VLIV MIKROSTRUKTURY NA VLASTNOSTI LITÝCH OCELÍ MIKROLEGOVANÝCH VANADEM A TITANEM SVOČ – FST 2009 Bc. Michal Míšek, Západočeská univerzita v Plzni, Univerzitní 8, 306 14 Plzeň Česká republika ABSTRAKT Tato diplomová práce si klade za cíl zlepšení mechanických vlastností litých nízkouhlíkových manganových ocelí pomocí vhodného tepelného zpracování a mikrolegování. Práce obsahuje rešerši současného stavu litých mikrolegovaných ocelí a jejich hlavní využití. Experimentální program obsahuje tepelné zpracování zkušebních taveb referenční a mikrolegovaných ocelí. Byl zkoumán vztah mezi mikrostrukturou a mechanickými a křehkolomovými vlastnostmi po tepelném zpracování. Ke studiu byla použita světelná mikroskopie, scanovací elektronová mikroskopie s EDX analyzátorem a transmisní elektronová mikroskopie. Jsou diskutovány dosažené výsledky a jejich přínos pro průmyslovou praxi. KLÍČOVÁ SLOVA Mikrolegované oceli, tepelné zpracování, mechanické vlastnosti, mikrostruktura
1 ÚVOD Mikrolegované oceli jsou dnes často používaným konstrukčním materiálem. Jsou známe pod zkratkou HSLA (High Strength Low Alloy) a požadovaných vlastností je dosahováno především vhodně zvoleným tepelně-mechanickým zpracováním. Jejich přednostmi jsou zvýšená mez kluzu, dobrá houževnatost i při nižších teplotách a zaručená svařitelnost. Požadované vlastnosti těchto ocelí jsou dosaženy válcováním za tepla a následným řízeným ochlazováním. U nízkolegovaných ocelí s malou příměsí legujících prvků, je dosahováno meze kluzu v rozsahu 400-700 MPa, tedy na úrovni zhruba dvojnásobku pro obvyklé uhlíkové oceli. Vliv mikrolegování lze rovněž využít u litých ocelí s nízkým obsahem uhlíku, kterým byla dosud věnována značně menší pozornost než jim odpovídajícím tvářeným variantám. Při nepřítomnosti deformačního zpevnění přitom lité oceli při srovnatelné pevnosti vykazují zlepšené chování při provozu za zvýšených teplot a zaručenou svařitelnost. Pro lité ocele je zvláště důležitá volba chemického složení a tepelného zpracování, aby bylo dosaženo vhodné kombinace pevnostních parametrů, daných zejména precipitačním zpevněním a zpevněním hranicemi zrn při dostatečné houževnatosti a při dobrých technologických parametrech. Snahou je dosáhnout co nejjemnějších precipitátů (typicky VC, NbC a Ti(C,N)) zabraňující růstu zrna při tepelném zpracování a vytvrzujících základní kovovou matrici. Litý stav s sebou přináší výhody jak bylo již uvedeno výše, tak i některé nevýhody. Při velmi nízkých obsazích mikrolegur, které navíc potřebujeme do značné míry rozpustit do matrice je třeba věnovat velkou pozornost segregačním procesům, které rozhodujícím způsobem ovlivňují homogenitu odlitku [1,2,3]. Se stále dokonalejší výpočetní technikou roste i možnost vývoje technologií tepelného zpracování za pomoci numerického modelování a simulace. Díky tomu můžeme s určitou přesností předpokládat výsledné vlastnosti oceli při daném režimu tepelného zpracování. Současné i perspektivní použití mikrolegovaných nízkouhlíkových ocelí na odlitky vychází z kombinace příznivých vlastností těchto ocelí. Klasická použití zahrnují odlitky dílců soustav pro rozvod páry, skříně kompresorů zemního plynu a potrubních uzlů konstrukcí pobřežních plošin. Významné je použití daných ocelí v metalurgickém průmyslu na kokily a formy, přičemž se využívá jejich odolnost proti vysokoteplotní oxidaci a odolnost proti tepelným šokům. Jedná se o kokily pro odlévání surového železa, oceli, feroslitin i slitin neželezných kovů, jejichž životnost dosahuje několika tisíc taveb ve srovnání se stovkami taveb do litinových forem s kuličkovým grafitem. Dále jsou tyto oceli vhodné pro zařízení k zakládání a vykládání tavících pecí, ramena ingotových manipulátorů aj. Ke speciálním použitím patří automatické spojky železničních vagónů, které jsou zatěžovány rázy a proměnnými klimatickými podmínkami a mohou být opracovány navařováním bez demontáže nebo na součásti kulových mlýnů při výrobě cementu. Použití v jaderné energetice záleží v konstrukcích na ochranu před seismickými otřesy nebo potenciálně v konstrukci silnostěnných nádob (kontejnerů) [4].
