DEFORMACNÍ CHOVÁNÍ ŽÁRUVZDORNÉ CR-NI-SI OCELI DEFORMATION BEHAVIOUR OF A REFRACTORY CR-NI-SI STEEL

Transkript

1 DEFORMACNÍ CHOVÁNÍ ŽÁRUVZDORNÉ CR-NI-SI OCELI DEFORMATION BEHAVIOUR OF A REFRACTORY CR-NI-SI STEEL Miloš Marek a, Ivo Schindler a, Jaroslav Fiala b, Stanislav Nemecek b, Libor Cerný c, Stanislav Rusz a, Petra Turonová a a VŠB Technická univerzita Ostrava, Ústav modelování a rízení tvárecích procesu, 17. listopadu 15, Ostrava - Poruba, CR, milos.marek@vsb.cz b Nové technologie výzkumné centrum, Univerzitní 8, Plzen, CR, fiala@kmm.zcu.cz c ISPAT NOVÁ HUT, a.s., Vratimovská 689, Ostrava-Kuncice, CR, cerny@novahut.cz Abstrakt V laboratorních podmínkách byly zkoumány deformacní odpory za tepla a struturotvorné procesy pri válcování pásu z žáruvzdorné oceli typu X15CrNiSi (tj dle CSN). Tvárení probíhalo na dvoustolicové trati Tandem pri teplotách 1250 až 900 C. Pred doválcovacím dvojúberem byly rozvalky vkládány do pece vyhráté na 1000 C a tím se napodobovala funkce vyhrívané navíjecky na pásové trati P1500 typu Steckel va.s. ISPAT NOVÁ HUT. Další pec simulovala zpomalené ochlazování pásu z navíjecí teploty. Struktura výchozích vzorku byla protvárená nebo litá. Vybrané laboratorní vývalky byly podrobeny rozpouštecímu žíhání 1080 C / 30 min. / voda. Metodami optické i elektronové mikroskopie a RTG difrakcí byl sledován rozvoj rekrystalizacních procesu a chování vmestku, resp. eutektik a vnitrních vad behem tvárení, prípadne tepelného zpracování. Model stredních prirozených deformacních odporu zkoumané oceli byl vyvinut na základe merení válcovacích sil pri tvárení plochých vzorku s odstupnovanou tlouštkou jedním úberem. Model zahrnuje vliv teploty, deformacní rychlosti a deformace s uvažováním dynamického zmekcování. Deformation resistance and structure-forming processes during hot rolling of strip made from heat resisting steel of type X15CrNiSi (17251 according to CSN) were investigated in laboratory conditions. Forming was executed at the two-high rolling mill Tandem in a range of temperatures C. Before final double-pass the specimens were put into a furnace heated on 1000 C and thus function of the furnace coiler at strip mill P1500 of type Steckel at ISPAT NOVÁ HUT a.s. was simulated. Slow cooling of strip from the coil temperature was simulated by the other furnace. Structure of the initial specimens was as-formed or as-cast. Selected laboratory specimens were applied to dissolve annealing 1080 C / 30 min. / water. Development of recrystallization processes and behaviour of inclusions, or rather of eutectics and internal defects during forming, respectively during heat treatment was studied by the methods of optical as well as electron microscopy and X-ray diffraction. Model of mean equivalent stresses of investigated steel based on measurement of rolling forces during forming of flat samples graded in thickness by one pass was developed. Influence of temperature, strain rate and strain with influence of dynamic softening has been involved in this model. 1. ZKOUMANÝ MATERIÁL Zkoumaný materiál byl dodán ve forme odrezku z bramy, válcované na blokovne Trineckých železáren, a.s. Jedná se o ocel s následujícím chemickým složením v hm. %: 0.12 C, 0.80 Mn, 1.75 Si, P, S, 20.0 Cr, 12.1 Ni, 0.37 Mo, Al, 0.04 W, 0.05 V, 0.01 Ti, 0.01 Nb, 0.08 Co, 0.25 Cu, 0.01 Sn, B, N. Na VŠB-TUO byly pomocí infracerveného analyzátoru LECO (srovnávajícího spektrum cistého kyslíku se spektrem spáleného uhlíku ci síry) provedeny kontrolní chemické analýzy, které zpresnily obsahy dvou 1

