POPIS PRECIPITAČNÍCH DĚJŮ PŘI SEKUNDÁRNÍM VYTVRZENÍ PM NÁSTROJOVÉ OCELI SE ZVÝŠENÝM OBSAHEM NIOBU. P. Novák, M. Pavlíčková, D. Vojtěch, J.

Transkript

1 POPIS PRECIPITAČNÍCH DĚJŮ PŘI SEKUNDÁRNÍM VYTVRZENÍ PM NÁSTROJOVÉ OCELI SE ZVÝŠENÝM OBSAHEM NIOBU P. Novák, M. Pavlíčková, D. Vojtěch, J. Šerák Ústav kovových materiálů a korozního inženýrství, Vysoká škola chemicko-technologická v Praze, Technická 5, Praha 6, ČR Abstrakt Cílem této práce bylo popsat precipitační děje při popouštění nástrojové oceli pro práci za studena obsahující 2,5%C, 3,3%Si, 6,2%Cr, 2,2%Mo, 2,6%V, 2,6%Nb a 1,0%W. Ocel byla připravena technologií práškové metalurgie s využitím kompaktizace isostatickým lisováním za tepla. Měření tvrdosti ukázalo, že k sekundárnímu vytvrzení dochází při teplotě popouštění mezi 500 a 580 C. Efekt sekundárního vytvrzení je u této oceli způsoben precipitací velmi jemných karbidů typu MC, M 6 C a M 2 C. The aim of this work was to describe the phase transformations during tempering of cold work tool steel containing 2.5%C, 3.3%Si, 6.2%Cr, 2.2%Mo, 2.6%V, 2.6%Nb and 1.0%W. Steel was prepared by the powder metallurgy using hot isostatic pressing as a consolidation method. Hardness measurements showed that secondary hardening occurs at the tempering temperatures between 500 and 580 C. It was found that secondary hardening of this steel is caused by the precipitation of very fine carbides of MC, M 2 C and M 6 C types. 1. TEORETICKÁ ČÁST Nástrojové oceli jsou stále nejpoužívanějším materiálem na nástroje. Požadavky na kvalitu nástrojů neustále stoupají, proto je snaha o zlepšení jejich vlastností. Vlastnosti nástrojových ocelí je možno ovlivnit úpravou chemického složení nebo technologie výroby a zpracování. Jedním z nových trendů v úpravě chemického složení je legování niobem. Niob tvoří v oceli velmi stabilní primární karbidy, které působí jako očkovadla 1 pro zjemnění austenitického zrna a zlepšení distribuce karbidů 1,2. Další funkcí karbidů niobu je blokování hranic austenitického zrna při tepelném zpracování a tím omezení jeho hrubnutí 2. Ve vanadových ocelích může přídavek niobu dokonce zvýšit efekt sekundárního vytvrzení 3. Pokud je však v oceli více než cca 1,5% niobu, dochází k hrubnutí primárních karbidů niobu, což vede ke zhoršení mechanických vlastností 4. Jako řešení tohoto problému se jeví prášková metalurgie 5,6,7. Při využití této technologie může ocel obsahovat mnohem více niobu (více než 3%) EXPERIMENTÁLNÍ ČÁST Prášek nástrojové oceli o složení uvedeném v tab.1 byl připraven atomizací taveniny tlakovým dusíkem. Prášek byl kompaktizován isostatickým lisováním za tepla. Vzorky byly žíhány na měkko (78 C/8h, 680 C/2h), kaleny z teplot v intervalu C (austenitizace 30 min) do dusíku o tlaku kpa. Následovalo popouštění při zvolených teplotách mezi 150 a 700 C třikrát po dobu 1h. Tab. 1: Chemické složení studované oceli C Mn Si P S Cr Ni Mo V Nb W Co N O [hm.%] 2,50 0,46 3,30 0,03 0,02 6,20 1,42 2,20 2,60 2,60 0,98 0,30 0,03 0,04 1

2 Na vzorcích po tepelném zpracování byla měřena tvrdost Rockwellovou metodou (HRC). Mikrostruktura vzorků byla pozorována optickým mikroskopem Olympus PME3 a transmisním elektronovým mikroskopem JEOL JEM 1200EX. K pozorování na transmisním elektronovém mikroskopu byly připraveny tenké fólie. Precipitáty byly identifikovány metodou elektronové difrakce. 3. VÝSLEDKY A DISKUSE Vlastnosti zušlechtěné oceli významně závisí na podmínkách kalení. V předchozí práci 8 bylo zjištěno, že pro austenitizaci zkoumané oceli je vhodná teplota C. Z výsledků měření tvrdosti vyplývá, že popouštění při teplotě mezi 500 a 580 C vede k sekundárnímu vytvrzení (obr.1). Maximální tvrdosti bylo dosaženo kalením z 1050 C a popouštěním při 520 C a kalením z 1100 C a popouštěním při 540 C. Při popouštění vzorků kalených z 1150 C lze pozorovat dvě maxima tvrdosti při 480 C a při 580 C. 66,0 64,0 tvrdost (HRC) 62,0 60,0 58,0 56,0 austenitizační teplota: 1050 C 1100 C 1150 C 54,0 52, teplota popouštění ( C) Obr.1: Popouštěcí křivky (závislost tvrdosti na teplotě popouštění) Mikrostruktura kalených a popuštěných vzorků (obr.4a) se skládá z martenzitické matrice (šedá), primárních karbidů (bílé) typu M 7 C 3 (hrubší útvary) a MC (jemnější útvary). Vzorky dále obsahují zbytkový austenit, který při pozorování optickým mikroskopem nelze dobře rozlišit. Karbidické precipitáty lze pozorovat pouze transmisním elektronovým mikroskopem (obr.4b). Obr.4: Mikrostruktura vzorku kaleného z 1100 C a popuštěného při 540 C: a) optická mikroskopie, b) TEM 2

