VLIV NITRIDACE NA HOUŽEVNATOST NÁSTROJOVÉ OCELI PRO PRÁCI ZA TEPLA EFFECT OF NITRIDING ON THE FRACTURE TOUGHNESS OF HOT WORK TOOL STEEL

Transkript

1 VLIV NITRIDACE NA HOUŽEVNATOST NÁSTROJOVÉ OCELI PRO PRÁCI ZA TEPLA EFFECT OF NITRIDING ON THE FRACTURE TOUGHNESS OF HOT WORK TOOL STEEL Peter Jurči a Jakub Horník b, Stanislav Krum b a ECOSOND s.r.o., Křížová 1018, Praha 5, Česká republika b ČVUT, Fakulta strojního inženýrství, Karlovo nám. 2, Praha,Česká republika ABSTRAKT Vzorky ze subledeburitické oceli pro práci za tepla Dievar byly nitridovány při různých parametrech nitridace taky, aby na nich byl vytvořena vrstva o různé tloušťce, struktuře a fázovém složení. Byla analyzována struktura, stupeň sycení dusíkem, fázové složení, tvrdost a následně byla na bezvrubových vzorcích o rozměrech 7x10x55 mm měřena houževnatost metodou Charpyho. Naměřené výsledky byly dány do souvislosti se strukturou a složením nitridovaných vrstev. Bylo zjištěno, že houževnatost klesá již při samotné přítomnosti nitridované vrstvy na povrchu a dále pak s rostoucí tloušťkou vrstvy. Ukázalo se však, že je-li vrstva vytvořená za optimálních podmínek, není snížení houževnatosti oproti nenitridovanému materiálu příliš výrazné. ABSTRACT Specimens made from sub-ledeburitic hot work steel Dievar were nitrided using various parameters of processing to obtain regions with different thickness, microstructure and phase constitution. The microstructure, phase constitution and their effect on hardness and fracture toughness, measured by the Charpy impact test on un-notched 7x10x55 mm samples, were investigated. The fracture toughness is negatively influenced as a result of presence of a nitrided region on the surface and decreases again as the thickness of nirided region increases or with a presence of nitride networks in the near surface region. Nevertheless, if the nitriding was carried out under optimal conditions, the fracture toughness remained at a relatively high level. 1. ÚVOD Nástrojové oceli, vyráběné progresivnímu metalurgickými postupy, se v současné době stávají nedílnou součástí výrobního postupu v řadě průmyslových aplikací. Tyto oceli se vyznačují jedna vysokou metalurgickou čistotou, ale také jemnou a často izotropní strukturou (PM oceli). To se v řadě případů projevuje výrazným zlepšením užitných vlastností. V některých případech je vyžadováno, aby byl povrch nástrojů byl speciálně upraven, zejména s ohledem na tvrdost, otěruvzdornost, únavovou pevnost či korozní odolnost. V případě ocelí pro práci za tepla k těmto požadavkům přistupuje i tepelná únavová pevnost. Pro povrchové zpracování se využívá celá řada jednoduchých anebo kombinovaných procesů, jako nitridace v plynu nebo plasmě, povlakování fyzikálními (PVD) nebo chemickými procesy (CVD), boridování nebo kombinované (hybridní) procesy [1,2]. Zkušenosti pak 1