2 prvku: C a S. Dodaná protvárená brama bude dále v textu nést oznacení R. Pro další experimenty byl daný materiál pretaven v elektrické vakuové indukcní peci [1] a odléváním do rozebíratelné litinové kokily pod argonem byly získány laboratorní odlitky nesoucí dále oznacení L. Struktury jak puvodní dodané protvárené bramy, tak i odlitku dokumentuje obr. 1. Je zde provedený metalografický rozbor ze stredové oblasti dodané bramy R (obr. 1a), tak i struktura odlitku L získána z prícného rezu provedeného v reprezentativním míste (tj. polovine výšky vzorku) [2]. Obr. 1b predstavuje jednu stredovou oblast daného reprezentativního rezu. Jak vyplývá z obr. 1a materiál dodané protvárené bramy je tvoren vcelku rovnoosými austenitickými zrny o nerovnomerné velikosti. U odlitku (obr. 1b) se v podélné ose vyskytují rediny. Mimo zobrazenou cást mikrostruktury má dendritická struktura samozrejme dosti odlišný charakter ve stredových a okrajových partiích odlitku, a to z duvodu ruzných rychlostí chladnutí (tuhnutí). Obr. 1a. Mikrostruktura výchozí válcované bramy stredová oblast Fig. 1a. Microstructure of an intial rolled slab middle region Obr. 1b. Mikrostruktura odlitku stredová oblast Fig. 1b. Microstructure of casting middle region 2. EXPERIMENT - LABORATORNÍ VÁLCOVÁNÍ Z dodané bramy byly prostým obrábením vyrábeny vzorky o rozmerech tlouštka 20 x šírka 35 x délka 110 mm urcené pro válcování za tepla. Odlitky mely približne stejné rozmery dané litinovou kokilou [2]. Pro vlastní experiment tak byly získány vzorky se dvemi ruznými výchozími strukturními stavy. Vzorky typu R i L byly z teploty ohrevu 1250 C válcovány ctyrmi dvojúbery na dvoustolicové laboratorní trati Tandem [3,4]. Po každém dvojúberu následovala reverzace analogicky jako na provozní trati P1500 v ISPAT Nová Hut a.s.. Pred záverecným dvojúberem byla zarazena výdrž v peci nahráté na 1000 C o délce 1 a 3 min (vzorky dále oznacované R1, R2 resp. L1, L2) napodobující funkci vyhrívané navíjecky. Pro srovnání byly provedeny i experimenty bez tohoto mezioperacního príhrevu (vzorky dále oznacované R3 resp. L3), jehož casový prubeh válcování (resp. Válcovacích sil) dokumentuje graf na obr. 2. Z namerených válcovacích sil pri posledním dvojúberu vyplynulo, že príhrev v pecní navíjecce nijak dramaticky neovlivnoval jejich hodnotu. Jednotlivé výškové úbery se pohybovaly v rozmezí 17 až 22 %, otácky válcu o prumeru asi 159 mm byly nastaveny v rozsahu 180 až 230 min-1. Tlouštka rozvalku pred záverecným dvojúberem byla 4.8 mm, tlouštka hotového pásu 3.0 mm. Povrchová teplota provalku byla merena prenosnými optickými pyrometry a registrována rídicím pocítacem. Pred 3. úberem byla teplota okolo 1180 C, po 6. úberu asi 1020 C. V prípade válcování s meziohrevem byla namerena teplota po 8. úberu tesne nad 900 C. 2