3 Studium vzorku kaleného z teploty 1100 C a popuštěného při teplotě 540 C bylo provedeno z důvodu popisu precipitačních dějů, které způsobují maximální tvrdost dosaženou u tohoto vzorku. Z obr. 4b je patrné, že k precipitaci při této teplotě skutečně dochází. Precipitáty tvoří shluky a jejich distribuce není zcela rovnoměrná, což ukazuje na poněkud nerovnoměrné rozložení karbidotvorných legur v matrici. K precipitaci zřejmě dochází v místech, kde při austenitizaci došlo k rozpouštění primárních karbidů. Zlepšení distribuce legur v matrici a tím i zrovnoměrnění distribuce precipitátů by tedy pravděpodobně bylo možno dosáhnout prodloužením doby austenitizačního ohřevu, čímž by se umožnila difúze legujících prvků na delší vzdálenost. Metodou elektronové difrakce byly identifikovány precipitáty VC, V 2 C, (Fe,Mo) 6 C a Mo 2 C. Rozlišení jednotlivých typů karbidických precipitátů podle morfologie bylo provedeno na základě literatury 9. Precipitáty VC jsou malé kulovité útvary, vyskytující se společně s většími lamelárními karbidy V 2 C délky až cca 50 nm (obr.5). Obr.5: Precipitáty typu VC a V 2 C, kaleno z teploty 1100 C, popuštěno při teplotě 540 C: a)zobrazení ve světlém poli, b)difraktogram Precipitáty (Fe,Mo) 6 C jsou oválné útvary velikosti cca 20 nm. Tyto precipitáty se vyskytují spolu s lamelárními karbidy velikosti až 50 nm identifikovanými jako Mo 2 C (obr.6). Dále byly ve struktuře nalezeny shluky velmi malých nitkovitých útvarů (obr.5a - X). Pravděpodobně se jedná o karbidy typu MC nebo M 2 C v počátečních stádiích precipitace. Právě tyto blíže neidentifikované precipitáty pravděpodobně způsobují největší pnutí v matrici a tím zvyšují tvrdost a odolnost proti opotřebení. Obr.6: Precipitáty typu (Fe,Mo) 6 C a Mo 2 C, kaleno z teploty 1100 C, popuštěno při teplotě 540 C: a)zobrazení ve světlém poli, b)difraktogram 3

4 V další fázi práce byl proveden výzkum mikrostruktury vzorků kalených z teploty 1150 C a popouštěných při teplotách 480, 500 a 580 C (obr.7) za účelem vysvětlení přítomnosti dvou maxim tvrdosti při popouštění (obr.1). Obr.7: Mikrostruktura oceli kalené z teploty 1150 C(TEM). Teploty popouštění: a) 480 C, b) 500 C, c) 580 C Ve struktuře vzorku popouštěného při teplotě 480 C lze ve struktuře pozorovat útvary, u kterých nelze rozlišit, zda se jedná o precipitáty nebo poruchy martenzitu (obr.7a označeno šipkou). To, že se může jednat o předprecipitační stádia karbidů naznačuje nárůst tvrdosti po popouštění při teplotě 480 C. Protože jsou tyto útvary velmi malé a netvoří shluky, je identifikace elektronovou difrakcí z tenké fólie prakticky nemožná. Identifikace těchto útvarů by byla možná pouze při použití extrakční repliky, která umožňuje identifikaci velmi malých karbidických útvarů bez rušivého vlivu matrice. Dále se při pozorování TEM jeví, že vzorek obsahuje poněkud vyšší podíl malých karbidů typu M 7 C 3 oproti kalenému stavu. Zde však není možno určit, zda se jedná o malé primární karbidy nebo hrubší precipitáty. Ve vzorku popuštěném při teplotě 500 C (obr.7b) lze pozorovat výrazné změny ve struktuře martenzitické matrice oproti vzorku popuštěnému při 480 C (obr.7a). Martenzitické jehlice dosahují větší velikosti a distribuce poruch v martenzitu je také poněkud odlišná. Je zřejmé, že došlo ke zotavení martenzitu, což se může projevit poklesem tvrdosti. Ve vzorku popuštěném při teplotě 580 C je patrný poměrně vysoký objemový podíl precipitátů (obr.7c). Distribuce precipitátů je poněkud rovnoměrnější než ve struktuře vzorku kaleného z teploty 1100 C a popuštěného při 540 C (obr.4b), pravděpodobně proto, že vyšší austenitizační teplota usnadňuje difúzi karbidotvorných prvků. Metodou elektronové difrakce byly ve vzorku kaleném z 1150 C a popuštěném při teplotě 580 C identifikovány precipitáty VC, (Fe,Mo) 6 C a Mo 2 C. Precipitáty VC jsou kulovité útvary o velikosti až 150 nm, vyskytující se společně s většími lamelárními karbidy Mo 2 C délky až cca 200 nm (obr.8). Obr.8:Precipitáty typu VC a Mo 2 C, kaleno z teploty 1150 C, popuštěno při teplotě 580 C: a)zobrazení ve světlém poli, b)difraktogram 4