2 ukázaly, že plasmová nitridace P/M ledeburitické oceli M2 vedla u vybraných tažníků k řádovému prodloužení jejich životnosti. Duplexní povlakování vzorků ze stejné oceli i z materiálu Vanadis 6 vedlo zase k výraznému zvýšení otěruvzdornosti [3,4]. Z hlediska uplatnění v průmyslových aplikacích je kromě tvrdosti a otěruvzdornost také důležité, aby vlivem povrchového zpracování nedošlo ke snížení houževnatosti oceli resp. aby toto snížení neohrozilo životnost nástrojů. Výzkumné práce, realizované na oceli Vanadis 6 ukázaly, že pevnost v ohybu se již při samotném výskytu nitridované vrstvy výrazně snižuje (cca na 65%) a s rostoucí tloušťkou nitridované vrstvy dále klesá [5,6]. U oceli Vanadis 4 Extra bylo předešlým výzkumem zjištěno ještě výraznější poměrné snížení houževnatosti [7]. Cílem této práce je stanovení vlivu plasmové nitridace na strukturu a hlavní mechanické vlastnosti zcela jiného typu oceli, a to oceli pro práci za tepla s označením Dievar. 2. METODIKA ZKOUŠEK K experimentům byla použita Cr-Mo-V nástrojová ocel pro práci za tepla s obchodním názvem Dievar (0.35 %C, 5 %Cr, 2.3 %Mo, 0.6 %V). Vzorky pro metalografickou analýzu a rovněž pro zkoušky houževnatosti (bezvrubová tělíska podle NADCA , o rozměrech 7x10x55 mm) byly austenitizovány při teplotě 1020 C/30 min. ve vakuové peci, kaleny přetlakem dusíku 5 bar a následně popouštěny při dvou kombinacích teplot popouštění. Sada vzorků 1 měla popouštěcí teploty 570 C, 610 C a 550 C, s výdrží na každé popouštěcí teplotě 2 a ochlazením mezi popouštěcími cykly na 70 C. Druhá sada vzorků měla popouštěcí teploty 570 C, 570 C a 560 C, při nezměněných ostatních parametrech. Vzorky byly následně plasmově nitridovány při teplotách z intervalu 470 až 530 C a časech z intervalu 7.5 až 30 Složení nitridační atmosféry bylo N 2 :H 2 = 1:3. Mikrostruktura byla sledována světelnou mikroskopií, resp. řádkovací elektronovou mikroskopií (fraktografie). Dále byla analyzovány koncentrační profily dusíku, uhlíku a v některých případech i chrómu metodou vlnově-dispersní analýzy. Fázové složení bylo sledováno rentgenovou difrakcí. Průběhy tvrdosti byly měřeny Vickersovou metodou při za tížení 300 g (HV 0.3). 3. VÝSLEDKY A DISKUSE 3.1. Strukturní analýza Mikrostruktura jádra materiálu po tepelném zpracování je na obr. 1. Podle charakteristické jehlicovité struktury lze říci, že hlavní strukturní složkou je popuštěný martenzit. Nevyskytují se v něm ani nerozpuštěné karbidy ani jiné případné nestejnorodosti, např. vměstky. 150 µm 150 µm Obr. 1 (vlevo) - Mikrostruktura jádra materiálu. Obr. 2 - Struktura vrstvy nitridované při 470 C po dobu 7.5 2