3 Obr. 2. Casový prubeh válcovacích sil pri tvárení bez mezioperacního žíhání Fig. 2. Time history of rolling forces during forming without interoperation annealing Doválcování bez predchozího meziohrevu bylo samozrejme spjato s nižší teplotou pred finálním dvojúberem asi 940 C. Po doválcování byly simulovány pomery zpomaleného ochlazování pásu ve svitku, a to pomocí pece vyhráté na 640 C, do níž vložené vývalky zchladly na 100 C za asi 15 hodin (to již pri vypnutém topení pece). 3. DISKUSE VÝSLEDKU 3.1. Mikrostruktura vývalku Metalograficky byly vývalky zkoumány výbrusy kolmo pres tlouštku pásu, ve smeru válcování. Vývalky typu R vykazovaly pomerne homogenní mikrostrukturu, pricemž austenitická zrna jsou protažena ve smeru válcování predevším u vzorku R3 (bez mezioperacního žíhání). Mikrostruktura vzorku typu L po válcování byla velmi nerovnomerná co do velikosti zrn (predevším v podpovrchových oblastech) i protažení vybraných zrn, rozdíly mezi jednotlivými vývalky jsou obtížne definovatelné. Je zrejmé, že zvolený tvárecí postup a stupen celkové deformace nebyl dostatecný k rozdrobení výchozí licí struktury. Rekrystalizace probíhala v techto vzorcích mnohem obtížneji než ve vzorcích typu R. Obr. 3. Mikrostruktura vývalku R2 (vlevo) a L2 s mezioperacním žíháním pred posledním dvojúberem 3 min Fig. 3. Microstructure of rolled products R2 (left) and L2 with interoperation annealing before last double pass 3 min 3

4 Díky rychlejšímu tuhnutí však laboratorní odlitky vykazují po válcování menší pocet eutektik (protažených cerných útvaru) než prumyslové bramy po opakovaném (a mnohem intenzivnejším) tvárení za tepla. Obr. 3 porovnává mikrostrukturu vzorku R2 a L2, tedy s mezioperacní pauzou 3 min Tepelné zpracování vývalku Vzorky byly podrobeny rozpouštecímu žíhání (1080 C / 30 min / voda) a poté metalograficky zkoumány analogicky jako vývalky v predchozí kapitole. Porovnání vlivu rozpouštecího žíhání na konecnou mikrostrukturu u vývalku s 1 min. (R1, L1) mezioperacním žíháním pred posledním dvojúberem a bez mezioperacního žíhání (R3, L3) je možné sledovat na obr. 4. Austenitické zrno v žíhaných vzorcích typu R vypadá jako rekrystalizované, s výjimkou vzorku R3 i dosti rovnomerné. Tepelné zpracování neodstranilo eutektické útvary, naopak jako by zduraznilo hojný výskyt vmestku v celé matrici. Rekrystalizace v žíhaných vzorcích typu L probíhala na první pohled méne dokonale. Mikrostruktura je jemnozrnnejší, ale také mnohem heterogennejší než v prípade vzorku typu R viz pásy na obr. 4 (L1, L3). Ve všech vzorcích je možno nalézt žíhací dvojcata. R1 L1 R3 L3 Obr. 4. Porovnání mikrostruktury vývalku po rozpouštecím žíhání (1080 C / 30 min / voda) Fig. 4. Comparison of microstructure of the rolled strips after dissolving annealing (1080 C / 30 min / water) 3.3 Rentgenová difrakce Rentgenová difrakce mj. prokázala, že laboratorní odlitek je velmi hrubozrnný velikost difrakcne koherentních oblastí dosahuje stovek mikrometru. Výchozí válcovaná brama R je též hrubozrná, ale difrakcne koherentní oblasti jsou v ní mnohem menší než vlaboratorním 4

5 odlitku (kolem 50? m). Výjimkou je vzorek odebraný z rohu výchozí válcované bramy RC, kde zrejme po probehlé plastické deformaci nedošlo k úplné rekrystalizaci viz obr. 5. Válcováním byla struktura odlitku i výchozí bramy plasticky zdeformována a difrakcne koherentní oblasti desintegrovány na malé domény o velikosti vetšinou kolem 1? m difrakcní linie jsou spojité bez známek rozšírení. Výjimkou jsou vzorky R2 a L2, které byly pred záverecným dvojúberem vloženy na 3 minuty do pece vyhráté na 1000 C. Tam se vedle difrakcne koherentních oblastí velkých asi 1? m vyskytuje velké množství vetších difrakcne koherentních oblastí o rozmeru asi 30? m. Mezi vyválcovanými vzorky R a vyválcovanými odlitky L je patrný rozdíl spocívající v tom, že odlitky jeví po vyválcování texturu (prednostní orientaci), zatímco puvodní