TVARITELNOST NÍZKOUHLÍKOVÉ OCELI SE ZVÝŠENÝMI OBSAHY MEDI A CÍNU THE FORMABILITY OF LOW CARBON STEEL WITH INCREASED CONTENT OF COPPER AND TIN

Transkript

1 TVARITELNOST NÍZKOUHLÍKOVÉ OCELI SE ZVÝŠENÝMI OBSAHY MEDI A CÍNU THE FORMABILITY OF LOW CARBON STEEL WITH INCREASED CONTENT OF COPPER AND TIN Petra Gembalová a Zdenek Vašek b Pavel Szturc a Josef Boruta a a VÍTKOVICE - Výzkum a vývoj, spol.s r.o., Pohranicní 31, Ostrava Vítkovice, CR b ISPAT Nová hut, a. s., Vratimovská 689, Ostrava Kuncice, CR, zvasek@novahut.cz Abstrakt Problematika vlivu nežádoucích prímesí voceli se stává v poslední dobe velmi aktuální s ohledem na zvyšující se podíl kovového šrotu pri výrobe oceli. Zvýšené obsahy Cu a Sn zpusobují zhoršení tvaritelnosti zduvodu oslabení austenitických zrn a vedou potažmo ke vzniku mikrotrhlin, nejcasteji na povrhu plynule odlévaných polotovaru. Príspevek se zabývá zkoumáním vlivu techto nežádoucích prímesí na tvaritelnost nizkouhlíkových ocelí s využitím netradicní metodiky testování tahové zkoušky na torzním plastometru SETARAM ve spolecnosti VÍTKOVICE - Výzkum a vývoj, spol. s r.o. Abstract The problem of detrimental residuals in steels is becoming highly topical with respect to increasing share of metal scrap in steel production. An increased content of Cu and Sn causes degradation of formability. The austenite grains are weakened which leads to formation of micro-cracks, in particular on surface of continuously cast semi-products. This contribution deals with investigation of influence these detrimental residuals on low-carbon steel formability with utilization of unusual test method the tensile test with using of the torsion plastometer SETARAM in VÍTKOVICE Research and Development. 1. ÚVOD V souvislosti s využíváním ekologicky snad nejvýznamnejší vlastnosti oceli, která je zároven vysoce ekonomická, t.j. schopnosti témer úplné recyklace dochází postupne k nekterým nežádoucím jevum a to ke zvyšování metalurgicky dosud neodstranitelných prímesí jako napríklad cínu, antimonu, arsenu, bismutu a rovnež medi. Obohacení oceli temito povrchove aktivními prvky vede následne ke snížení kohezní pevnosti hranic zrn a mezidendritických rozhraní, což v konecném dusledku muže vést ke snížení vysokoteplotní plasticity, ci tvaritelnosti ocelí za tepla alespon v urcitých teplotních rozmezích. K urcení techto oblastí vede studium deformacního chování provádené s výhodou na moderních, pocítacove rízených plastometrech umožnujících nejruznejší variace casových, deformacních a rychlostních podmínek studovaného deformacního procesu [1]. Je známo, že plasticita, ci tvaritelnost je schopnost materiálu deformovat se bez porušení a to nejen 1

