MOŽNOSTI VÝROBY DVOUFÁZOVÝCH FERITICKOMARTENZITICKÝCH OCELÍ V NH, a.s Šárka Pacholková, Jindřich Peša VZÚ, NOVÁ HUŤ, a.s., Vratimovská 689, 707 02 Ostrava, ČR Abstract Modern strip steels for cold forming. Dual - phase ferrite - martensite steels, their microstructure, properties, production of dual - phase steels, hot rolled strips, cold rolled strips. Supposed possibility of their production in the minimill (P1500) in NOVÁ HUŤ, a.s. Simulation of heat and energetic parameters of the rolling. 1.
ÚVOD
V souvislosti s uvedením do zkušebního provozu nové Steckelovy válcovny (P1500), která je součástí minihutě pro ploché výrobky vybudované v NOVÉ HUTI, a.s. jako součást programu modernizace výroby za tepla válcovaného pásu v rámci celkové modernizace výrobních technologií se nabízí prostor pro rozšíření za tepla válcovaného sortimentu o nové materiály. Jednou takovou možností je výroba pásů s dvoufázovou feriticko – martenzitickou strukturou na trati P1500. 2.
CHARAKTERISTIKA STRUKTURY A VLASTNOSTÍ DVOUFÁZOVÝCH FERITICKO – MARTENZITICKÝCH OCELÍ
Dvoufázové feriticko martenzitické oceli (FM oceli) tvoří skupinu vysoce pevných ocelí pro tváření za studena. Jedná se v podstatě o nízkouhlíkové materiály (max 0,13 %C) na bázi Mn – Si případně obsahující molybden, chrom nebo vanad. Feritická matrice je zpevněna především substitučně manganem a křemíkem, výjimečně precipitačně. Dvoufázové FM oceli mají charakteristickou mikrostrukturu tvořenou disperzí tvrdé fáze ve feritické matrici. Tvrdou, sekundární fází je obvykle martenzit, ale mohou být přítomné i jiné produkty nízkoteplotní transformace a zbytkový austenit. Struktura FM ocelí obsahuje 75 – 90 % polygonálního feritu a 10 – 25 % martenzitu homogenně dispergovaného ve formě ostrůvků ve feritické matrici. Ostrůvky martenzitu mohou obsahovat jistý podíl zbytkového austenitu, jenž se aktivně podílí na výhodné kombinaci pevnostně plastických charakteristik [1]. Nositelem plastických vlastností materiálu je „měkká“ feritická matrice a rozhodující parametr určující pevnostní hladinu materiálu je objemový podíl martenzitu. Vzhledem k tomu, že se dvoufázové FM oceli používají především v automobilovém průmyslu, jsou na ně s ohledem na jejich další zpracování a použití při výrobě automobilů kladeny zvláštní požadavky týkající se vlastností, které by měly dvoufázové FM oceli vykazovat. Jedná se o [2, 3]: plynulou závislost napětí – deformace bez výrazné meze kluzu nízkou hodnotu meze kluzu a vysokou hodnotu meze pevnosti, tj. nízký poměr Rp0,2 /Rm (<0,65) vysokou hodnotu homogenního a celkového prodloužení vysokou hodnotu koeficientu deformačního zpevnění n odolnost proti stárnutí při pokojových teplotách maximální zvýšení meze kluzu účinkem zpevnění při vypalování laků.
