MIKROSTRUKTURNÍ ROZBOR RYCHLE ZTUHLÝCH NÁSTROJOVÝCH OCELÍ LEGOVANÝCH NIOBEM

Transkript

1 MIKROSTRUKTURNÍ ROZBOR RYCHLE ZTUHLÝCH NÁSTROJOVÝCH OCELÍ LEGOVANÝCH NIOBEM Alexandra Musilová, Markéta Pavlíčková, Pavel Stolař, Dalibor Vojtěch VŠCHT Praha, Ústav kovových materiálů a korozního inženýrství Abstrakt Pro výrobu rychlořezných nástrojů se využívají oceli ledeburitického typu. Experimentální studie rychle ztuhlých prášků napomohly v posledních letech k určení optimálních podmínek pro výrobu ledeburitických rychlořezných ocelí technologií práškové metalurgie. Rychlé tuhnutí vede ke zvýšení rozpustnosti v tuhém stavu a k významným změnám mikrostruktury. Práce je zaměřena na rozbor a porovnání mikrostruktur ledeburitické oceli legované Nb ve stavu rychle ztuhlém a ve stavu ztuhlém pomalou rychlostí. Tento rozbor umožnil vyhodnotit vliv rychlosti chlazení na výslednou strukturu a předpovědět vlastnosti kompaktizovaných produktů. The ledeburitic steels have been used for production of high speed steels. During last years experimental studies of rapidly solidified powders have been helpful for the determination of optimal conditions for production of ledeburitic tool steels. The rapid solidification causes excessive solid solubility and brings about favourable microstructural features. This study is focused on the analysis of microstructure of ledeburitic steel with Nb as a function of its treatment: rapid solidification, slow cooling. By this way we have an oportunity to evaluate influence of cooling rate on resulting structure and to estimate the properties of compacted products. 1. ÚVOD Ledeburitické oceli představují nejvýznamnější skupinu nástrojových ocelí. Na jejich vlastnosti jsou kladeny velmi přísné požadavky, a to jak na vlastnosti uplatňující se v procesu výroby materiálu a jeho zpracování (tvařitelnost, obrobitelnost, prokalitelnost, rozměrová stálost), tak i na vlastnosti nezbytné pro jejich využití (tvrdost, pevnost, houževnatost, odolnost proti opotřebení). Dosažení těchto požadovaných charakteristik lze docílit ovlivněním průběhu procesu výroby a dalšího zpracování. Z hlediska složení se tato skupina ocelí se vyznačuje vysokým množstvím legujících prvků a poměrně vysokým obsahem uhlíku. Jedná se tedy o vysokolegované oceli, které obsahují více než 15 % legujících prvků a % C. Maximální rozpustnost uhlíku v austenitu je přibližně 0.7 %, a proto se v těchto ocelích nachází zejména ledeburit. V litém stavu je jejich struktura tvořena primárně krystalizujícími fázemi z taveniny a po jejich hranicích se nachází karbidické eutektikum. Jedná se o ledeburitické karbidy (chromu, vanadu, molybdenu, wolframu či niobu), které zajišťují výbornou odolnost proti opotřebení, proti popouštění, zvyšují tvrdost a prokalitelnost. Objemový podíl karbidů v ledeburitických ocelích se pohybuje většinou v rozmezí 18-28% [1]. Odolnost vůči popouštění a oxidaci za vyšších teplot zvyšují prvky jako je hliník, bór popř. křemík. Podle typu primárně krystalizujících fází je možné oceli ledeburitického typu rozdělit na podeutektické a nadeutektické. Do první skupiny lze zařadit všechny běžně vyráběné rychlořezné oceli (RO), popř. některé chromové oceli určené pro práci za studena. Do skupiny nadeutektických ocelí se řadí slitiny s vysokým obsahem uhlíku a vanadu.