protvárené bramy nikoli. Tepelným zpracováním (1080 C / 30 min / voda) došlo v proválcovaných vzorcích k rekrystalizaci, která v brame probehla úplne, zatímco v odlitku jen cástecne. Difrakce žíhaných vzorku R jsou tvoreny diskrétními ostre ohranicenými reflexemi, jejichž rozmer a pocet svedcí o tom, že difrakcne koherentní oblasti jsou zde velké kolem 20 až 30? m. I u žíhaných vzorku L nalézáme diskrétní reflexe, ale ty nejsou tak ostre ohranicené jako u bramy. L1 L2 L3 Obr. 6. Difraktogramy typu L po rozpouštecím žíhání Fig. 6. Diffractograms of type L after disolve annealing L odlitek L casting RC rohová oblast bramy RC corner region of slab Obr. 5. Difraktogramy odpovídající výchozím stavum Fig. 5. Diffractograms corresponding to the initial states Mezi žíhanými vzorky L1, L2 a L3 je zretelný rozdíl ve stupni rekrystalizace ta nejméne probehla u vzorku L3 (válcování bez mezioperacní prodlevy), více pak u vzorku L1 (mezioperacní žíhání 1 min). Pokud se týce tepelne zpracovaného vzorku L2 (mezioperacní žíhání 3 min), v nem probehla rekrystalizace témer analogicky jako u bramy viz obr. 6. Mezi strukturou žíhaných vzorku z bramy (R1, R2 a R3), není z hlediska probehlé rekrystalizace patrný žádný rozdíl Elektronová mikroskopie Válcování pásu za tepla v laboratorních podmínkách signalizovalo sníženou tvaritelnost zkoumaného materiálu na hranách vývalku se objevovaly trhliny. Príciny tohoto jevu byly zkoumány pomocí elektronové mikroskopie (SEM) a chemické elektronové mikroanalýzy. Pro plastické vlastnosti oceli s vysokým obsahem niklu by mohly být nebezpecné nízkotající vmestky sulfidy niklu [5]. Kontrolní analýza prístrojem LECO potvrdila pomerne nízký obsah síry (0.008 %), takže tento duvod snížené tvaritelnosti není v našem konkrétním prípade príliš pravdepodobný. Ve výchozí strukture válcované bramy bylo 5

6 Obr. 7. Vady ve vyžíhaném vývalku R1 Fig. 7. Defects in an annealing rolled product R1 objeveno znacné množství redin, což je pri predpokládaném stupni protvárení dost zajímavé. Negativní roli asi hraje kremík, zpevnující tuhý roztok. Ze studia rovnovážných fázových diagramu Cr-Fe-Ni-Si [6] vyplývá, že ocel daného chemického složení by nemela pri válcování za tepla obsahovat fázi? ani?. Nepríznivý vliv dvojfázové struktury na tvaritelnost lze tedy rovnež vyloucit. Nejvetší podíl na snižování plastických vlastností mají s nejvetší pravdepodobností krehká eutektika, provázená casto vnitrními dutinami ci protaženými póry. Tyto vady se vyskytují ve všech vzorcích a nejsou tedy odstranitelné tvárením ani následným rozpouštecím žíháním. Príklad prítomnosti této vady u vyžíhaného vývalku R1 ukazuje fotografie na obr. 7. Elektronová mikroanalýza odhalila výrazné obohacení oblastí, které zatím byly pojmenovány jako eutektika, chrómem ve srovnání s matricí viz napr. obr. 8. Tyto oblasti jsou casto provázeny vmestky na bázi sulfidu nebo nitridu. Výplne dutin jsou vesmes tvoreny komplexními slouceninami, méne casto i s podílem silikátu. Pomocí svetelného i elektronového mikroskopu byla tedy v mezidendritických prostorech (jak puvodních, tak válcováním pretvorených vzorku) nalézány cetné ostruvky eutektika systému Cr-Ni. Celkový objemový podíl eutektika je malý a to vysvetluje, proc nebyla prítomnost (Cr,Fe)- alfa rentgenovou difrakcí zaregistrována. Identita tohoto eutektika byla potvrzena elektronovou mikroanalýzou. Byt v malém množství, muže mít krehké eutektikum