Mechanické vlastnosti FM ocelí jsou ovlivněny jak přítomnosti samotného martenzitu (vysoká Rm) tak i objemovými změnami v průběhu martenzitické transformace (Rp0,2, Rp0,2/Rm, n). Jak již bylo uvedeno, objemový podíl martenzitu je rozhodující parametr určující pevnostní hladinu materiálu. S rostoucím objemovým podílem martenzitu VM mez pevnosti materiálu Rm kontinuálně roste. Závislost meze pevnosti na objemovém podílu martenzitu lze popsat empirickým vztahem: Rm = 480 + 9,1VM. Je tedy zřejmé, že pro stabilitu pevnosti materiálu je nezbytné objemový podíl martenzitu přísně kontrolovat. Objemová změna doprovázející martenzitickou transformaci, jejíž absolutní hodnota je dána teplotou Ms, resp. chemickým složením austenitu, dosahuje 2– 4%. V souvislosti s objemovou změnou se okolní feritická matrice deformuje, vznikají vnitřní pnutí, aktivizují se dislokační zdroje a skluzové roviny a zvyšuje se hustota pohyblivých dislokací. To způsobuje při optimálním a konstantním podílu fází snížení meze kluzu a plynulý průběh křivky závislosti napětí - deformace [2]. Mez kluzu s rostoucím objemovým podílem martenzitu (až do 10–20%) klesá, pak kontinuálně roste, viz.obr.1 [4]. S rostoucím objemovým podílem martenzitu (nad 30%) roste nebezpečí shlukování martenzitických ostrůvků příp. nebezpečí vzniku spojité martenzitické fáze, což má degradační vliv na kombinaci pevnostně – plastických charakteristik a tím i na tvařitelnost materiálu. Kromě dobré tvařitelnosti se dvoufázové FM oceli vyznačují také dobrou svařitelností a dobrými únavovými vlastnostmi [5, 6, 7, 8]. 700 0,063 C, 1,29 Mn, 0,24 Si 600 Rm
Napětí [MPa]
500
400
300
Rp0,2
200 100
0
10
20
30
40
50
Martenzit [%] Obrázek 1.
Závislost meze pevnosti a meze kluzu na objemovém podílu martenzitu v FM oceli.
Jisté problémy jsou u FM ocelí s normálovou anizotropií, koeficient normálové anizotropie je u FM ocelí ve většině případů nízký (< 1,0), nižší než u feriticko perlitických ocelí. Nahrazením perlitické složky martenzitem ve struktuře materiálu při konstantním chemickém složení totiž dochází ke zhoršení normálové anizotropie. Dvoufázové FM oceli jsou velmi vhodné pro tváření za studena, zejména v případech, kdy normálová anizotropie není limitujícím parametrem [9]. 3.
ZPŮSOBY VÝROBY DVOUFÁZOVÝCH FM OCELÍ V podstatě existují dvě základní metody výroby dvoufázových FM ocelí:
metoda interkritického žíhání za tepla nebo za studena válcovaných pásů v dvoufázové α + γ oblasti, které může být: - kontinuální žíhání (v kontinuálních žíhacích pecích) nebo - stacionární žíhání (v poklopových pecích), -
přičemž hlavní rozdíl v ocelích vyráběných těmito technologiemi spočívá v obsahu legujících prvků nutnému k dosažení martenzitické transformace. 3.1
metoda „as rolled“ – přímá výroba pásů s FM strukturou v procesu válcování za tepla. INTERKRITICKÉ ŽÍHÁNÍ
Výroba dvoufázových FM ocelí metodou interkritického žíhání je v současné době nejrozšířenější. Použití této metody při výrobě FM ocelí zaručuje naprosto homogenní pevnostně plastické vlastnosti po délce i šířce pásu. Metoda interkritického žíhání spočívá v ohřevu válcovaného materiálu na teplotu v intervalu Ac1 – Ac3 s minimální výdrží na této teplotě zajišťující rovnováhu mezi fázemi α a γ a v následném ochlazování nadkritickou rychlostí, která zajišťuje tvorbu požadovaných objemových podílů feritu a martenzitu. Při ohřevu za studena válcovaného materiálu na teplotu žíhání v α - γ oblasti dochází nejdříve k rekrystalizaci feritu. Protože při vysokých teplotách nad 700°C probíhá rekrystalizace velmi rychle, je ukončena dříve, než je dosažena předepsaná teplota žíhání. Při dosažení teploty Ac1 dochází k rozpadu perlitu a s dalším růstem teploty žíhání k částečné transformaci feritu na austenit. Podíl transformovaného feritu je dán především teplotou žíhání a obsahem uhlíku. S rostoucí teplotou