2 v makro, ale i v mikroskopickém stavu. Tato technologicky neobycejne významná komplexní charakteristika je ovlivnena mnoha faktory, jako jsou zejména chemické složení a typ oceli, její makro i mikrostruktura. Dále pak prítomnost z hlediska tvaritelnosti škodlivých prímesí a vmestku v oceli a vneposlední rade vlastní deformacní podmínky t. j. teplota, velikost a rychlost deformace, teplotne deformacní historie a napetový stav. Pri studiu vysokoteplotního snížení tvaritelnosti uhlíkových ocelí, resp. zjištování oblastí predpokládaného zkrehnutí byly identifikovány tri typy krehkosti [2, 3]. První oblast krehkost I. typu se vyskytuje u techto ocelí v blízkosti teploty solidu a souvisí s globálním ci lokálním natavováním. Krehkost II. typu se již nachází v oblastí stabilního austenitu ( C). Oblast krehkosti III. typu souvisí s fázovou transformací? a resp. a? a nachází se v teplotním rozmezí cca C. V drívejších spolecných výzkumech s kolegy z TU Košice [4, 5] jsme provádeli analýzy vysokoteplotního zkrehnutí prostrednictvím krutových zkoušek ve stavu po vysokoteplotním popouštecím žíhání až pri teplote 1415 C, tedy již voblasti krehkosti prvého typu. Rovnež zde se jednalo o nízkouhlíkové oceli s odstupnovanými obsahy Cu a to v úrovních od 0,04 pres 0,38 až po 0,63 hm % Cu. Vzorky byly krouceny za velmi nízkých deformacních rychlostí, rádu 10-3 s -1, pro priblížení se podmínkám pri spojitém lití. Pri strukturních, substrukturních (TEM) a fraktografických analýzách provádených na KNOM TU Košice [5] plastometricky exponovaných vzorku v teplotním rozsahu predpokládaného zkrehnutí, byla zdokumentována rada zajímavostí a urceny príciny zkrehnutí s temito závery: 1. Snížení plasticity analyzovaných nízkouhlíkových oceli v austenitické teplotní oblasti je dusledkem procesu segregace a precipitace prísad prímesí. 2. Prícinou vysokoteplotního zkrehnutí oceli s nízkým obsahem medi pri teplote 1050 C byl proces segregace prímesí na hranice zrn austenitu a následne precipitace jemných cástic sulfidu medi na hranicích austenitických zrn v kombinaci s natavením hranic zrn a jejich obohacení prímesemi pri rozpouštecím žíhání. 3. Pokles plasticity ocelí s vysokým obsahem medi (0,68 hm % Cu) zjištený pri teplote 1100 C je výsledkem obohacení hranic zrn prímesemi s následným natavením na hranicích v prubehu rozpouštecího žíhání, resp. pronikání tekutých fází medi na hranice zrn v austenitu. 2. POPIS NOVÉHO EXPERIMENTU Zkoumány byly nízkouhlíkové oceli v kontilitém stavu, chemické složení viz. Tab. I. Všechny vzorky pochází z ruzných míst po prurezu plynule litého sochoru kvadratického rozmeru 115 mm. Ve všech prípadech se jedná o oceli se zvýšeným obsahem doprovodných prvku a prímesí Cu, Ni, Sn. Tabulka I. Chemické složení zkoumaných nízkouhlíkových ocelí (hm %) Oznacení vzorku C Mn Si Cu Sn Ni Cekv. P 0,20 1,19 0,145 0,55 0,055 0,04 0,438 PP 0,21 0,84 0,116 0,57 0,029 0,05 0,392 PPP 0,08 0,69 0,204 0,28 0,025 0,03 0,210 Experiment byl proveden na plastometru SETARAM VÍTKOVICE. Toto zarízení umožnuje provádet nejen krutové, ale i tahové zkoušky za tepla a to díky vlastním vývojem zavedenému prídavnému zarízení pro zkoušení tahem [6]. Cást vzorku byla pred deformací 2

