TVAŘITELNOST A TRHLINY NA KONTINUÁLNĚ LITÝCH BRAMÁCH. Pavel Szturc a Petr Kozelský b Zdeněk Šáňa c

Transkript

1 TVAŘITELNOST A TRHLINY NA KONTINUÁLNĚ LITÝCH BRAMÁCH. Pavel Szturc a Petr Kozelský b Zdeněk Šáňa c a VÍTKOVICE Výzkum a vývoj,spol.s r.o.,pohraniční 31, Ostrava - Vítkovice, ČR b VŠB - TU, 17.listopadu 15, Ostrava - Poruba, ČR c VÍTKOVICE Steel, a. s., Ostrava - Vítkovice, ČR Abstrakt Povrchové i vnitřní vady bram nízkouhlíkových ocelí často vznikají už při vysokých teplotách v krystalizátoru nebo bezprostředně pod ním. Důležitou příčinou vzniku defektů je nehomogenita teplotního pole povrchových vrstev bram, která vyvolává napětí. Výskyt vad, jejich velikost a četnost závisí na několika faktorech - chemickém složení ocelí, působení nečistot, teplota a rychlost odlévání, ochlazování bramy a další. Vlastnosti litého stavu plynule litých bram se často posuzují tahovými zkouškami při vysokých teplotách, při kterých se měří kontrakce a mez pevnosti. V uvedeném příspěvku jsou prezentovány příklady konkrétních vad a výsledky zkoušení tvařitelnosti pro vybrané představitele značek ocelí. Abstract Surface and internal defects in low carbon steels accrues from initial stages of production at high temperatures of crystallizer and near below it, respectivelly. Nonhomogeneous of temperature field of slab surface section give rise defects. Occurance of defects depends on following factors - chemical composition, impurities, temperature and casting rate, cooling of the slabs, etc. Properties of cast state of continuous casting slabs are evaluated by tensile tests at high temperatures. The reduction of area and breaking strength are measured in this kind of tests. Following article shows examples of particular defects and results of plasicity testing for choiced types of steels 1. ÚVOD V nedávné minulosti byl řešen výzkumný úkol, jehož cílem bylo komplexní zjišťování informací o jakosti kontibram u vybraných značek ocelí. To zahrnovalo posouzení náchylnosti ke vzniku vad, což by mělo v konečném důsledku přispět k navržení výroby a odlévání nových značek ocelí. K hodnocení hodnot plasticity bylo využito dostupných možností experimentální základny v ČR v oblasti vysokoteplotního zkoušení. Vysokoteplotní plasticita nízkouhlíkových ocelí je ovlivněná mnohými faktory, mezi něž patří teplota, chemické složení oceli, rychlost deformace, teplotní historie apod. Pokles vysokoteplotní plasticity můžeme rozdělit do tří teplotních pásem: v blízkosti solidu (I), v teplotní oblasti stabilního austenitu cca v rozsahu teplot o C (II) a v teplotní 1

2 oblasti fázové přeměny γ α -cca v rozsahu teplot o C (III). Podstata křehkosti, respektive snížené tvařitelnosti ocelí v těchto jednotlivých oblastech byla detailně popsaná v práci [1]. Schématicky je možné tyto oblasti prezentovat na příkladě nízkouhlíkové oceli, uklidněné hliníkem. V následujícím obrázku 1 je znázorněna mapa křehnutí tohoto typu oceli s vyznačením optimální chladící křivky tak, aby byl eliminován negativní vliv křehnutí.příčinou křehkosti v oblasti I je existence residuálního tekutého filmu na rozhraní dendritů. Obr. 1 Mapa křehnutí tohoto typu oceli s vyznačením optimální chladící křivky V této oblasti tvařitelnost není ovlivněna rychlostí deformace. V oblasti II sehrává důležitou roli precipitace jemně vyloučených oxisulfidů po hranicích austenitických zrn. Významným faktorem, ovlivňujícím vysokoteplotní plasticitu v teplotní oblasti stabilního austenitu, je tedy přítomnost běžných příměsí (S, P) a povrchově aktivních prvků (Sn, As, Sb, Bi), stejně jako příměsí mědi v oceli. Prostřednictvím jejich segregace a precipitace částic v průběhu tuhnutí oceli, procesů tváření za tepla a následného ochlazování jsou těmito prvky obohacované mezidendritické prostory a hranice zrn. Výsledkem je snížení kohézní pevnosti hranic zrn, které následně vede ke snížení vysokoteplotní plasticity oceli [2,3]. Na rozdíl od II oblasti je zkřehnutí v oblasti III podmíněno pomalou rychlostí deformace. Mezi řídící faktory zkřehnutí v této oblasti patří precipitace oxidů, sulfidů a nitridů, tvorba proeutektoidního feritického filmu podél hranic austenitických zrn, respektive uplatnění mechanismu pokluzu hranic zrn. Schéma v obrázku 2 poskytuje jiný pohled na výše uvedené poznatky. 2