žíhání roste podíl austenitu a klesá podíl feritu až při dosažení teploty Ac3 je struktura plně austenitická. Protože výše teplot Ac1 a Ac3 je ovlivněna obsahem uhlíku a legujících prvků, je podíl fází závislý na celkovém chemickém složení a teplotě žíhání [10]. Technologii interkritického žíhání lze realizovat dvěma způsoby a to žíháním v poklopových pecích (stacionární žíhání) a žíháním v kontinuálních žíhacích pecích (kontinuální žíhání) [11, 12]. U stacionárního žíhání je rychlost ochlazování z teploty žíhání velmi nízká (cca 28 K.hod-1) a tudíž je nutno k dosažení potřebné prokalitelnosti použít legujících přísad. Bylo zjištěno [13], že pro vytvoření požadované dvoufázové FM struktury je nezbytný minimální obsah 2,5 % Mn. Přestože použití Mn pro zvýšení prokalitelnosti je cenově výhodné,
množství, které musí být v oceli přítomné, zvedá její cenu a navíc může docházet k segregačním problémům, jenž mohou vést k odlišným vlastnostem. Použití této výrobní technologie ve světě není příliš běžné. Na rozdíl od stacionárního žíhání je u kontinuálního žíhání rychlost ochlazování relativně vysoká a může být regulována v poměrně širokých intervalech, což v praxi znamená nižší nároky na obsah legujících prvků. Při kontinuálním žíhání dochází k rychlému ohřevu materiálu nad teplotu Ac1 s krátkou výdrží na této teplotě a potom k ochlazení materiálu proudem plynu. Vysoká teplota žíhání ovlivňuje difúzi manganu, dochází k rychlejší difúzi Mn a obohacení austenitické fáze. Při nižším obsahu Mn je vliv teploty žíhání nižší, protože rovnováhy mezi fázemi α a γ je dosaženo difúzí C. Teplota žíhání musí být dostatečně vysoká pro zajištění úplného rozpadu karbidů a vytvoření dvoufázové struktury v krátkém čase. Pro výrobu dvoufázových ocelí válcovaných za studena je vhodné kontinuální žíhání s velkými rychlostmi ohřevu do dvoufázové oblasti, s krátkou dobou výdrže (ohřev 20°C/s, výdrž asi 1 min. pro tloušťku 0,75 mm) a s následným rychlým ochlazením až zakalením do vody v závislosti na chemickém složení. 3.2
"AS ROLLED"
Vývoj ocelí typu "as rolled" byl především motivován snahou o úsporu investičních prostředků souvisejících s výstavbou moderních spojitých žíhacích linek a úsporou energie spojenou s vypuštěním operací tepelného zpracování interkritickým žíháním. Metalurgické požadavky kladené na FM oceli typu "as rolled" lze vyjádřit následovně: 1) Prodloužení feritické "C" křivky v diagramu anizotermálního rozpadu austenitu tak, aby byla zaručena tvorba 80 - 90 % polygonálního feritu v širokém teplotním rozmezí na chladníku. 2) Potlačení počátku perlitické přeměny k delším časům a zvýšení teploty konce perlitické přeměny za účelem zabránění vzniku perlitu před a v průběhu navíjení svitků. 3) Zvýšení stability netransformovaného austenitu projevující se v diagramu ARA vznikem nespojitosti mezi feritickou a bainitickou oblasti v dostatečně širokém teplotním pásmu (cca 70 – 100°C). V tomto teplotním intervalu dojde pak ke svinutí válcovaných pásů, aniž by došlo k negativnímu ovlivnění jejich struktury v důsledku teplotních změn, ke kterým dochází při navíjení v běžné provozní praxi. 4) Potlačení nukleace bainitu během pomalého ochlazování svitků tak aby bylo zajištěno, že ostrůvky uhlíkem obohaceného austenitu, přítomné na konci chladníku po 80 až 90% transformaci polygonálního feritu v průběhu ochlazování svitků netransformují na bainit, ale po podkročení teploty MS přímo na martenzit. Splnění uvedených požadavků je možné na základě vyvážené volby chemického složení. Aby vzniklo potřebné množství polygonálního feritu je doporučováno snížit obsah uhlíku na nejnižší přípustnou mez. Doporučovaný obsah uhlíku v ocelích typu „as rolled“ je 0,04 – 0,08%. Nižší obsah uhlíku způsobuje potíže při zaručení vzniku požadovaného podílu martenzitu a tím i výsledných pevnostních vlastností materiálu [14].