2 MIKROLEGOVANÉ LITÉ OCELI Od roku 1980 jsou požadavky na nízkonákladovou výrobu litých ocelí s vyšší pevností, s dobrou houževnatostí a svařitelností. To zaměřilo pozornost vědců na mikrolegované lité oceli. Mikrolegované lité oceli jsou v podstatě nízko až středně uhlíkové oceli s přídavkem manganu v obsahu 1,2 - 2 hm.% a obsahující tradiční mikrolegující prvky jako titan, niob a vanad. Dnes tyto ocele nacházejí mnohá uplatnění ve výrobním průmyslu. Většina těchto mikrolegovaných ocelí se musí před použitím tepelně zpracovat. To vede ke zkoumání vhodných způsobů a parametrů tepelného zpracování litých ocelí, jako je homogenizace, čas a teplota austenitizace, rychlost ochlazování, interkritické tepelné zpracování a teplota a čas popouštění. Mikrolegované lité oceli mají možnost dosáhnout dobré kombinace mechanických vlastností a nahradit některé produkty v mnoha průmyslových aplikacích vyráběné dosud z mnohem dražších materiálů [5,6]. Mikrolegující prvky precipitačně zpevňují ocel tvorbou karbidů, nitridů a karbonitridů. Precipitáty mikrolegujících prvků zvyšují teplotu přechodu ke křehkému lomu, avšak intenzita tohoto vlivu klesá s rostoucím zpevněním. Vliv mikrolegujících prvků na vlastnosti oceli výrazně závisí na jejich tepelném zpracování. Obvykle obsahy jednotlivých prvků nepřevyšují u vanadu a titanu 0,1 %, u niobu 0,08 % [7]. Titan, niob, vanad a hliník se přidávají do oceli také za účelem zmenšení mezilamelárních vzdáleností perlitu, precipitačnímu zpevnění a v neposlední řadě k fixaci nitridů (tím, že se redukuje volný dusík). Objem perlitu, velikost feritického zrna, vzdálenost lamel perlitu i obsah intersticiálních karbidů mají podstatný vliv na mechanické vlastnosti materiálu. Vliv jednotlivých přísad na konkrétní změny v matrici je uveden v tab.1. Z ní vyplývá, že vanad je silně karbidotvorný a nitridotvorný prvek bez výraznějšího působení v tuhém roztoku. Oproti tomu niob vytváří minimum nitridů a nezpůsobuje strukturní změny, zato silně ovlivňuje feritické zrno (vytváří karbidy po hranicích zrn, které pak blokují jejich růst). Titan nepůsobí na strukturu matrice, vytváří nitridy (a karbidy), nad 0,05 % precipitačně zpevňuje, obohacuje hranice zrn a zvyšuje křehkost feritu [8]. prvek
precipitační zpevnění
vliv na feritické zrno
tvorba nitridů
změny struktury
V
silné
slabý
silná
střední
Nb
střední
silný
slabá
žádné
Ti
do 0,02 % žádné nad 0,05 % silné
silný
silná
žádné
Tab.1 Vliv přísady na vybrané vlastnosti [8] 2.1 Mikrolegování vanadem Legování vanadem téměř odstraňuje zónu kolumnárních krystalů tím, že zjemňuje dendritickou strukturu. Karbidy a nitridy slouží jako zárodky krystalizace. Vzrůst obsahu vanadu do 0,15 % způsobuje lineární vzrůst precipitačního zpevnění. V nízkouhlíkových manganových ocelích vyvolává vanad při rychlosti ochlazování 6°C/s vznik jehlicovitého feritu bez karbidů, což příznivě ovlivňuje houževnatost materiálu [8]. Vanad, jakožto silně karbidotvorný prvek, značně ovlivňuje řadu fyzikálně mechanických a technologických vlastností (zvyšuje pevnost, zlepšuje svařitelnost, podporuje vznik jemnozrnné struktury). Při vyšších obsazích (nad 0,1 %) však zvyšuje sklon ocelí ke křehkému porušení a zvyšuje tranzitní teplotu [9]. 2.2 Mikrolegování titanem Precipitační zpevnění lze zlepšit titanem, který vytváří oproti vanadu jemnější a početnější částice. Titan je aktivní prvek, lehce reagující nejen s uhlíkem a dusíkem, ale i s vodíkem, cerem a kyslíkem. Brzdí pohyblivost atomů vodíku, udržují ho v tuhém roztoku, čímž zvyšují tvárnost a lomovou houževnatost. Na druhou stranu mohou způsobit hromadění vodíku a tvorbu floků. Obsah titanu do 0,04 % znatelně zvyšuje mechanické vlastnosti oceli, v objemech do 0,2 % vykazuje užitečný vliv na mechanické vlastnosti za současného nepatrného snížení tvárnosti a houževnatosti. Nad hranicí 0,05 % titan zvyšuje křehkost feritu, dochází k obohacování hranic zrn a vytváření ostrohranných karbidů TiC i nerovnoměrně rozdělených nitridů TiN (vznikají již při 0,005 % dusíku), které ještě v tekutém stavu oceli začínají vyplouvat a vytvářet nehomogenity. Z toho plyne potřeba rychlého odlití a dobrého zavedení přísady do taveniny. Titan se používá k dezoxidaci a k regulování velikosti zrna. Dezoxidace titanem zvyšuje lámavost za studena, proto je lépe tuto operaci provést hliníkem, příp. vanadem. Vliv titanu na mechanické vlastnosti závisí na teplotě tepelného zpracování a jeho obsahu v matrici (resp. v TiC). Díky větším atomovým poloměrům titanu, tantalu a niobu se tyto prvky nerozpouštějí v cementitu, ale vytvářejí speciální karbidy. V litých manganových ocelích dochází díky manganu k oslabování vazeb mezi titanem a uhlíkem, což ulehčuje jejich částečné rozpouštění v austenitu. Dostatek titanu v matrici prospívá zmenšení primárního i sekundárního austenitu a udržuje dusík v disperzních částicích. Tím roste tvárnost a lomová houževnatost a snižuje se teplota lámavosti za studena. Odstraňuje také sklon nízkouhlíkových ocelí
ke stárnutí. Dále je snížení křehkolomnosti oceli spojeno s příznivým působením manganu na rovnoměrné rozložení fosforu [8]. 3 TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ Při určitém chemickém složení má tepelné zpracování vedoucí k odpovídajícímu složení strukturních složek klíčový význam pro konečné vlastnosti odlitků. Tepelné zpracování mikrolegovaných ocelí na odlitky je obvykle složené z několika následujících etap: homogenizačního anebo rozpouštěcího žíhání, normalizačního žíhání, kalení, popouštění a interkritického tepelného zpracování. 4 PRECIPITAČNÍ PROCES Při rozpadu tuhého roztoku odmíšením vzniká často nejdříve segregát, předprecipitační stadium vyjádřené nikoli částicemi, ale periodickými oscilacemi koncentrace uvnitř struktury rozpadajícího se tuhého roztoku, kterým se též říká Guinier-Prestonovy (GP) zóny. GP-zóny se svou atomovou strukturou od struktury matričního tuhého roztoku příliš neliší a nejsou od něj odděleny žádnou zřetelnou mezifázovou hranicí. Jsou tedy se strukturou matrice dobře propojeny. Z GP-zóny vzniká někdy v dalším průběhu odmíšením tzv. přechodný precipitát. Jeho struktura se od struktury matrice liší více a také mezi ním a matricí je zřetelná mezifázová hranice. Proto ∆σv (změna volné entalpie při precipitaci) a σ (energie mezifázového rozhraní) budou pro přechodný precipitát větší než pro Guinier-Prestonovy zóny. V důsledku větší odlišnosti struktury přechodného precipitátu od struktury matrice může být už koherence jejich rozhraní částečně ztracena, a proto bývá k u přechodného precipitátu menší než u GP-zóny. Nakonec vznikne z přechodného precipitátu rovnovážný, většinou již nekoherentní precipitát, jehož ∆σv a σ budou ještě větší než u přechodného precipitátu a k bude naopak menší než v přechodném precipitátu. 4.1 Koherence precipitátu Charakteristickým projevem precipitace je vytvrzení tuhého roztoku, v němž k precipitaci dochází. Precipitát vznikající v tuhém roztoku brzdí totiž pohyb dislokací (jimiž se plastická deformace většinou realizuje), které se na jednotlivých částečkách precipitátu zachycují. Vytvrzující účinek precipitace je tím větší, čím jsou částice precipitátu drobnější. Zvláště výrazné je precipitační vytvrzení v případě, že jde o precipitát koherentní, jehož malé částice koloidního rozměru zachovávají souvislost s mříží matrice, v níž vyvolávají napěťová pole, jež mají (na dislokace) mnohem větší dosah, než jest rozměr samotných částic precipitátu. Když částice precipitátu zhrubne, napětí mezi ní a matricí vzroste natolik, že se vytvoří ostré mezifázové rozhraní. Tím ovšem napěťové pole kolem precipitátu zanikne a s ním i jeho vytvrzující účinek. Koherentní bývá zejména přechodový precipitát a samozřejmě precipitační stadia odmíšení, tedy Guinier-Prestonovy zóny. O rozhraní mezi precipitátem a matricí říkáme, že je koherentní, když původní i nová fáze mají v určitých rovinách a směrech podobné rozmístění atomů a mřížka nové fáze se orientuje tak, aby její roviny a směry byly orientovány shodně s odpovídajícími rovinami a směry mateční fáze (obr.1)