3 Obr.2 Shematické znázornění jednotlivých propadů plasticity při zkoušce tahem K omezení náchylnosti ke vzniku trhlin u plynule litých polotovarů se nejčastěji v literárních pramenech uvádějí následující dvě metody. První spočívá v omezení množství nečistot a plynů (S, P, O a N) v tekuté oceli. Druhou metodou je mírné chlazení v oblasti sekundární zóny ZPO a zajištění následného narovnávání kontislitku ještě nad teplotou oblasti III. 2. MATERIÁL A POUŽITÁ METODIKA ZKOUŠENÍ Vlastní experimentální práce vycházely z poznatků literárního studia se snahou zhodnotit schopnost materiálu odolávat mechanickému namáhání v procesu rovnání kontislitku. V tomto příspěvku jsou zkoumány tři základní značky ocelí: 11375, 11503, a Chemické složení všech sledovaných značek je uvedeno v tabulce I. číslo vzorku Kontrolní chemické složení (hm.%) značka/tavba C Mn Si P S Cu Ni Cr Mo Ti Al Nb V N ,13 0,57 0,25 0,017 0,010 0,035 0, ,17 1,36 0,35 0,018 0,009 0,028 0,02 0, ,18 1,52 0,44 0,017 0,004 0,03 0,02 0,03 0,030 0,19 0,015 Tab. I Kontrolní chemické složení zkoumaných značek ocelí V přípravných fázích experimentu byly u běžně odlévaných značek provedeny kontrolní chemické analýzy a základní metalografická šetření. Těžiště prací však směřovalo do hodnocení plastických vlastností vybraných značek ocelí. Vlastní experimentální práce byly realizovány na katedře slévárenství VŠB-TU Ostrava, kde existuje velmi dobře vybavené zařízení pro provádění zkoušek tvařitelnosti za velmi vysokých teplot a při nízkých rychlostech deformace. Zkušební metodika vlastní zkoušky tahem spočívala v pohybu příčníku tahového stroje rychlostí 6 mm/min, což při výchozích rozměrech pracovní části tahových zkoušek 4 x 20 mm odpovídá deformační rychlosti na počátku zkoušení v řádu 10-3 s -1. Teplotní režim zkoušek tvařitelnosti byl navržen s cílem napodobit poměry při narovnávání plynule odlévané bramy v průběhu chladnutí. 3

4 Zkušební vzorky byly ohřívány v grafitové odporové peci v atmosféře dmýchaného argonu na teplotu 1320 o C, výdrží 5 minut za účelem zajištění rozpuštění sekundárních fází tvořených mikrolegujícími prvky a jejich přechodu do tuhého roztoku. Následoval řízený pokles rychlostí 100 o C/min na teplotu zkoušení. Po tomto poklesu teploty byla zařazena 5 minutová prodleva pro vyrovnání teploty po průřezu vzorku s následnou deformací do přetržení zkušební tyče. Pro experimentální zkoušení byl zvolen interval teplot v rozmezí 700 až 1000 o C, což dle známých literárních i vlastních zkušeností odpovídá třetímu minimu plastických vlastností. Měřenými veličinami byla pevnost, prodloužení a plasticita, vyjádřená měřením zúžení v místě zkoušky tedy běžně používaná hodnota redukce plochy vzorku. 3. VÝSLEDKY EXPERIMENTU Na obrázku 3 je možné srovnat výsledky plastických vlastností u sledovaných nízkouhlíkových ocelí. Z průběhu hodnot je patrné, že pokles plastických hodnot nastává při teplotě 1000 o C. Další průběh u jednotlivých značek vykazuje značné rozdíly Plasticita [%] Teplota zkoušení [ C] Obr.3 Porovnání teplotní plasticity nízkouhlíkových ocelí U oceli na bázi C-Mn-Al (11375) největší propad hodnot plasticity spadá do teplotního intervalu 950 až 750 o C a souvisí s precipitací nitridu hliníku. Průběh křivky plasticity u tohoto typu oceli vykazuje dvojí minimum, přičemž minimum tvařitelnosti odpovídá zdánlivě nelogicky teplotě kolem 800 o C, při níž je podíl dusíku vázaného jako AlN nejnižší. Důvodem však je obtížná nukleace částic AlN při této nízké teplotě ve vnitřním objemu austenitických zrn, což vede k preferenční precipitaci AlN filmu na hranicích zrn, což je z hlediska tvařitelnosti velmi nepříznivé [4]. 4

