźniaczych również przyczynia się do poprawy ciągliwość poprzez ograniczenie zdrowienia dynamicznego [90].

Rys. 2.32. Wpływ wielkości ziarna stali TWIP (Fe-31Mn-3Al-3Si) na własności mechaniczne [90].

Wpływ prędkości odkształcenia na granicę plastyczności, wytrzymałość na rozciąganie oraz wydłużenie równomierne i całkowite dla stali typu TRIP i TWIP przedstawiono na rys. 2.33. W przypadku stali TRIP ze wzrostem prędkości odkształcenia wydłużenie równomierne i całkowite maleje z powodu „mięknięcia cieplnego” spowodowanego adiabatycznym charakterem procesu odkształcania prowadzącego do wzrostu temperatury w próbce przy dużych odkształceniach. Odkształcanie materiałów z dużymi prędkościami prowadzi do zmiany warunków z izotermicznych na adiabatyczne, a praca odkształcenia plastycznego zamieniona w ciepło może wpływać na rozwój mikrostruktury, a tym samym na własności mechaniczne badanych materiałów [60].

60

(a) (b)

Rys. 2.33. Wpływ prędkości odkształcenia na własności mechaniczne stali: TRIP - (a); stali

TWIP - (b) [22].

W stalach TWIP krzywa naprężenie - prędkość odkształcenia posiada charakterystyczny sigmoidalny kształt z wyraźnym minimum przy średniej wartości prędkości odkształcenia rzędu 10^-1 s^-1. W zależności od zastosowanej prędkości odkształcenia zmieniają się mechanizmy odkształcania, w przypadki metali o strukturze krystalicznej RSC w warunkach obciążenia statycznego dominuje poślizg porzeczny dyslokacji, natomiast ze wzrostem prędkości odkształcenia materiał odkształca się przez bliźniakowanie, co może skutkować wzrostem udziału granic bliźniaczych w danym ziarnie. Zastosowanie średniej prędkości ogranicza tworzenie się bliźniaków mechanicznych, w wyniku czego materiał odkształca się poprzez poślizg. W przypadku zastosowania średnich wartości prędkości odkształcenia należy rozpatrywać zarówno przemianę pracy odkształcenia plastycznego w ciepło jak również jego rozproszenie. Zastosowanie prędkości odkształcenia rzędu ε&≈102 ÷103s−1 sprawia, iż ciepło powstałe w wyniku odkształcenia plastycznego, ze względu na krótki czas działania obciążenia nie zdąży ulec rozproszeniu. Wysokie wartości wydłużenia całkowitego wynikają z obniżonej energii błędu ułożenia, która sprzyja powstawaniu bliźniaków mechanicznych (efekt TWIP).

Również stale TRIPLEX wykazują korzystną kombinację własności wytrzymałościowych i plastycznych [24], [97]. Nazwa stali wynika z obecności trzech składników strukturalnych: austenitycznej osnowy, ferrytu oraz dyspersyjnych cząstek węglików. Poprawa ciągliwości w tych stalach jest wynikiem oddziaływania dwóch mechanizmów odkształcania poślizgu dyslokacji oraz pasm ścinania, natomiast wzrost wytrzymałości uzyskuje się dzięki umocnieniu roztworowemu i wydzieleniowemu. Jak już wcześniej wspomniano wzrost szybkości umacniania odkształceniowego opóźnia proces pojawienia się przewężenia w próbie rozciągania, a tym samym zwiększa zakres odkształceń równomiernych badanych materiałów. Na rys. 2.34a przedstawiono zastosowanie kryterium Considére do wyznaczenia maksymalnej wartości wydłużenia równomiernego stali TRIPLEX o różnym składzie chemicznym [97]. Wpływ prędkości odkształcenia na własności stali TRIPLEX widoczny jest na rys. 2.34b. Charakterystyczny kształt krzywych naprężenie - prędkość odkształcenia potwierdza zwiększoną czułość na prędkość odkształcenia. Podobnie jak w stalach TWIP

61 obserwuje się minimum przy wartości rzędu 10^-1 s^-1.

(a) (b)

Rys. 2.34. Zastosowania kryterium Considére do wyznaczenia zakresu odkształceń równomiernych stali

TRIPLEX o różnym ziarna składzie chemicznym - (a); oraz wpływ prędkości odkształcenia na własności mechaniczne stali Fe-26Mn-11Al-1.1C - (b) [18].

Potrójny wykres równowagi faz dla stali Fe-Mn-Al przedstawiający zależność struktury od składu chemicznego dla temperatury 1000°C widoczny jest na rys. 2.35.

Rys. 2.35. Wykres równowagi faz układu Fe-Mn-Al dla temperatury 1000°C [22], [97].

Ze względu na złożoność wykresów poczwórnych nie uwzględniono zawartości węgla. Mangan i aluminium są pierwiastkami stopowymi o przeciwstawnym działaniu, tj. tworzą z żelazem odpowiednio otwarte i zamknięte pole austenitu. Zgodnie z wykresem przy zawartości manganu od 25÷28% oraz aluminium w ilości 7÷9% stal będzie posiadać dwa składniki strukturalne: austenit i ferryt, jednak należy brać pod uwagę węgiel, który jest pierwiastkiem austenitotwórczym i przy zawartości 0.8% C stal o następującym składzie chemicznym Fe-28Mn-9Al-0.8C będzie stalą austenityczną. Wpływ wielkości ziarna na wydłużenie równomierne, które wyznaczono stosując kryterium Considére przedstawiono na rys. 2.36a. Wraz z rozdrobnieniem struktury obserwuje się spadek ciągliwości badanych materiałów. W przypadku stali o największym rozdrobnieniu ziarna szybkość umacniania odkształceniowego utrzymuje się na stałym poziomie do wielkości odkształcenia ε ≈0.3, a następnie maleje, aż do momentu przecięcia z rzeczywistą krzywą rozciągania, co odpowiada

62 utracie stabilności plastycznej.

(a) (b)

Rys. 2.36. Zastosowanie kryterium Considére do wyznaczenia zakresu odkształceń równomiernych stali

TRIPLEX (Fe-28Mn-9Al-0.8C) o różnej wielkości ziarna - (a); oraz wpływ prędkości odkształcenia na własności mechaniczne stali TRIPLEX- (b) [97].

W przypadku mikrostruktury gruboziarnistej szybkość umacniania odkształceniowego w początkowym zakresie odkształceń plastycznych posiada niższe wartości w porównaniu do struktury rozdrobnionej, jednak w późniejszym etapie wykazuje tendencję wzrastającą do odkształcenia ε ≈0.5, a następnie maleje do momentu pojawienia się przewężenia w badanym materiale. Zależność umownej granicy plastyczności, wytrzymałości na rozciąganie, wydłużenia równomiernego

i całkowitego od zastosowanej prędkości odkształcenia przedstawiono na rys. 2.36b. Ze wzrostem prędkości odkształcenia obserwuje się nieznaczny przyrost granicy

plastyczności, a wytrzymałość na rozciąganie praktycznie nie ulega zmianie. Natomiast zarówno wydłużenie równomierne jak i całkowite maleją przy zastosowaniu prędkości odkształcenia rzędu 10^-1 s^-1.

Materiały, w których przeciętna wielkość ziarna jest mniejsza od 1 µm, wykazują większą czułość na prędkość odkształcenia, w stosunku do materiałów gruboziarnistych. Znajomość wpływu warunków dynamicznego odkształcania materiałów o strukturach silnie rozdrobnionych na ich własności mechaniczne jest