Obr. 1 a) koherentní rozhraní, b) semikoherentní rozhraní, c) nekoherentní rozhraní [10] 5 PRECIPITACE V LITÝCH MIKROLEGOVANÝCH OCELÍCH Mikrolegování je jednou z hospodárných a efektivních cest k vyhovění požadavkům na vysoce kvalitní ocel. Mikrolegující prvky titan, niob a vanad usnadňují zjemnění zrna prostřednictvím precipitace v austenitu a přispívají k disperznímu zpevnění díky precipitaci ve feritu během nebo po γ-α transformaci. Multi-mikrolegování vede k formování sloučenin s komplexním chemickým složením, které dále působí na mechanické vlastnosti ocelí. Kombinací mikrolegujících prvků (niob,vanad,titan) může být precipitační zisk každého prvku plně zužitkován [11,12].
5.1 Druhy zpevnění Zásluhou odlišností v precipitačních termodynamických a dynamických vlastnostech, jsou zpevňující mechanismy niobu, vanadu a titanu velmi odlišné. Precipitace niobu a titanu probíhá za vyšší teploty, kolem 1050 °C, s dobrou termostabilitou. Přesto jsou precipitující částice náchylné k hrubnutí. Precipitační teplota vanadu je spíše nízká, přibližně 800 °C, je proto snadno rozpustný. Precipitační částice vanadu je velmi malá a má proto velký zpevňující efekt [11]. Strukturní zpevnění – základní struktura mikrolegovaných litých ocelí s kombinacemi Ti-Nb-V je složená především z feritu, popuštěného martenzitu a granulárního bainitu. Autoři [11] uvádějí ve své studii objevení normalizovaného komplexního typu granulárního bainitu a popouštěného komplexního typu granulárního bainitu. Po popuštění se pevnost v tahu snížila jen nepatrně. Martenzit a austenit mohly být ve struktuře bainitických částic odděleny, a to ukazuje, že struktura bainitických částic má zpevňující efekt. Zpevnění hranicemi jemných zrn – podmínkou je, že při kombinovaným mikrolegování se budou vytvářet stejné precipitující částice v litém, normalizovaném a popouštěném stavu. Tak je možné předejít zvyšující se velikosti austenitického zrna a podpořit jeho zjemnění. V normalizovaném a v normalizovaném a popouštěném stavu je velikost precipitujících částic velmi malá (průměr 20 µm), což má za následek velký zpevňující efekt. Precipitační zpevnění – po popuštění se vytvoří velký počet jemných precipitačních částic a dostaví se precipitační zpevňující efekt. Zpevňující efekt může být vysvětlen Orawanovým mechanismem, tj. vzájemným působením mezi deformovanými precipitovanými částicemi a pohybem dislokací. Precipitační zpevnění je závislé na objemovém podílu, velikosti částic a mezičásticové vzdálenosti jemných částic ve feritu. Objemový podíl jemných částic závisí hlavně na množství vanadu a dusíku, který byl spotřebován k precipitaci ve feritu. Výpočet pomocí softwaru ChemSage předpovídá, že přídavek titanu v ocelích podporuje precipitaci karbonitridů v austenitu při mnohem vyšších teplotách, plynoucí z vyloučení většího množství vanadu a dusíku mimo roztok před γ-α transformací, z čehož resultuje snížený objemový podíl jemných částic [11,13]. 6 KLASIFIKACE MIKROSTRUKTURY Mikrolegováním chceme získat rovnoměrnou distribuci drobných vměstků, karbidů, nitridů a karbonitridů mikrolegujících prvků vhodnou pro intragranulární nukleaci nových fází při rozpadu austenitu a pro zvýšení precipitačního zpevnění. Při různých režimech tepelného zpracování a ochlazovacích podmínkách mohou vznikat v mikrolegovaných ocelích směsné struktury bainitu, martenzitu, feritu a perlitu. Proto je potřeba při popisu mikrostruktur, zvláště u směsných struktur bainitu, identifikovat jednotlivé strukturní složky podle určitého klasifikačního systému. V této práci bude mikrostruktura hodnocena podle schématu na obr.2. austenit
martenzit
dolní bainit
bainit
horní bainit
perlit
granulární bainit
polygonální ferit
acikulární ferit