Křemík způsobuje menší citlivost oceli typu „as rolled“ na změny doválcovacích teplot. Jeho obsah by neměl převýšit 1,5%, což vyplývá z požadavku vyhnutí se perlitické transformaci. Poměr ochlazovacích rychlostí CRmax/CRmin (viz. obr. 2) by měl dosahovat hodnoty ≈ 10 [15]. 1200
Teplota [0C]
1000
PF75
800
PF
P Ps
PFx
600
CRmin
CRmax
400
BF + M1 Navíjení
200 M2 0 Čas Obrázek 2.
Log. času
Schématický ARA diagram plynulého ochlazování dvoufázové FM oceli typu „as rolled“.
Při volbě obsahu manganu je nutné přihlížet k jeho retardačnímu účinku na feritickou reakci a příznivému vlivu na prokalitelnost. Aby byla zajištěná potřebná prokalitelnost a stabilita austenitu a zároveň, aby se vyhovělo prvnímu metalurgickému požadavku doporučuje se množství manganu v rozmezí 0,8 – 1,0%. Druhý technologický požadavek lze splnit legováním molybdenem. Bylo zjištěno, že s rostoucím obsahem molybdenu je průběh perlitické transformace bržděn mnohem výrazněji, než průběh feritické transformace. Zvýšením obsahu molybdenu z 0 na 0,5% dochází k posuvu doby počátku perlitické přeměny z 10 na 10 000s. Přídavkem molybdenu lze tedy získat široké rozmezí možných ochlazovacích rychlostí zaručujících vznik požadovaného množství feritu bez nebezpečí vzniku nežádoucího perlitu. Třetí technologický požadavek souvisí s eliminaci vlivu změn navíjecích teplot na strukturní stav a mechanické vlastnosti u ocelí typu „as rolled“. Pásy jsou tedy navíjeny v teplotním pásmu mezi feriticko – perlitickou a bainitickou oblastí, kdy zbytek austenitu netransformuje. I v tomto případě je nezbytným prvkem molybden, který zaručuje vznik nespojitosti v transformaci austenitu mezi feriticko – perlitickou a bainitickou oblastí. Optimální obsah molybdenu vyhovující druhému a třetímu požadavku je 0,30 – 0,40%. Čtvrtý technologický požadavek, potlačení bainitické transformace, bezprostředně souvisí se zvýšením stability netransformovaného austenitu. Stabilizace netransformovaného
austenitu souvisí s předchozí feritickou transformací. Zvýšením obsahu uhlíku ve zbytkovém austenitu dochází ke zvýšení prokalitelnosti oceli a tím i k potlačení bainitické přeměny. Jiná možnost zvýšení stability netransformovaného austenitu spočívá ve vhodné kombinaci obsahu legujících prvků a to Mn, Si, Cr a Mo. Zvláště velký význam na zvýšení stability austenitu má chrom, jehož obsah se doporučuje 0,4 – 0,5%. Ještě je třeba se zmínit o fosforu, který může negativním způsobem ovlivnit požadovanou úroveň mechanických vlastností ocelí vyráběných technologií „as rolled“. Fosfor má při pomalém ochlazování svitků z navíjecích teplot (500 – 630°C) tendenci segregovat na hranicích zrn a způsobovat zkřehnutí. Proto by měl být jeho obsah v oceli co nejnižší. Jak již bylo uvedeno vznik dvoufázové FM oceli typu „as rolled“ vyžaduje legování Mn, Si, Mo, což je ekonomicky nákladné. Jistá možnost snížení obsahu legujících prvků spočívá v tom, že pásy jsou po válcování za tepla navíjeny pod teplotou Ms < 400°C [12]. Tím dojde k okamžité transformaci zbývajícího austenitu na martenzit. Podíl austenitu, který je pro transformaci k dispozici určuje rychlost ochlazování a množství legujících prvků. Tvorba struktury je v tomto případě ovlivněna teplotou konce válcování (doválcovací teplotou), rychlosti ochlazování a teplotou navíjení. 4.