5 Precipitáty (Fe,Mo) 6 C jsou oválné útvary velikosti do 150 nm (obr.9). Ve vzorku kaleném z teploty 1150 C a popuštěném při teplotě 580 C byly tedy nalezeny stejné typy karbidů jako ve vzorku kaleném z 1100 C a popuštěném na teplotu 540 C. Jedinou výjimkou je karbid V 2 C, který byl nalezen pouze ve vzorku kaleném z 1100 C a popuštěném při teplotu 540 C. Lze předpokládat, že při vyšší teplotě popouštění (580 C) vznikají přednostně stabilní karbidy typu VC. Obr.9:Precipitáty typu (Fe,Mo) 6 C, kaleno z teploty 1150 C, popuštěno při teplotě 580 C: a)zobrazení ve světlém poli, b)difraktogram Precipitáty nalezené ve vzorku kaleném z teploty 1150 C a popuštěném při teplotě 580 C jsou výrazně větší než precipitáty ve vzorku kaleném z teploty 1100 C a popuštěném při teplotě 540 C. 4. ZÁVĚR Při popouštění na vysoké teploty ( C) dochází u zkoumané oceli ke vzrůstu tvrdosti v důsledku precipitace karbidů typu VC, V 2 C, Mo 2 C a (Fe,Mo) 6 C. Při popouštění vzorků kalených z teploty 1150 C lze při popouštění pozorovat dvě maxima tvrdosti (při teplotách 480 a 580 C). Ke vzrůstu tvrdosti při teplotě 480 C dochází pravděpodobně v důsledku precipitace velmi jemných karbidů, které se nepodařilo identifikovat. Následný pokles tvrdosti je způsoben zotavením martenzitické matrice. Nárůst tvrdosti při teplotě popouštění 580 C je způsoben precipitací karbidů VC, Mo 2 C a (Fe,Mo) 3 C. PODĚKOVÁNÍ: Tato práce vznikla v rámci řešení grantového projektu MŠMT ČR EUREKA 2728 UPLETOOLS a projektu MSM Autoři děkují RNDr. Julianě Gemperlové,CSc., RNDr. Nivě Zárubové, RNDr. Antonínu Gemperlemu,CSc. a Ing. Pavlu Lejčkovi,DrSc. z Fyzikálního ústavu AV ČR za odbornou pomoc při studiu mikrostruktury pomocí TEM a identifikaci karbidů metodou elektronové difrakce LITERATURA 1. Kheiradish S., Mirdamadi S., Kharrazi Y. H. K.: Effect of Ti and Nb on the microstructure and mechanical properties of cast high speed steel, Metall, 53 (1999), 6, Kheirandish S.: Effect of Ti and Nb on the formation of carbides and the mechanical properties in as-cast AISI-M7 high-speed steel, ISIJ International, 41 (2001), 12,

6 3. Dobrzanski L. A., Zarychta A.: The structure and properties of W-Mo-V high-speed steels with increased contents of Si and Nb after heat treatment, Journal of Materials Processing Technology, 77 (1998), s Kheirandish S.: Effect of the modification of NbC with Ti on the mechanical properties of cast Nb tool steel, BHM, 146 (2001), 7, s Karagöz S., Fischmeister H.F.: Niobium-alloyed high speed steel by powder metallurgy, Metallurgical Transactions A, 19A (1988), s Jakubéczyová D., Blach J., Fáberová M.: Vplyv prídavkov Co, Nb a Ti na štruktúru a vlastnosti PM rýchloreznej ocele, Kovové materiály, 39 (2001), 4, s Jakubéczyová D., Blach J.: Mikroštruktúra PM rýchlorezných ocelí a vplyv tepelného spracovania na distribúciu karbidov, Hutnické listy, 56 (2001), 4-5, s Novák P., Pavlíčková M., Vojtěch D.: Tepelné zpracování PM-nástrojové oceli se zvýšeným obsahem niobu, Sborník z konference Semdok 2003, Žilina: Žilinská univerzita v Žilině, 2003, s Cahn R. W. Haasen P., Kramer E.J.: Constitution and Properties of Steels, Materials Science and Technology, Weinheim: VCH, 7 (1991) 6