Obr. 2 Klasifikace mikrostruktury použitá v této práci 6.1 Acikulární ferit Acikulární ferit je typem bainitické struktury. Bainitický ferit netvoří uspořádané pakety rovnoběžných desek nebo latěk, ale chaoticky rozmístěné jednotlivé desky čočkovitého tvaru, které nukleují na malých nekovových částicích a rostou do různých směrů. Takováto “chaotická“ struktura má příznivé mechanické vlastnosti. Vyznačuje se vysokou pevností a houževnatostí. Při šíření trhliny se při každém střetu čela trhliny s hranící desky trhlina odkloní do jiného směru na rozdíl od trhliny šířící se paketem rovnoběžných desek nebo latěk a tím se zvyšuje energie potřebná pro šíření trhliny. Acikulární ferit lze pokládat za velmi významnou mikrostrukturní komponentu vzhledem k jeho poměrně vysoké úrovni jak pevnostních vlastností, tak i houževnatosti. Daná mikrostruktura může mít tedy mnohostranné technické uplatnění, ať už jde o pásy, plechy nebo trubky. Vzájemné uspořádání desek (latěk) acikulárního feritu je spojeno v převažující míře s vysokoúhlovým fázovým rozhraním. Toto je charakterizováno úhlem větším než 15 °. V případě acikulárního feritu zmíněná desorientace představuje úhly větší než 45 °, které takto tvoří efektivní překážku pro šíření štěpných trhlin. V tomto právě spočívá významný přínos mikrostruktury acikulárního feritu ne jenom pro zvýšení houževnatosti, ale například i odolnosti proti vodíkem indukovanému praskání označovaného jako HIC. Mikrostruktura acikulárního feritu neumožňuje snadné šíření štěpné trhliny v důsledku přítomnosti velkého počtu desek
(latěk) s vysokoúhlovou orientací a kratší vzdáleností mezi nimi. Šířící se štěpná trhlina musí velmi často překonávat zmíněné vysokoúhlové překážky a každá představuje pro šířící se trhlinu ztrátu kinetické energie a posléze i její brzké zastavení, což se pozitivně odráží i na finální úrovni tažnosti matrice s majoritním podílem acikulárního feritu [14,15]. 7 EXPERIMENTÁLNÍ PROGRAM V experimentálním programu bylo použito tří experimentálních taveb, kdy byly odlity desky o rozměrech 700x250x40 mm lišících se obsahem legujících prvků. Vedle srovnávacího nelegovaného stavu byly zbylé tavby legovány titanem a kombinací titanu a vanadu. Výsledné chemické složení jednotlivých taveb je uvedeno v tab.2. U mikrolegované oceli 5M byly v prvním kroku z desek odděleny malé vzorky o rozměrech 10x10x55 mm, které byly podrobeny rozpouštěcímu žíhání v rozmezí teplot od 1300 °C do 1460 °C, které mělo za úkol přinést poznatky o úrovni rozpuštění primárních karbonitridů legujících prvků. Podmínky tepelného zpracování jsou shrnuty v tab.3. Výsledky z tohoto experimentu byly následně použity pro upřesnění teplot rozpouštěcího žíhání pro všechny typy zkoumaných ocelí. Odlité desky byly podrobeny rozpouštěcímu žíhání a poté rozřezány na hranoly o rozměrech 100x100x35 mm, které byly dále tepelně zpracovány (žíhání) a na kterých byly zkoušeny různé rychlosti ochlazování. Mechanické a křehkolomné vlastnosti po tepelném zpracování byly určovány pomocí tahových zkoušek, zkoušek tvrdosti a zkoušek vrubové houževnatosti. Pro zkoušku tahem byla vyrobena zkušební tělesa kruhového průřezu 6 mm. Zkoušky za teploty místnosti byly provedeny podle ČSN EN 10002-1. Zkoušky rázem v ohybu probíhaly na standardních zkušebních tělesech s V-vrubem podle ČSN 10045-1. Tvrdost podle Vickerse byla měřena podle ČSN EN ISO 6507-1 při zatížení 98,1 [N], po dobu 10 [s]. Makrostruktura materiálu byla hodnocena pomocí zařízení NIKON SMZ 800. Vzorky pro pozorování makrostruktury byly leptány směsí nitalu a kyseliny dusičné. Mikrostruktura byla určována pomocí světelné a řádkovací elektronové mikroskopie na zařízeních NIKON EPIPHOT 300 a JEOL JSM6490LV. Vzorky pro světelnou mikroskopii byly připraveny mechanickým broušením a leštěním na diamantových pastách a leptány nitalem. Pro kvantitativní hodnocení podílu jednotlivých strukturních složek a velikosti zrna byl použit systém obrazové analýzy Lucia 5 NIS Elements. Analýza lomových ploch byla též prováděna na řádkovacím elektronovém mikroskopu s EDX analyzátorem. Repliky z vybraných vzorků byly zkoumány na elektronovém transmisním mikroskopu.