MOŽNOSTI VÝROBY FM OCELÍ V PODMÍNKÁCH NH, a.s.
Na základě výše uvedených poznatků o chemickém složení a technologiích výroby dvoufázových FM ocelí a s přihlédnutím ke stávajícímu technologickému vybavení v NH, a.s. resp. v navazujících válcovnách za studena je možno konstatovat, že pro realizaci v naši a.s. připadá v úvahu - pro pásy válcované za tepla technologie „as rolled“
-
-
s běžnými podmínkami válcování
-
s nízkými teplotami navíjení
pro pásy válcované za studena technologie stacionárního žíhání
V tab.1 je uvedeno navrhované chemické složení pro praktické ověření výroby dvoufázových FM ocelí v NH, a.s.
Tabulka 1. Navrhované chemické složení ocelí pro praktické ověření výroby FM ocelí. PRAC.OZN B01D B02D
C [%] 0,04-0,07 0,07-0,10
Mn [%] 0,80-1,00 1,40-1,60
Si [%] 1,00-1,50 0,35-0,45
Al [%] 0,045 0,045
Cr [%] 0,40-0,50
Mo [%] 0,33-0,38 0,12-0,18
V případě, že bude použita ocel se zvýšeným obsahem Si a přídavkem Cr a Mo (B01D) je možno použít zcela běžné teploty ohřevu, doválcování i svinování. Vycházeje z technických údajů tratě P1500 je možno předpokládat, že tyto podmínky budou na dané trati realizovatelné.
V případě oceli s běžným obsahem Si, s vyšším obsahem Mn a obsahem pouze 0,18% Mo (B02D) jsou teploty ohřevu běžné, je však nutné intenzívní ochlazování vyválcovaného pásu tak, aby teplota navíjení činila cca 300°C. Zde tedy existují dvě otázky – zda úsek laminárního chlazení umožní dosáhnout této nízké teploty a dále zda bude ve schopnostech navíječky pás při této teplotě svinout. K rozborům možností výroby dvoufázových FM ocelí technologií „as rolled“ na trati P1500 byl použit matematický model válcování „HMS – Hot Strip Mill“. Daný program umožňuje simulaci reálného procesu válcování pásu za tepla na 2-stolicové reverzní trati Steckel (P1500). Pomocí programu byly stanoveny možnosti ovlivňování teplot navíjení pro různé tloušťky materiálů v závislosti na rychlosti válcování a režimu laminárního chlazení a byly stanoveny technologické parametry výroby odpovídající požadavkům technologie „as rolled“ [16]. Dále byly pomocí programu HSM pro ocel označenou B01D stanoveny zkušební parametry válcování teplého pásu tloušťky 2, 3 a 4mm na trati P1500, tak aby byly splněny podmínky pro výrobu dvoufázové oceli technologií „as rolled“, tj. doválcovací teplota (TDOV) 840-925°C, teplota navíjení (TSV) 450-630°C. Parametry válcování (doválcovací teplota TDOV, rychlost válcování – v a teplota navíjení TSV) jsou uvedené v tab.2.
