VLIV DOKOVACÍ TEPLOTY NA STRUKTURU A VLASTNOSTI MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ

Transkript

1 VLIV DOKOVACÍ TEPLOTY NA STRUKTURU A VLASTNOSTI MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ Miroslav Greger a, Salem Batiha a) VŠB TU Ostrava, katedra tváření materiálu, 17. listopadu 15, Ostrava Poruba, ČR, miroslav.greger@vsb.cz Abstract Production of forgings made of micro-alloyed steels brings lower production and processing costs, better utilisation of steel properties and higher quality of forged pieces. Forgings made of sub-eutectoid steels micro-alloyed with vanadium, niobium and nitrogen are mostly used for components for assembly of vehicles and machines. Steels for forgings can be classified in dependence on requirements concerning dominant mechanical properties from several viewpoints. They can be classified on the basis of yield point, required level of strength, resistance against brittle fractures, parameter of formability, value of guaranteed weldability, etc. In practice these steels are often classified on the basis of their strength properties. Strength properties depend in certain extent on method of production of the given forging. On the basis of used production technology it is possible to classify the forgings to forged pieces supplied in these conditions: as is after forging,after full annealing, after heat treatment, after controlled forging, and after controlled forging with controlled cooling. 1. ÚVOD Cílem řízeného kování mikrolegovaných ocelí je dosažení u úsporných nízko a středněuhlíkových nebo nízkolegovaných ocelí s malou přísadou vanadu nebo niobu vysokých hodnot meze kluzu a pevnosti, vysokých hodnot houževnatosti a nízké tranzitní teploty při vyhovující svařitelnosti. Požadované vlastností získáme řízeným kování, při kterém nedojde před feritickou transformací austenitu k jeho rekrystalizaci. Deformovaný austenit umožní vytvořit velmi jemnou sekundární strukturu s uvedenými vlastnostmi. Dosažení tohoto cíle je umožněno příznivým působením dynamické precipitace karbidů (karbonitridů) vanadu nebo niobu, která výrazně zpozdí rekrystalizaci austenitu. 2. ŘÍZENÉ KOVÁNÍ MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ Při kování mikrolegovaných ocelí je nutné věnovat pozornost vlivu technologie tváření na výslednou strukturu výkovku a mechanické vlastnosti po řízeném ochlazování z dokovacích teplot. Základní problém řízeného kování spočívá v ovlivňování pohybu hranic zrn austenitu v termicko-deformačním cyklu kování, respektování zákonitostí fázové transformace a precipitace karbonitridů. Při ovlivňování pohybu hranic zrn tu jde především o problematiku růstu austenitického zrna při ohřevu před kováním a problematiku dynamické, statické případně postdynamické rekrystalizace austenitu, která je ve výrazné interakci s precipitací karbonitridů, především s tzv. deformačně indukovanou precipitací při vlastním kování. 1

2 Cílem při kování mikrolegovaných ocelí je získání jemného austenitického zrna a optimálního stavu substruktury před fázovou transformací. Transformace austenitu může výrazně ovlivnit sekundární strukturu a interfázovou precipitaci. Kromě termodynamických a kinetických zákonitostí fázové transformace tu platí i vztahy mezi strukturou a substrukturou austenitu bezprostředně před transformací a strukturou a substrukturou nově vznikajícího feritu. Řízené ochlazování z dokovacích teplot musí důsledně vycházet ze zákonitostí fázové transformace, interfázové a feritické precipitace. Pro vytvoření velmi jemné sekundární struktury je potřebné řízeným kováním vytvořit vhodné podmínky, které lze rozdělit do tří etap: 1. Ohřev na vysokou teplotu, rozpuštění karbidotvorných prvků do tuhého roztoku austenitu a předkování s probíhající rekrystalizací, čímž se jednak dosáhne potřebných rozměrů polotovaru a zjemní se austenitická zrna. Mikrolegované oceli jsou obvykle ohřívány na teplotu 1150 C, kdy dochází k rozpuštění karbonitridů podle vztahů [1]: 7510 lg[ Nb] [ C] = 2,96 (1) T lg[ V ] [ C] = 7,06 (2) T Pro oceli s vyšším obsahem manganu (u převážující částí mikrolegovaných ocelí s niobem platí, že Mn > 1,0 %) se používá rovnice lg[ Nb] [ C] = + 3,31+ 0,9 [ Mn] 0,0504 [ Mn] 2 (3) T T T nebo lg [ Nb] [ C] = + 3,28 + 0, 598 [ Mn] (4) T T Zařazená velikost deformace v této fázi kování má vést ke zjemnění zrna až na hodnotu d rex = 50µm. 2. Deformace za teplot kolem 900 o C bez probíhající rekrystalizace. Z křivek, vyjadřujících závislost počátku a konce dynamické precipitace na teplotě, s křivkami rekrystalizace vyplývá, že k zpomalení rekrystalizace dochází při teplotách, při nichž precipitace předbíhá rekrystalizaci. Při vysokých teplotách deformace nad 950 C, kdy nejsou vytvořeny podmínky pro precipitaci, stejně tak při nízkých teplotách pod 800 C, kdy je difuzní rychlost pro precipitaci již velmi malá, se kinetika rekrystalizace řídí Avramiho vztahem. V rozmezí teplot mezi 850 o C až 950 C, kdy dochází velmi rychle k dynamické precipitaci, se rychlost rekrystalizace zpomalí. Příznivé podmínky pro zpoždění rekrystalizace však nevytváří jen vhodná teplota kolem 900 C, ale i samotná rychlost deformace. Jemný precipitát, který může ovlivnit zpoždění rekrystalizace vyžaduje pro svůj vznik optimální rychlost deformace. Optimální podmínky pro vznik jemné disperze karbidů při teplotách kolem 900 C leží v rozmezí deformačních rychlostí ε = 10-3 až 10-1 s -1. Při nízkých rychlostech deformace vzniká hrubý precipitát, který výrazně neovlivní zpožďování rekrystalizace. Při velkých rychlostech deformace se urychluje kinetika rekrystalizace, která může být větší než rychlost precipitace [2]. Dynamická precipitace způsobuje i zpoždění nástupu dynamické 2