2 V dnešní době se většina kovových materiálů vyrábí procesem tuhnutí taveniny. Rozhodující vliv na strukturu a vlastnosti materiálu mají zejména podmínky, za kterých krystalizace proběhla. Legování ocelí ledeburitického typu ovlivňuje nejen složitost mechanismu krystalizace, ale má v podmínkách pomalého tuhnutí objemných ingotů za následek vznik rozsáhlých likvačních jevů (zónová a dendritická likvace, gravitační odmíšení). Dalším zpracováním jsou tyto negativní jevy odstranitelné pouze částečně, proto je nutné hledat jiné alternativní metody výroby ledeburitických ocelí. Jako vhodné řešení se nabízí použití práškové metalurgie rychle ztuhlých částic. Touto metodou lze zbránit vzniku segregací a využít až 95% materiálu. Rychle ztuhlé prášky (RZ) se připravují atomizací taveniny jejím rozprášením tlakovým médiem, kterým může být buď inertní plyn nebo voda. Plynem atomizovaný prášek je většinou kulovitého tvaru, zatímco RZ prášek po atomizaci má nepravidelný tvar. Rychlé tuhnutí v podmínkách výrazného podchlazení taveniny pod rovnovážnou teplotu solidu způsobuje zjemnění hlavních strukturních součástí a změny fázového složení. Funkčními komponenty v mikrostruktuře ledeburitických ocelí jsou primární karbidy MC a M 6 C, které zajišťují ochranu proti opotřebení. Legování více než 3% niobu vede k přednostnějšímu vzniku karbidů MC (tvořenými zejména niobem), které jsou tvrdší a termodynamicky stabilnější než karbidy M 6 C [2]. Niob částečně nahrazuje vanad, který také tvoří primární karbidy typu MC, ale tyto karbidy jsou méně stabilní než karbidy niobu. Krystalizační interval těchto ocelí je příliš široký, a proto dochází během tuhnutí k značnému hrubnutí primárních karbidů, což vede k výraznému poklesu houževnatosti. Z tohoto důvodu je možné nástrojové rychlořezné oceli legovat při klasickém zpracování maximálně % Nb. Prášková metalurgie RZ částic umožňuje použít podstatně více niobu, aniž by docházelo k nežádoucímu hrubnutí karbidů [3, 4]. 2. EXPERIMENT 2.1. Materiál Jako zkoumaný materiál byla použita slitina o složení uvedeném v Tab.1. Vzorky byly připraveny jak za podmínek rychlého tuhnutí (práškovou metalurgií), tak za podmínek pomalého chlazení. RZ prášek byl získán atomizací taveniny tlakovým dusíkem, pomalu ztuhlý vzorek byl vyroben roztavením malého množství RZ prášku a jeho pomalým ochlazováním (cca 7 K.min -1 ). Získaný RZ prášek byl podroben sítové analýze a podle velikosti částic rozdělen na jednotlivé frakce. Tabulka1. Chemické složení zkoumané slitiny. C Cr V Nb Mo Si Mn [hm.%] RTG fázová analýza U vybraných frakcí (25-45 µm, µm a µm) a u pomalu ztuhlého vzorku byla na difraktogramu DRON s digitálním záznamem dat a filtrovaným zářením Co provedena fázová analýza. Byly stanoveny přítomné fáze, procentuální zastoupení α-fe a γ- Fe při zanedbání obsahu karbidů a změřeny mezirovinné vzdálenosti d(110) α-fe a d(111) γ-fe.

3 2.3. Měření mikrotvrdosti U vybroušených a vyleštěních vzorků frakce µm a µm byla změřena mikrotvrdost podle Vickerse při zatížení 0.1 kg. Měření bylo provedeno u sta náhodně vybraných částic, výsledná mikrotvrdost je průměrem těchto získaných hodnot Mikrostrukturní rozbor Pro mikrostrukturní rozbor byly vybrány frakce o velikosti částic µm, µm a µm. Vzorky byly zality do fenolformaldehydové pryskyřice, vybroušeny, vyleštěny a naleptány roztokem kyseliny pikrové. Za pomoci optického a elektronového mikroskopu bylo zdokumentováno procentuální zastoupení charakteristických strukturních typů vyskytujících se v jednotlivých frakcích v závislosti na velikosti částic. Výsledné struktury byly porovnány se strukturou pomalu ztuhlého vzorku. 3. VÝSLEDKY A DISKUSE 3.1. Stanovení granulometrického složení RZ prášku Velikost prášku závisí na rychlosti tuhnutí částice, proto byla nejprve provedena separace částic podle jejich velikosti. Sítová analýza byla uskutečněna s použitím 500 g vzorku, doba prosévání byla 20 minut. Výsledky jsou uvedeny na Obr.1. Nejvíce byly zastoupeny tyto tři frakce: µm, µm a µm. 40 Množství [ %] ,93 19,99 24,70 12,08 9,86 5,50 0 0,93 < >180 Velikost zrna [µm] Obr.1. Sítová analýza RZ prášku.