Tabulka 2. Parametry válcování pro výrobu dvoufázových FM ocelí technologií „as rolled“ na trati P1500 v Nové Huti, a.s. stanovené programem „HSM“. TLOUŠŤKA [mm] 2,0 3,0 4,0
5.
TDOV [°C] 890,8-901,6 900,6-904,4 898,9-902,6
v [m.s-1] 6,67 4,44 2,39
TSV [°C] 551,9 552,3 541,6
ZÁVĚR
Výstavbou válcovací tratě Steckel v NH, a.s. vznikly možnosti výroby nových moderních typů za tepla válcovaných pásových ocelí. Jednou z nich jsou i dvoufázové feriticko – martenzitické oceli určené pro tváření za studena. V přispěvku jsou tyto oceli stručně charakterizovány z hlediska strukturního, chemického složení a jednotlivých způsobů jejich výroby. Vzhledem k technologickým podmínkám výroby v NH, a.s. lze realizovat pouze technologii „as rolled“ na nové trati P1500. Pro ověření byly navrženy dvě varianty chemického složení s rozdílnými parametry ochlazování po válcování a svinování, přičemž na možnostech jejich spolehlivé realizace na trati P1500 bude záviset případné zavedení výroby některé z těchto variant.
LITERATURA [1] [2] [3] [4] [5] [6] [7] [8] [9] [10] [11] [12] [13] [14] [15] [16]
T. Furukawa et al: Proc. Conf. „Structure and properties of dual phase steels“, TMS – AIME, New Orleans, La., February 1979, 281 – 303. J.M. Rigsbee et al: Proc. Conf. „Structure and properties of dual phase steels“, TMS – AIME, New Orleans, La., February 1979, 304 – 329. T. Kato et al: Proc. Conf. „Fundamentals of dual – phase steels“, TMS – AIME, Chicago, IL, February 1981, 199 – 220. T. Kato et al: Proc. Conf. „Fundamentals of dual – phase steels“, TMS – AIME, Chicago, IL, February 1981, 199 – 220. J.-O. Sperle: Steel TMS, Vol. 22,No. 3, 1998, 413-426. T.M. Hashimoto, M.S. Pereira: Int. J. Fatigue, Vol. 18, No. 8, 1996, 529-533. N. Kawagoishi, H. Nisitani, T. Toyohiro: JSME Int. J., A, Vol. 36, No. 1,1993, 126133. K. Nakajima et al: ISIJ Inter., Vol. 39, No. 5, 1999, 486-492. H. Ponschab et al: Berg – u. Huttemman. Monatshef., 130, N.11, 1985, 396 – 406. S. Hořejš, J. Wozniak, L‘. Paril‘ák: Hutn. Aktual. 26, č.11, 1985. D.T. Llewellyn, D.J. Hillis: Ironmaking and Steelmaking, Vol. 23, No. 6, 1996,471 – 478. O. Maid et al: Stahl u. Eisen108, Nr. 8, 1988, 365 – 370. P.R. Mould, C.C. Skena: Proc. Conf. „ Formable HSLA and dual phase steels“, TMS – AIME, Chicago, IL, October 1977, 181 – 204. J. Wozniak, S.Hořejš, V. Šmíd: Hutn. Aktual. 25, č.2, 1984. G.T. Eldis, A.P. Coldern, F.B. Fletcher: „Alloys for the 80´s“, Detroit, MI, Climax Molybdenum Co. 1980, 37 – 57. J. Peša, Š. Pacholková: „Dvoufázové feriticko – martenzitické oceli – I. etapa“, VZÚNOVÁ HUŤ, a.s. Ostrava, 1999.