3 rekrystalizace (obr.1), což umožňuje podstatné zvětšení stupně deformace v oblasti zmíněných tvářecích teplot, bez nebezpečí vzniku dynamické rekrystalizace. Z toho důvodu je možno zvýšit deformaci v této druhé fázi řízeného kování na 50 až 70 %. 3. Řízené ochlazování z dokovacích teplot umožňuje další zjemnění sekundární struktury a dosažení potřebných mechanických vlastností. Obr. 1 Vliv dynamické precipitace na zpoždění dynamické rekrystalizace [3] 3. VLIV DOKOVACÍCH PODMÍNEK NA KINETIKU FÁZOVÝCH PŘEMĚN Při řízeném kování nízko a středněuhlíkových mikrolegovaných ocelí je snaha zmírnit rychlé ochlazení z dokovací teploty tak, aby nevznikl martenzit, ale konečným ochlazováním proběhla transformace austenitu na sekundární perlitickou strukturu [4]. Vliv řízeného kování na kinetiku fázových přeměn austenitu, je patrný z transformačních diagramů nízko středněuhlíkových ocelí ČSN (obr.2), a oceli 38MnS6kl. Na obr. 2b je znázorněn anizotermický rozpad austenitu po dokovací teplotě kolem 950 C po předcházejícím deformaci 80 %. Pro porovnání vlivu deformace na kinetiku rozpadu je na obr. 3 zobrazen rozpad austenitu bez předběžné deformace. Zkrácení času pro perlitickou přeměnu je tím větší, čím vyšší je teplota izotermického rozpadu [5]. Rovněž bainitický rozpad se urychluje při vyšších teplotách izotermické přeměny. Při kontinuálním ochlazování došlo k urychlení perlitické přeměny u vzorku s jemnějším austenitickým zrnem. Bainitická přeměna při anizotermickém ochlazování nebyla předběžnou deformací ovlivněna. Zanedbatelný vliv deformace na kinetiku rozpadu austenitu při anizotermickém ochlazování je možno vysvětlit setrváním kovu na vysokých teplotách v průběhu počáteční fáze kontinuálního ochlazování, což způsobí odstranění vnitřního pnutí z kovu [6]. 3

4 a) b) Obr. 2 Vliv velikosti deformace a rychlosti ochlazování z dokovacích teplot na kinetiku fázových přeměn, strukturu a mechanické vlastnosti výkovku z oceli (a- ochlazovací křivka; b rozpadový diagram) 4. OVĚŘENÍ VLIVU DOKOVACÍCH TEPLOT NA STRUKTURU A VLASTNOSTI OCELÍ 38MnS6kl Experimentálně bylo ověřováno deformační chování a struktura uvedené ocelí po řízeném ochlazování z dokovací teploty a rovněž byla provedena simulace pomocí programu TTSteel na výkovku znázorněném na obr. 4. Mikrostrukturní změny, ke kterým dochází při kování, je nutné posuzovat v souvislosti s kinetikou odpevňovacích procesů. V provozních podmínkách začíná etapa dokování při teplotách nad Ac 3 tj. nad teplotou cca 950 o C. Na obr. 2 a 3 je uveden rozpad austenitu, podíl jednotlivých strukturních složek a dosažené mechanické vlastnosti výkovku. Výsledky na uvedených obrázcích byly verifikovány klasickými metodami, tj. pomocí světelné mikroskopie a zkoušek mechanických vlastností. Obr. 3 Rozpad austenitu po ochlazování z teploty 950 o C Obr. 4. Tvar výkovku 4