3 predehráta na 1300 C s petiminutovou výdrží na této teplote, k provedení rozpouštecího žíhání a vzorky byly následne ochlazeny na teplotu deformace s jednominutovou výdrží. Druhá cást byla deformována prímo z teploty deformace Td s petiminutovou výdrží na této teplote pred zahájením trhání. Deformace probíhaly v teplotním intervalu od 1150 C do 850 C u zkoušek s predehrevem, respektive do 950 C u zkoušek bez predehrevu. Výsledky byly zpracovány do protokolu a promerením pretržených vzorku byly rovnež stanoveny hodnoty pomerného zúžení v míste lomu užívané pri tahových zkouškách jako jedno ze základních kritérií tvaritelnosti. Pro výpocet hlavních deformacních charakteristik byly použity jednak normalizované, obecne známé vztahy (R m, A 5, Z) a dále byla urcována i jiná kritéria tvaritelnosti, resp.deformacních napetí, jako napríklad rovnomerná deformace (1), skutecné napetí pro oblast rovnomerné deformace (2) aj. Pro oblast rovnomerné deformace obvykle stanovujeme i soucinitel zpevnení n a Hollomonovu konstantu k, v mnoha prípadech umožnujících jednoduchý popis deformacního chování v podmínkách jedoosého stavu napjatosti pri rovnomerném tahu.. l? l? l m m 0? m? ln? ln (-) (1) l 0 l0 kde?l m je prodloužení a f m je skutecná deformace pri ztráte stability (t. j. v maximu zatežovací síly F m ). F m ( l 0?? l)? m? (MPa) (2) 2? d? l 0 4 Dalšími údaji na výstupním protokolu jsou tedy rovnež prodloužení v maximu síly a deformace do maxima, která k obecnému porovnání nekdy prepocítáváme na na intenzitu rovnomerné deformace. Mezi duležité údaje o platných podmínkách zkoušení patrí i skutecná (zmerená) prumerná teplota deformace a rychlost tahu (mm/s), resp. rychlost deformace (s -1 ). Na obr. 1 je ukázka základního vyhodnocení kontrakce Z v míste pretržení. Vyhodnocení bylo provedeno z tahové zkoušky za tepla na reprezentativním materiálu z nízkouhlíkové oceli se strední hodnotou uhlíkového ekvivalentu C ekv = cca 0,392 (oznacení vzorku PP), za úcelem zjištení predpokládaného mimina tvaritelnosti. Vsouvislosti se zvýšeným obsahem medi je zrejmé, že skutecné minimum tvaritelnosti II. typu bylo zjišteno v oblasti teploty 1100 C a III. typu voblasti teploty C, tedy voblasti fázové transformace. Oblast minima tvaritelnosti I. typu v daném prípade nebyla zkoumána, vyskytuje se až pri teplotách nad 1300 C, tedy v oblasti lokálního, ci globálního natavování. Krátkodobé rozpouštecí žíhání 1300 C/5 provedené u cásti vzorku ješte do této oblasti nezasahuje. 3

4 Z (%) Z C/5 - Td/1 50 Z - Td/ T ( C) Obr. 1 Tvaritelnost za tepla z výsledku zkoušky tahem na plastometru SETARAM- VÍTKOVICE, provedené z kontilitého sochoru 115x115 mm (ozn. Vzorku PP, viz. Tab. I) Na následujících obrázcích je zdokumentována mikrostruktura ruzných pretržených vzorku pri ruzných teplotách i v kritických oblastech. Na obrázku 2 jsou zdokumentovány mikrostruktury vzorku pretržených pri teplotách s vysokou (1150 C obr. 2a) a mírne sníženou tvaritelností (1050 C obr. 2b). Je zrejmé, že již malé snížení tvaritelnosti (kontrakce se blíží 100 %) souvisí v lomu s kavitami, s prevažujícím výskytem v osové cásti tahové zkušební tyce. a x50 b x50 Obr. 2 Podélné rezy roztržených tahových zkoušek provedených v oblasti vysoké (1150 C) a mírne snížené (1050 C) tvaritelnosti. 4

5 x200 Obr. 3a Degradace hranic zrn v oblasti segregace medi - zkrehnutí II. typu (viz. obr. 1) v blízkosti lomu tahové zkoušky provedené pri teplote 1100 C bez užití rozpouštecího žíhání. x100 Obr. 3b Podélný rez u lomu stejné tahové zkoušky. Je zrejmé, že lom souvisí s hranicemi zrn. Je rovnež patrné urcité oduhlicení v oblasti lomu, což souvisí s použitím mírne oxidacního prostredí bez ochranné atmosféry. Na obrázku 3 jsou zdokumentovány mikrostruktury tahové zkoušky provedené v minimu tvaritelnosti II. typu, za daných podmínek pri teplote 1100 C. Je zde zrejmá souvislost s velmi výraznou segregací medi a to nejen v oblasti lomu. Je zajímavé, že užití rozpouštecího žíhání 1300 C/5 s následným poklesem na teplotu deformace 1100 C s jednominutovou výdrží pred trháním tuto krehkost zcela potlacilo (obr. 1). Na obr. 4a je ukázka mikrostruktury tahové zkoušky provedené v oblasti minima tvaritelnosti III. typu po predcházejícím rozpouštecím žíhání 1300 C/5. Pri vetším zvetšení (obr. 4b) se rovnež projevila souvislost natržení s hranicemi zrn. a x50 b x500 Obr. 4 Ukázka mikrostruktury z podélného rezu tahové zkoušky provedené v oblasti zkrehnutí III. typu pri teplote 850 C (obrázek b), resp. 875 C vlomové cásti (obr. a). Pri vetším zvetšení jsou velmi dobre patrné segregace jemných precipitátu a jejich souvislost se vznikem trhliny. 5