Cr- Ni velký vliv na tvaritelnost oceli za tepla. Pri válcování se toto eutektikum drobí a vytvárí podlouhlé pruhy této strukturní složky protažené ve smeru válcování. To je zrejme prícinou obtíží pri válcování oceli. Vedle chrómniklového eutektika predstavují další narušení integrity kovové matrice cetné mikrorediny mikroskopem. Eutektikum Cr-Ni vzniká v dané oceli pozice 1 matrice (matrix) pozice 2 eutektikum (eutecticum) Obr. 8. Oblast obohacená chromem (R) Fig. 8. Cr-enriched region (R) v dusledku velké segregace techto kovu, které se posléze koncentrují v mezidendritickém prostoru, kde k solidifikaci dojde až úplne naposled. Prícinou znacné segregace niklu a chrómu v oceli je skutecnost, že teplota likvidu a solidu v systémech Fe-Cr a Fe-Ni závisí na prvkovém složení velmi málo: krivky solidu a likvidu jsou vtechto systémech ploché [7]. Duvodem oddelení fáze bohaté na chróm od fáze bohaté na nikl v chromniklovém eutektiku je opacné znaménko Guggenheimova potenciálu, který je v systému Fe-Cr kladný, zatímco pro systém Fe-Ni je záporný. 6

7 3.5. Model deformacních odporu Rovnice pro výpocet hodnot stredních prirozených deformacních odporu (SPDO)? s [MPa] v závislosti na skutecné (tzn. logaritmické) výškové deformaci e h, intenzite deformacní rychlosti é [s -1 ] a teplote T [ C] byla urcována na základe válcování plochých vzorku s odstupnovanou tlouštkou. Metodika urcování SPDO na základe válcování takovýchto vzorku se všemi rovnicemi a se zahrnutím tvárecího faktoru pro danou válcovací stolici je popsána napr. v [8]. Model byl vypocten pouze pro dodaný protvárený stav typu R. Konecná výsledná rovnice pro popis SPDO? s-c (c jako kalkulovaný) má umožnit velmi rychlou predikci energosilových parametru pri adaptivním rízení válcovací trate, které dokáže eliminovat i dosti významné rozdíly mezi vypocítávanými a reálnými (v provoze namerenými) hodnotami válcovacích sil. Na základe predchozích zkušeností [8] byl zvolen jednoduchý model pro popis SPDO zkoumaného materiálu v závislosti na deformaci (s uvažováním zpevnování i dynamického odpevnování), teplote a rychlosti tvárení. Konkrétní konstanty v tomto modelu jsou stanovovány metodami vícenásobné nelineární regrese, a to za využití statistického software Unistat Výsledkem je rovnice v následujícím tvaru:? 0.23 exp( 0.62 ) s? c? 7808? e h??? e h? é? exp(? ? T) (1) kde? s-c je predikovaný (dle vyvinutého modelu kalkulovaný) SPDO. Presnost získaných modelu byla hodnocena jednoduše definovanou relativní chybou podle vztahu (? s? s-c ) /? s 100 [%]. Z porovnání skutecných vypoctených SPDO a predikovaných SPDO je zrejmé, že model (1) popisuje dané závislosti rozptylem max.?20 %, což by bylo z hlediska snahy o presné postižení popisovaných fyzikálne-metalurgických deju pomerne dost, ale pro potreby rychlého adaptivního rízení válcovací trate se presnost odvozené rovnice jeví jako dostatecná pr. závislosti relativní chyby [%] Obr. 9. Odchylky hodnot SPDO získaných laboratorním válcováním, resp. výpoctem podle rovnice (1) Fig. 9. Errors of values MESV obtained by laboratory rolling, resp. by calculation according to equation (1) na deformacní rychlosti [s -1 ] obr. 9. Nepríjemný je zjevný trend relativní chyby v závislosti na teplote. Je pravdepodobné, že tady hraje roli menící se velikost výchozího zrna pred deformací (vlivem ohrevu prímo na teplotu tvárení). Oproti predehrevu na jednotnou teplotu však tento zpusob ohrevu pred jednoúberovým válcováním lépe odpovídá reálným podmínkám válcování, kdy s klesající teplotou dochází vlivem opakovaných úberu a pauz ke zjemnování struktury. 4. ZÁVER?? Bylo zkoumáno deformacní chování austenitické žáruvzdorné Cr-Ni-Si oceli typu