5 Porovnáme-li výsledky dosažené u oceli s výsledky získanými kováním výkovku z oceli 38MnS6kl můžeme konstatovat, že dochází k zpomalení rekrystalizace (obr. 5 a obr.6). Lze předpokládat, že brzdění rekrystalizace je vyvoláno přítomností deformačně indukovaných precipitátů mikrolegujících prvků v oceli a jejich vzájemnou interakcí s dislokacemi [7]. Rychlý pokles teploty, ke kterému dochází především při dokování tenkých částí výkovků a snížení vnitřní energie základními mechanizmy odpevnění v přestávkách mezi jednotlivými deformacemi zpomaluje i průběh dynamické rekrystalizace. Obr. 5 Rozpadový diagram a mechanické vlastnosti výkovku z oceli 38MnS6kl po ochlazováním Obr. 6 Vliv velikosti deformace při dokování (80%) na rozpadový diagram, podíl jednotlivých fází a mechanické vlastnosti výkovku Rychlý přechod oblastí teplot fázové přeměny příznivě snižuje výslednou velikost zrna v mikrostruktuře. Proti tomu deformace při teplotách již probíhající fázové přeměny je provázena nerovnoměrným rozdělením velikostí zrn v konečné mikrostruktuře a doprovodným zhoršením především vrubové houževnatosti. Kromě výběru termomechanických parametrů kování ověřovaných ocelí byla věnována pozornost podmínkám ochlazování z dokovacích teplot. Vedle rychlosti přechodu teploty překrystalizace je důležitá i doba mezi poslední deformací a okamžikem počátku ochlazování výkovku z dokovací teploty. Při ochlazování výkovků mají význam i teploty konce řízeného ochlazování. Zbytkové teplo ve výkovcích umožňuje dosáhnout i popuštění výkovku ještě v průběhu vychlazovacího cyklu na roštu [8]. 5

6 5. ZÁVĚR Vývoj ocelí směřuje neustále k vyšším pevnostním hodnotám, ale současně i k zlepšení ostatních vlastností z nich vyráběných výkovků. Přitom je důležitá i cena výkovků. Tyto příčiny mají vliv na využívání ocelí s vyšší pevností, tj. i mikrolegovaných ocelí, zpracovávaných řízeným kováním a ochlazováním. Často lze řízené kování, popř. ochlazování využívat i při zpracování jednoduchých C-Mn ocelí. Řízené kování je provázeno nejen příznivým zlepšením vlastností výkovků, ale umožňuje i dosáhnout snížení výrobních nákladů. Pro odhad mechanických vlastností výkovků na základě chemického složení a struktury se použil lineární model, kdy výsledná mechanická vlastnost je určena součtem dílčích příspěvků od jednotlivých transformovaných strukturních podílů, pro stanovení podílu jednotlivých fází ve struktuře. Pro odhad vlastnosti výkovků v závislosti na podmínkách kování byla použita simulace pomocí programového vybavení TTSteel 1.4. Relace mezi mechanickými vlastnostmi a základními typy mikrostruktur lze také přibližně určit pomocí regresních rovnic, a z nich predikovat pravděpodobné mechanické hodnoty. Význam rovnic spočívá v možnosti posouzení fyzikálně metalurgických faktorů působících na základní mechanické vlastnosti oceli. Experimentálně bylo ověřováno deformační chování vybraných ocelí. Pomocí regresních rovnic byly vypočítány pevnostní vlastnosti. Verifikace podílu fází a vlastností u jednotlivých výkovků byla provedena klasickými metodami. Práce vznikla v rámci řešení grantového projektu č. 106/00/0519 za finanční podpory Grantové agentury ČR LITERATURA [1]AKBEN, M. Metalurgical Transactions, 1983, p [2] ŽÍDEK M.: Metalurgická tvařitelnost oceli za tepla. VŠB-TU Ostrava. Ostrava 1984, 161 s. [3 ELFMARK, J. Plasticita kovů. VŠB-Tu. Ostrava 1990, 249 s. [4] GREGER M., HENŽLÍK Z.: Výkovky z mikrolegovaných ocelí. In. Forming 99.VSB-TU Ostrava. Ostrava 1999, s.71 [5] GREGER, M., ČÍŽEK, L., BATHIA, S. Kování feriticko perlitických ocelí s vyšší pevností. Hutnické listy, 2001, roč. 56, č.6-7, s [6]GREGER, M., BARTEČEK, R. Požadavky na vlastnosti středněuhlíkových ocelí pro výkovky. In Sborník z konference Forming 01. Katowice : Politechnika Slaska- STU Trnava, (Oldprint Žory, ISBN x), s [7]GREGER, M, ČÍŽEK, L., HERNAS, A. Influence of finishng temperature on structure and properties of the microalloyed steel. In Sborník z konference IFHTSE Dubrovnik, Groatia. : CSHTSE 2001 : (ISBN ), p [8] ADAMCZYK J. Inženieria materialowa 18, 2, (1997), s. 44 6

7 7