6 3. ZÁVER Zkrehující úcinek precipitace sulfidu MnS a nitridu AlN na hranicích zrn austenitu se projevuje vznikem interkrystalických trhlin. Precipitáty na hranicích austenitických zrn jsou nukleacními místy pro vznik dutin a mikrotrhlin a navíc snižují mobilitu hranic, což brzdí proces dynamické rekrystalizace austenitu. Negativní vliv segregace bežných necistost (S, P) a povrchove-aktivních prvku (Sn, As, Sb, Bi) na hranicích austenitických zrn a rozhraních precipitátu matrice, mikrodefekt matrice je ve snižování kohézní pevnosti hranice zrn a rozhraní. Znacný, obvykle nepríznivý vliv na plasticitu nízkouhlíkových ocelí za tepla má i prítomnost medi v oceli. Med muže pusobit zkrehujícím úcinkem, prostrednictvím penetrace jejich tekutých fází po hranicích austenitických zrn pri prekrocení hranice rozpustnosti v austenitu a prostrednictvím precipitace jemných cástic sulfidu, resp. oxisulfidu medi na hranicích austenitických zrn v podmínkách vysokoteplotní oxidace ocelí [5]. Pro výzkum tvaritelnosti za ruzných teplot deformace ocelí se zvýšenými obsahy medi, cínu a s prímesí niklu bylo využito speciálního zarízení umožnujícího i na torzním plastometru provádet zkoušky tahem i za vysokých teplot [6], ponevadž zmeny ve tvaritelnosti jsou lépe detekovány v podmínkách tahové napjatosti, než-li napjatosti smykové, která prevažuje u zkoušky krutem. Byla zjištena dve minima tvaritelnosti a to pri teplote cca C (II. typu) a pri teplote C (III. typu). Plastometr SETARAM VÍTKOVICE umožnuje rovnež spolehlivé analýzy oblastí krehnutí I. Typu, jak dokládají naše starší práce publikované spolecne s kolegy s VŠB TU Ostrava [7] zamerené zejména na urcení teploty nulové plasticity. 4. LITERATURA [1] SCHINDLER, I., BORUTA, J.: Utilization potentialities of the torsion plastometer, ed. Department of Mechanics and Metal Forming Silesian Technical University, Katowice 1998, ISBN [2] OUCHI,C., MATSAMOTO, K.: Hot Ductility in Nb-bearing High-strength Low alloy Steels, Transactions ISIJ, 1982, vol. 22, p [3] SUZUKI, A.: High Temperature Deformation Behavior on Solidification, Transactions ISIJ, 1985, vol. 25, p [4] LONGAUEROVÁ, M., MAREK, P., LONGAUER, S., FUJDA, M.: Fractographic method for surface zone evaluation of continuously, in. Proc. of 4 th European Continuous Casting Conference, Birmingham, IOM Communications Ltd., p [5] FUJDA, M., LONGAUEROVÁ, M., BORUTA, J.: Interakcia segregácie a precipitácie v austenite brám so zvýšeným obsahom medi. Acta Metallurgica Slovaca, 2002, c. 8, s [6] SCHINDLER, I., LYKO, J., BORUTA, J.: Zarízení pro zkoušení materiálu tahem na torzním plastometru, VÍTKOVICE, a. s. invention, PV [7] SCHINDLER, I., BORUTA, J. KLIBER, J., NIEWIELSKI, G.: Teplota nulové plasticity, in Sb. PLAST 94, Wisla, Wrzšien 1994, s [8] VAŠEK, Z., MORÁFKOVÁ, A., ŠVINC, V., SCHINDLER, I.: Modelové válcování ocelí se zvýšeným obsahem Cu a Sn, in. FORMING 2003, Podlesice k/ Kroczyc, 2003, s