8 dle CSN, a to laboratorním válcováním za tepla na dvoustolicové, plne pocítacem rízené reverzní trati Tandem, velmi dobre napodobující provozní pomery na trati P1500 a.s. ISPAT NOVÁ HUT. Výchozí materiál byl protvárený nebo litý, címž bylo možno zjednodušene simulovat válcování pásu konvencním zpusobem nebo v prímém žáru.?? Daná ocel dosti obtížne rekrystalizuje a proto je ke zpracování odlitku potrebný režim víceúberového tvárení s dostatecným casovým prostorem pro prubeh rekrystalizace. Pri shodném stupni protvárení se pásy, získané válcováním vzorku litých nebo již dríve protvárených, svou výslednou strukturou výrazne lišily. Byla prokázána pozitivní role delší výdrže ve vyhrívané navíjecce pred záverecným dvojúberem na zjemnování a homogenizaci austenitického zrna v hotovém pásu.?? Rozpouštecí žíhání se alespon po laboratorním válcování jevilo jako bezpodmínecne nutné, pricemž u pásu naválcovaných z litého stavu ani ono nekdy nestacilo k homogenizaci struktury.?? Zkoumaný materiál vykazoval za tepla dosti sníženou tvaritelnost, která se odvíjí od úcinku vnitrních redin a predevším velmi krehkých chrómniklových eutektik. Ty se behem válcování protahují, drtí a jsou odpovedné za vznik ruzných necelistvostí, které mohou pusobit jako iniciátor vzniku trhlin, které byly v laboratorním merítku pozorovány predevším na bocních hranách pásu. Výskyt techto eutektik lze do jisté míry ovlivnovat rychlostí tuhnutí výchozího odlitku, nikoli však podmínkami tvárení ci následného tepelného zpracování.?? Vyvinutý model stredních prirozených deformacních odporu v závislosti na teplote (v rozsahu 850 až 1210 C), skutecné výškové deformaci (až 0.7) a deformacní rychlosti (asi 10 až 140 s -1 ) je vhodný pro rychlou predikci válcovacích sil ve vhodném (provozne odpovídajícím) rozsahu deformacních podmínek. Jeho další zpresnení by vyžadovalo rozdelení daného teplotního intervalu a vývoj dvou samostatných modelu pro teploty zhruba nad, resp. pod 1000 C. Literatura [1] SCHINDLER, I., KURE, F. Potentialities of Physical Modelling of Flat Rolling Processes at VŠB Technical University of Ostrava. In The 6 th International Conference STEEL STRIP Rožnov pod Radhoštem : Spolecnost Ocelové pásy, 2001, s [2] SCHINDLER, I. et al. Laboratory modelling of direct rolling of steel thin slabs. In The 5 th International ESAFORM Conference on Material Forming. Kraków : Akapit, 2002, s [3] SCHINDLER, I. Modelování tvárecích procesu na laboratorních válcovacích tratích. Hutnické listy, 54, 1999, c. 7/8, s [4] [5] ŽÍDEK, M. Metalurgická tvaritelnost ocelí za tepla a za studena. Praha : Aleko, [6] RAGHAVAN, V. Phase diagrams of quaternary iron alloys. Calcutta : The Indian Institute of Metals, [7] BRANDES, E. A., Brook, G. B. Smithells Metals Reference Book, 7 th Edition, Oxford : Butherworth-Heinemann, [8] SCHINDLER, I., MAREK, M., DÄNEMARK, J. Jednoduchý model stredních prirozených deformacních odporu, získaný laboratorním válcováním za tepla. Hutnické listy, 57, 2002, c. 6-8, s Výzkum strukturotvorných procesu probíhal v rámci výzkumného zámeru MSM (MŠMT CR), studium deformacních odporu v rámci projektu LN 00B029 (MŠMT CR). 8