Ocel
C
Mn
Si
P
S
Cu
Ni
V
Ti
Nb
Al
N
1M
0,17
1,47
0,39
0,012
0,010
0,15
0,20
<0,01
<0,01
0,01
0,056
0,009
5M
0,17
1,43
0,41
0,012
0,010
0,15
0,20
<0,01
0,03
0,01
0,064
0,010
6M
0,18
1,49
0,36
0,017
0,016
0,24
0,15
0,01
0,03
0,01
0,08
0,011
Tab.2 Chemické složení studovaných mikrolegovaných ocelí [hm. %]
Ocel 5M
Stav 5Z0 5Z1 5Z2 5Z3 5Z4
Rozpouštěcí žíhání výchozí stav 1300 °C/2hod/voda 1350 °C/2hod/voda 1430 °C/2hod/voda 1460 °C/2hod/voda
Tab.3 Podmínky rozpouštěcího žíhání 8 VÝSLEDKY Zkušební rozpouštěcí žíhání u oceli 5M vedlo k závěrům, že do teploty cca 1430 °C nemá její výše zásadní vliv na velikost původního austenitického zrna, které se pohybovalo v rozmezí 100-200 µm. Proto bylo možno zvolit při následném tepelném zpracování odlitého bloku vyšší teplotu rozpouštěcího žíhání, která zajistí větší množství rozpuštěných karbidů, nitridů a karbonitridů mikrolegujících prvků v matrici kovu. Při teplotě rozpouštěcího žíhání 1460 °C už došlo k většímu zhrubnutí austenitického zrna (400 µm <). Výsledné mechanické vlastnosti a strukturní složení zpracovaných vzorků jsou uvedeny v tab.4.
vzorek ČSN422707
struktura
1M1A
ferit+perlit
1M1B
ferit+perlit
5M3E 5M3F
ferit+acikulární ferit+horní bainit ferit+acikulární ferit+horní bainit
6M2A
ferit+perlit
6M2B
ferit+perlit
6M2G 6M2H 6M3G 6M3H
ferit+perlit+ horní bainit ferit+perlit+ horní bainit acikulární ferit+horní bainit acikulární ferit+horní bainit
Rp0,2 [MPa] ≥ 270
Rm [MPa] 420 - 570
A [%] ≥ 25
Z [%] ≥ 50
KCV [Jcm-2] ≥ 80
409
566
31,3
67,9
172
410
566
31,7
71,6
186
-
470
644
20,3
43,7
81
-
485
644
21,7
51,0
81
440
601
26,0
64,0
83
444
601
26,3
64,0
83
-
486
722
20,0
48,6
46
-
479
686
20,3
41,2
43
-
513
715
18,0
38,6
51
-
559
736
15,7
33,3
53
podíl fází perlit 24,9%; fer. zrno-8,1µm perlit 31,3%; fer. zrno-8,5µm
perlit 29,6%; fer. zrno-10,7µm perlit 34,1%; fer. zrno-10,7µm
Tab.4 Strukturní složení a mechanické vlastnosti zpracovaných vzorků 9 DISKUZE A ZÁVĚR Z dosažených výsledků je patrné, že u všech zpracovaných vzorků došlo k nárůstu pevnostních hodnot oproti nezpracované oceli (ekvivalent ČSN 42707). U nelegovaných vzorků (1M1A a 1M1B) byla výsledná struktura po tepelném zpracování feriticko – perlitická, při obsahu perlitu 25 – 30 % a velikosti feritického zrna kolem 8 µm (obr. 3a,b). Tato velmi jemná struktura (obr.3a) je odpovědná za velmi vysoké hodnoty tažnosti (více než 30 %) a vrubové houževnatosti (cca 180 Jcm-2). Obdobně u vzorků 6M2A a 6M2B, u kterých byla po ochlazení na teplotu 575 °C aplikována půlhodinová výdrž v peci před dochlazením na vzduchu, byla výsledná struktura feriticko – perlitická s obsahem perlitu a velikostí feritického zrna podobná jako v předchozím případě (obr.3b). Následkem přítomnosti mikrolegur v oceli se zvýšila jak mez kluzu tak i mez pevnosti v porovnání s referenční ocelí. U vzorků 6M2G a 6M2H které byly po ochlazení na 575 °C dochlazeny na teplotu okolí bez mezivýdrže v peci, byla finální struktura tvořena opět jemným feritem s malým podílem perlitu a horním bainitem (obr.3c,d). Bylo dosaženo velmi vysokých hodnot meze pevnosti (~700 MPa) při zachování tažnosti více než 20 %. Pro série vzorků (5M3E,5M3F) a (6M3G,6M3H) byla použita, s ohledem na výsledky zkušebního rozpouštěcího žíhání, vyšší teplota rozpouštěcího žíhání (1300 °C). To zajistilo větší množství rozpuštěných karbidů, karbonitridů a nitridů mikrolegujících prvků v matrici kovu. Ochlazení z teploty žíhání (900 °C) na teplotu 520 °C probíhalo rychlostmi 10 a 30 Ks-1, poté následovalo volné dochlazení na vzduchu. Bylo dosaženo struktury s určitým podílem acikulárního