5 Ocel s přídavkem Nb (11503) vykazuje ve srovnání s předchozí jakostí mnohem menší hodnoty plasticity s počátkem propadu při teplotě 1000 o C. Propad je postupný s minimem v teplotním intervalu 750 až 800 o C. U tohoto typu oceli mikrolegující přísada Nb na jedné straně příznivě ovlivňuje soubor mechanických vlastností, na straně druhé působí negativně při zvyšování náchylnosti ke vzniku příčných trhlin, což souvisí s precipitací částic Nb (C, N) na hranicích zrn austenitu. Niob jakožto nejvýznamnějším mikrolegující prvek po hliníku se vyznačuje podobně silnou afinitou k dusíku jako hliník a navíc tvoří sloučeniny s uhlíkem. Z uvedeného je zřejmé, že u niobem mikrolegované oceli je za propad tvařitelnosti odpovědný kombinovaný vliv precipitace Nb (C,N) a AlN na hranicích zrn austenitu. Kromě tohoto působení se uplatňuje vliv části niobu v tuhém roztoku na zbrzďování uzdravovacích procesů jako je zotavení a statická rekrystalizace. To vede u ocelí s přídavkem niobu obecně k hrubšímu austenitickému zrnu a potažmo k nižší tvařitelnosti. Nejlepší výsledky byly docíleny při zkoušení oceli jakosti 13220, pokles hodnot plasticity sice nastal pod teplotou, avšak průběh poklesu zúžení je velmi pozvolný a nedostává se pod hodnotu 80%. U tohoto typu oceli použitá kombinace mikrolegujících prvků způsobuje, že účinek nitridu vanadu na zvýšení pevnostních vlastností se realizuje až po doválcování a po fázové transformaci precipitačním zpevněním feritické matrice. Vanad má podstatně nižší afinitu k dusíku než hliník a niob a jeho afinita k uhlíku je ve srovnání s niobem rovněž mnohem nižší. Při obsazích běžných v ocelích mikrolegovaných vanadem může k precipitaci dojít nejdříve pod teplotou 900 o C, přičemž se vanad v tuhém roztoku oceli udrží v rozpuštěném stavu do podstatně nižších teplot než jiné mikrolegující prvky. Z hlediska vlivu na tvařitelnost je tedy obecně tento mechanismus precipitace částic V(C,N) příznivější ve srovnání s mechanismem precipitace částic Nb(C,N)[5]. 4. ZÁVĚR V příspěvku uvedené mechanicko-metalurgické hodnocení přispívá k definování parametrů vzniku příčných trhlin v plynule lité oceli mající směr obvykle v kolmém směru k pohybu předlitku. Zkoumání plastických vlastností u nízkouhlíkových ocelí prokázalo, že ocel s přídavkem Nb vykazuje v oblasti teplot narovnávání kontislitku značně větší propad zúžení ve srovnání s ocelí s přídavkem vanadu a dusíku. V oblasti mikrolegovaných ocelí preferovat podle možností daných normami, materiálovými listy, případně požadavky odběratele kombinaci prvků vanadu, dusíku a titanu. Na rozdíl od ocelí mikrolegovaných niobem, ocel s V, N a Ti vykazuje nižší sklon k výskytu povrchových i podpovrchových trhlin při rovnání kontislitku při zachování požadovaných užitných vlastností finálního výrobku především dodržení pevnostních charakteristik. LITERATURA [1] BRIMACOMBE, J.K., SORIMACHI, K.: Met.Trans., 8B, 1977, 489 [2] SUZUKI,H. et.al., Yamaguchi, S.:Transact.ISIJ, vol.22, 1982, 1, [3] LONGAUEROVÁ,M. aj. Trans. of TU Košice, 1994, 4, [4] LIŠKA,M. aj. Omezení výskytu trhlin na bramách ze ZPO.Závěrečná zpráva č. CZ- 23/97,VÍTKOVICE, Výzkum a vývoj, Ostrava, březen 1997 [5] LIŠKA,M. aj. Inovace chemick0ho slo6en9 jemnoyrn7ch C/Mn ocel9 mikrolegovan7ch Nb, V, Ti.Závěrečná zpráva č. Z-24/2000,VÍTKOVICE, Výzkum a vývoj, Ostrava, březen