4 3.2. RTG difrakční analýza Difrakční záznamy RZ prášku velikosti µm a rovnovážně ztuhlého vzorku jsou zobrazeny na Obr.2-3. Difraktogramy zbylých frakcí jsou velice podobné jako u frakce µm, liší se pouze procentuálním zastoupením jednotlivých fází (viz.tab.2). Frakce µm a µm obsahuje fáze α-fe a γ-fe a karbidy MC. Objevuje se zde i náznak dalších dvou linií pravděpodobně od karbidu (Cr, Fe) 7 C 3. Další fáze nebyly identifikovány. U vzorku µm nejsou karbidy téměř vůbec patrné. S rostoucí velikostí částic (tedy s nižší rychlostí chlazení) klesá poměr α-fe/γ-fe, tzn. klesá množství α-fe. Tato fáze je souhrnným obsahem martenzitu a fáze δ- Fe. Vzorek ztuhlý za podmínek pomalého chlazení neobsahuje γ-fe, ale pouze α-fe a karbidy. Záznam linií těchto karbidů však nestačí k jejich bližšímu určení. Obr.2, 3. Difraktogramy frakce µm (a) a rovnovážně ztuhlého vzorku (b). a) b) Tabulka 2. Vzájemný poměr obsahu α-fe a γ-fe fází v RZ prášku při zanedbání obsahu karbidů. Velikost částic [µm] α-fe [obj.%] γ-fe [obj.%] Tabulka 3. Mezirovinné vzdálenosti d(110) α-fe a d(111) γ-fe. Velikost částic [µm] d(110) α-fe [10-10 m] d(111) γ-fe [10-10 m]

5 Tab.3 zobrazuje mezirovinnou vzdálenost d(110) α-fe a d(111) γ-fe. S klesající rychlostí ochlazování (s růstem velikosti částic) roste mezirovinná vzdálenost d(110) α-fe. Změna mezirovinné vzdálenosti je způsobena nedokonale proběhlou peritektickou transformací: tavenina + δ-fe austenit v malých částicích, ve kterých roste podíl δ-fe s menší mezirovinnou vzdáleností d(110) α-fe. U částic větší velikosti proběhla peritektická reakce dokonaleji, proto se zvýšil podíl martenzitu ve struktuře. Nerovnovážný průběh peritektické reakce je také pravděpodobným důvodem změn vzájemného poměru fází α-fe a γ-fe s rostoucí rychlostí chlazení, viz. Tab Mikrotvrdost Průměrné hodnoty mikrotvrdosti jsou uvedeny v Tab.4. Menší částice vykazují poněkud vyšší tvrdost než pomaleji ztuhlé částice, což souhlasí s naším předpokladem, že s vyšší rychlostí chlazení vzniká větší disperzita strukturních součástí a tím i nárůst mikrotvrdosti. Tabulka 4. Mikrotvrdost RZ prášku. Velikost částic [µm] HV Mikrostrukturní rozbor Porovnáním mikrostruktur vybraných vzorků byly nalezeny 3 charakteristické strukturní typy. Jejich procentuální zastoupení je zobrazeno v grafu na Obr.4. S rostoucí velikostí částic se stává dominantním strukturní typ 1-podeutektický, který nakonec u největší frakce naprosto převládá. Naopak strukturní typ 2-nadeutektický u těchto částic zcela vymizí. procentuální zastoupení strukturních typů [%] , ,14 47,83 33,05 29,52 13, typ 1 typ 2 typ 3 velikost frakce [µm] Obr.4. Procentuální zastoupení strukturních typů ve sledovaných frakcích.

6 Obr.5. Mikrostruktura RZ částice frakce µm, strukturní typ 1. Obr.6. Mikrostruktura RZ částice frakce µm, strukturní typ 2. Na Obr.5 je uveden příklad mikrostruktury RZ částice příslušející k prvnímu strukturnímu typu - podeutektickému. Jejím charakteristickým znakem je dendritická struktura, přičemž s klesající velikostí částic, a tedy s rostoucí rychlostí ochlazování, se zvyšuje i disperzita dendritů. Mikrostrukturu částic tvoří z velké části austenit obklopený karbidickým eutektikem. Tento typ struktury je dominantním u částic s největší a střední velikostí. Strukturní typ 2 nadeutektický, (Obr.6), je tvořen tmavě se leptajícími eutektickými koloniemi, které jsou odděleny světlým síťovím na bázi karbidů chromu. Ve středech eutektických kolonií lze pozorovat primární karbidy na bázi vanadu a niobu, které plní během tuhnutí roli nukleantů eutektických kolonií. Tento strukturní typ převažuje u nejrychleji ztuhlých částic, zato zcela chybí u částic s největší velikostí. Obr.7 znázorňuje poslední strukturní typ 3 typ smíšený, který tvoří jak dendrity, tak eutektické kolonie. U nejmenších a středně velkých částic (frakce µm a µm) je tato struktura zastoupena cca ze 30 %. Frakce µm ji neobsahuje vůbec. Obr.7. Mikrostruktura RZ částice frakce µm, strukturní typ 3.