feritu (obr.3h), jehož stručná charakteristika a výhody jsou popsány v kapitole 6.1. Získané výsledky potvrdily teoretické předpoklady. Větší množství rozpuštěných částic vedlo k zvýšení pevnostních hodnot u obou sérií vzorků (u vzorku 6M3H mez kluzu 559 MPa, mez pevnosti 736 MPa). Podíl acikulárního feritu ve struktuře měl za následek zvýšení vrubové houževnatosti oproti předchozím mikrolegovaným vzorkům, při zachování tažnosti okolo 20 %. Na vzorcích po zkoušce vrubové houževnatosti byla provedena fraktografie lomových ploch. U vzorků s feriticko – perlitickou strukturou byl zjištěn dokonale houževnatý lom (obr.3e). Na snímku je patrná jamková morfologie, s velikostí jamek od několika jednotek mikrometrů až po jamky velikosti několika desítek mikrometrů. Na každou jamku připadá určité množství spotřebované energie při vzniku lomové plochy. Z tohoto důvodu zde byly naměřeny nejvyšší hodnoty vrubové houževnatosti. Jamky byly iniciovány drobnými částicemi Al2O3 a MnS, což bylo potvrzeno EDX analýzou (obr.3g). U mikrolegovaných vzorků s mezivýdrží v peci (6M2A a 6M2B) převládalo křehké porušení (obr.3f) s menšími oblastmi tvárného porušení. U těchto vzorků byly nalezeny nerozpuštěné částice nitridu titanu. Vzorky bez mezivýdrže v peci byly porušeny křehkým štěpením s můstky tvárného porušení, bylo zaznamenáno i interkrystalické porušení. U vzorků bylo zjištěno velké množství sulfidických vměstků v mezidendritických prostorech. Cílem této diplomové práce bylo zlepšení mechanických vlastností litých nízkouhlíkových manganových ocelí a to za pomoci vhodného tepelného zpracování a mikrolegování. Současný stav litých mikrolegovaných ocelí v České
republice je takový, že k mikrolegování se používá ve většině případů niob nebo vanad, titan se objevuje spíše výjimečně. V zahraničí začínají experimenty s přidáváním mikrolegur jako jsou zirkon, měď a bor. Zatímco mikrolegování zirkonem bylo vyzkoušeno i u litých variant HSLA ocelí, měď a bor zatím pouze u tvářených variant. Dosahované mechanické hodnoty u mikrolegovaných litých ocelí v ČR jsou přibližně 380 – 470 MPa u meze kluzu, 580 – 690 MPa u meze pevnosti a 20 – 60 Jcm-2 u vrubové houževnatosti. Získané výsledky tyto hodnoty potvrzují a u několika vzorků navíc překonávají. V experimentu bylo u všech vzorků dosaženo velmi jemné struktury (jednotky, desítky µm), což je v případě litých ocelí, kde není výjimkou velikost zrna v mm, významné zjištění. Mezi hlavní výhody je v tomto případě skutečnost, že mechanické vlastnosti byly dosaženy pouze za pomoci mikrolegování (0,01 – 0,03 hm. % titanu nebo vanadu) a běžného způsobu tepelného zpracování (žíhání). Lze proto tento způsob výroby mikrolegovaných litých ocelí použít bez jakýchkoliv úprav stávajícího výrobního zařízení nebo technologických postupů. Také ekonomické hledisko je v tomto případě nezanedbatelné. Oproti základnímu referenčnímu stavu došlo k nárůstu mechanických hodnot o několik desítek procent. V důsledku toho lze lité oceli využít v mnoha případech jako náhradu za dražší varianty tvářených ocelí při srovnatelných vlastnostech, což má za následek výraznou úsporu nákladů. Oblasti výzkumu a vývoje mikrolegovaných litých ocelí bylo zatím věnováno mnohem méně pozornosti než tvářeným variantám. Proto zde existují další možnosti v oblasti rozvoje výroby HSLA litých ocelí. Ať už to je mikrolegování jinými přísadami (zirkon, měď, bor), řízené mikrolegování (dosažení rovnoměrného rozložení legur v tavenině), optimalizace parametrů nebo vývoj vhodné technologie tepelného zpracování za pomoci numerického modelování a simulace.
a) vzorek 1M1A, zvětšeno 100x, Nital
b) vzorek 6M2B, SEM, zvětšeno 5000x
c) vzorek 6M2H, zvětšeno 500x, Nital
d) vzorek 6M2G, SEM, zvětšeno 5000x
MnS Al2O3
e) vzorek 1M1A, SEM, zvětšeno 2000x
g) EDX analýza
f) vzorek 6M2B, SEM, zvětšeno 2000x
h) vzorek 6M3H, zvětšeno 500x, Nital
Obr.3 Ukázky výsledných struktur a lomových ploch 10 LITERATURA [1] Hásek, P., Macek, K. Chem. heterogenita mikrolegovaných ocelí na odlitky METAL 2005,Tanger s.r.o.Ostrava,č. 97 [2] Kasl, J., Jandová, D., Němeček, S., Kraus, L. Vliv tepelného zpracování a mikrolegování na strukturu a vlastnosti litých manganových ocelí. METAL 2005, Tanger s.r.o. Ostrava, č. 104. [3] Macek. K., Pluphrach, G. Metalografie mikrolegovaných ocelí v litém stavu. [4] Macek, K. Mikrolegované oceli na odlitky,jejich vl. a perspektivní užití.Slévárenstí, 2003,roč. 51,č. 11/12,s.465-469 [5] Najafi, H., Rassizadehghani, J., Halvaaee, A. Mechanical Properties of As cast Microalloyed Steels containing V, N and Ti. Materials Science and Technology, 2007, Vol. 23, No.6, pp. 699-705. [6] Rassizadehghani, J., Najafi, H., Emamy, M., Eslami-Saeen, G. Mechanical properties of V-, Nb-, and Ti-bearing Ascast Microalloyed Steels. J. Mater. Sci. Technol., 2007, Vol. 23, No. 6, pp. 779-784. [7] Macek, K. Pokroky ve fyzikální metalurgii. Sborník přednášek z odborného semináře uspořádaného k 80. narozeninám prof. Ing. Karla Mazance, DrSc., Ostrava: VŠB TU, 2005. [8] Kraus, L., Kasl, J. Fracture resistance of steels for containers of spent nuclear fuel. Škoda výzkum s.r.o., 2001. [9] Kraus, L. Optimalizace tepelného zpracování odlitku kontejneru Škoda. Škoda výzkum s.r.o., 1996 [10] Fiala, J., Mentl, V., Šutta, P. Struktura a vl. materiálů. Praha: ACADEMIA, 2003, 1.vydání, ISBN 80-200-1223-0. [11] Han, J., Liu, Y., Li, W., Li, R., Xu, W., Wang, J. Study and Application of Nb-V-Ti Microalloyed Cast Steel. J. Iron & Steel Res., Int., 2005, Vol. 12, No. 3, pp. 56-59. [12] Zhou, C., Priestner, R. The Evolution of Precipitates in Nb-Ti Microalloyed Steels during Solidification and Postsolidification Cooling. ISIJ International, 1996, Vol. 36, No. 11, pp. 1397-1405. [13] Li, Y., Wilson, J., Crowther, D.N., Mitchell, P.S., Craven, A.J., Baker, T.N. The Effects of Vanadium, Niobium, Titanium and Zirconium on the Microstructure and Mechanical Properties of Thin Slab Cast Steels. ISIJ International, 2004, Vol. 44, No. 6, pp. 1093-1102. [14] Jandová, D. Bainit v ocelích. 11.konf. Přínos metalografie pro řešení výr. problémů, Lázně Libverda, 2008, č.28. [15] Mazancová, E., Rucká, Z., Mazanec, K. Hodnocení vlivu tepelného pracování (TZ) na náchylnost oceli k vodíkové křehkosti. 22. mezinárodní konference tepelného zpracování, Brno, 2008, s. 41-48.