7 Struktura vzorku, který ztuhl v podmínkách pomalého chlazení, se od struktury RZ prášků výrazně liší (Obr.8). Světle se leptající fáze jsou v literatuře označovány jako vějířovité a skeletové eutektikum, které je složeno z karbidů vanadu, niobu a chromu [5]. Zbylá část struktury je tvořena tuhým roztokem α-fe. Obr.8. Mikrostruktura pomalu ztuhlého vzorku. S klesající velikostí částic, tj. s rostoucí rychlostí ochlazování, dochází během tuhnutí k vzrůstu podílu fáze α-fe. Krystalizace je pravděpodobně zahájena vylučováním δ-fe, který je chudší na uhlík a legující prvky než tavenina a který vytváří osy dendritů. Při dalším poklesu teploty dochází k peritektické reakci za vzniku austenitu: tavenina + δ-fe austenit Primárně vyloučený δ-fe se obaluje vznikajícím austenitem, čímž brání dalšímu průběhu peritektické reakce a část δ-fe zůstává zachována. Při dalším poklesu teploty může docházet k eutektoidnímu rozpadu δ-fe: δ-fe austenit + karbid Poslední zbytky taveniny tuhnou eutekticky a vytvářejí ledeburitické eutektikum: tavenina austenit + karbid S rostoucí ochlazovací rychlostí nedokonalý průběh peritektické a eutektoidní reakce pravděpodobně způsobí zachování jistého podílu δ-fe ve struktuře, což vede ke zvýšení obsahu fáze α-fe detekované na difraktogramu. S klesající velikostí částic také dochází během tuhnutí k postupné přeměně mechanismu krystalizace z podeutektického na nadeutektický. Podeutektická struktura RZ částice největší velikosti ( µm) je tvořena primárními dendrity tuhého roztoku a karbidickým eutektikem. Pro frakci střední velikosti ( µm) je charakteristická struktura smíšená, u které dochází k přechodu podeutektického krystalizačního mechanismu na nadeutektický. Výsledná struktura těchto částic je tvořena jak dendrity, tak i eutektickými koloniemi. U RZ částic velikosti µm převažuje nadeutektický typ struktury, který se vyznačuje výskytem primárních karbidů na bázi niobu a vanadu uložených uprostřed eutektických kolonií oddělených světlým síťovím na bázi karbidů chromu. Primární karbidy zde působí jako nukleanty eutektické krystalizace. Mikrostruktura vzorku získaného pomalým ochlazováním roztaveného RZ prášku je tvořena tuhým roztokem α-fe a dvěma typy eutektik vějířovitým a skeletovým, která se vyznačují jehlicovitou a destičkovitou morfologií krystalů. Jedná se o eutektika na bázi karbidů vanadu, niobu a chromu. Je patrné, že materiál se v podmínkách pomalého chlazení chová jako podeutektická ocel ledeburitického typu.

8 4. ZÁVĚR Na základě provedeného rozboru mikrostruktury, fázového složení RZ částic a vzorku pomalu ztuhlého lze konstatovat: 1. Mikrostruktura RZ částic a fázové složení se výrazně liší od struktury pomalu ztuhlého vzorku. V podmínkách pomalého chlazení tuhne slitina podle podeutektického mechanismu za vzniku tuhého roztoku α-fe a eutektických směsí na bázi karbidů vanadu, niobu a chromu. 2. S měnící se rychlostí chlazení RZ částic dochází k morfologickým změnám hlavních strukturních fází. Se zmenšováním velikosti RZ částic se mění charakter krystalizace z podeutektického na nadeutektický. Struktura RZ prášku je pak tvořena primárními karbidy v centrech eutektických kolonií, které jsou uloženy v kontinuálním síťoví. 3. RTG fázová analýza potvrdila, že všechny RZ částice obsahují α-fe, γ-fe a karbidy MC. S rostoucí rychlostí chlazení částic roste podíl α-fe na úkor γ-fe, což je pravděpodobně způsobeno nedokonale proběhlou peritektickou reakcí a zachováním jistého podílu δ-fe ve struktuře. 5. LITERATURA [1] Jurči P., Disertační práce, MtF STU Trnava, (1996) [2] Hribernik B. a kol., Metallurgical transaction A, 1988, č. 19 A, s [3] Karagöz S., Fischmeister H.F. Niobium-alloyed high speed steel by powder metallurgy. Metal Powder, 1996, roč. 46, s.58. [4] Hribernik B., Hackl G., Fischmeister H. Niobium in PM high speed steel. Metal Powder Report, 1991, vol.46, s.58. [5] Adelt M., Hammerbauer P., Holler M. Strukturní změny probíhající při tuhnutí litém stavu, ohřevu a tváření rychlořezné oceli typu za tepla. Hutnické listy, 1989, č. 10, s.714.