3 Na obr. 2 je struktura vzorku nitridovaného při 470 C/7.5 Difuzní vrstva zasahuje do hloubky cca 150 µm. Nitridovaná vrstva je homogenní, bez nestejnorodostí typu např. nitridického síťoví po hranicích zrn, resp. sloučeninové oblasti na povrchu. Rovněž další vrstvy, vytvořené při této teplotě, nevykazují známky tvorky sloučeninové vrstvy či nitridického síťoví, čehož důvodem je zejména nízká teplota procesu, nepostačující ke tvorbě kontinuálních nitridů. Vrstvy jsou proto tvořeny pouze disperzními fázemi na bázi Fe či Cr. Na obr. 3 je nitridovaná vrstva, získané procesem při 530 C/30 Tloušťka ovlivněné oblasti, měřená na metalografickém výbrusu, se pohybuje v rozmezí 400 až 470 µm. Na povrchu se nachází několik mikrometrů silná sloučeninová vrstva. Pod ní je oblast, v níž se vyskytují nitridické útvary po hranicích zrn. Tato oblast sahá asi do dvou třetin tloušťky vrstvy. Nitridické útvary jsou těsně u povrchu kontinuální, dále od povrchu, obr. 4, se stávají spíše diskontinuálními. Rozhodující objem vrstvy pak tvoří difuzní složka, která se v důsledku výskytu dispersních nitridů velmi intenzívně leptá. 150 µm 30 µm Obr. 3 - Mikrostruktura vrstvy nitridované při 530 C po dobu 30 Obr. 4 - Detail mikrostruktury z obr Fázové složení Rentgenová fázová analýza prokázala, že nitridované vrstvy se skládají ze 2 majoritních fází Fe 3 N a Fe 4 N. Jejich vzájemný poměr závisí na množství dusíku ve vrstvě, které je ovlivněno parametry nitridace. Pochopitelně, že v nitridovaných vrstvách se nacházejí i další fáze, a to jak dusíkem nasycený tuhý roztok alfa, tak i nitridy legujících prvků, zejména Cr. Zřejmě pro malé rozměry útvarů však tyto fáze RTG-analýzou identifikovány nebyly. Se zvyšující se teplotou a prodlužujícím časem klesá podíl nitridu Fe 3 N a stoupá podíl fáze Fe 4 N, tab. 1. Tím se potvrzuje, že s rostoucí teplotou, resp. delším časem procesu sice na jednu stranu roste tloušťka nitridované oblasti, na druhé straně však klesá koncentrace dusíku těsně u povrchu. Příčinou je zřejmě skutečnost, že při vyšší teplotě dusík rychleji proniká do jádra a v podpovrchových oblastech se ustálí rovnováha, odpovídající nižší koncentraci Průběhy koncentrací prvků Nitridační proces vyvolává intenzivní sycení povrchu dusíkem. Přitom je zajímavé, že k vyššímu sycení vedou spíše procesy při nižší teplotě. Jako souběžný jev byla pozorována difuze uhlíku do vzdálenějších míst pod povrch materiálu. Tato redistribuce je důsledkem skutečnosti, že uhlík je vlivem sycení oceli dusíkem vytlačován jednak z intersticiálních prostor tuhého roztoku, jedna z intermediárních fází (karbidů), a usazuje se převážně v místech, kde končí difuze dusíku, obr. 5. Dalším průvodním jevem je difuze dusíku směrem 3

4 dále od povrchu. To má za následek, že v povrchové vrstvě nedochází při zvyšování teploty nitridace k růstu koncentrace dusíku, ale naopak, spíše k jejímu poklesu. S poklesem koncentrace dusíku je pak svázáno i fázové složení, tab. 1. Posledním důležitým jevem je skutečnost, že zejména při vyšších teplotách a delších časech nitridace byl u povrchu naměřen zvýšený obsah chrómu, obr. 6. Souvisí to zřejmě s tvorbou nitridů chrómu na povrchu materiálu. Přítomnost těchto fází nebyla sice exaktně prokázána, nicméně, i jiných materiálů s podobným obsahem chrómu tyto fáze identifikovány jednoznačně byly. Parametry nitridace Množství fází [%] Teplota [ C] Čas [h] Fe 3 N Fe 4 N Tab. 1 Fázové složení nitridované vrstvy v závislosti na parametrech nitridace. 12 Průběh koncentrací C, N, Cr v závislosti na vzdálenosti od povrchu C / 7,5 12 Průběh koncentrací C, N, Cr v závislosti na vzdálenosti od povrchu C / 30 Koncentrace [hm.%] Vzdálenost od povrchu [µm] C*10 N Cr Koncentrace [hm.%] Vzdálenost od povrchu [µm] Obr. 5,6 - Průběhy koncentrací prvků v závislosti na hloubce pod povrchem ve vzorku nitridovaném při 470 C po dobu 7.5 hodiny (vlevo), 530 C po dobu 30 hodin (vpravo) Tvrdost Vysoká povrchová koncentrace dusíku a výrazná převaha výskytu fází s vyšším obsahem dusíku ve vrstvách, vytvořených při 470 C, vede k dosažení povrchové tvrdosti HV 0.3, obr. 7. Na druhé straně ale tvrdost směrem do jádra velmi rychle klesá, protože vrstvy jsou poměrně tenké C*10 N Cr 4

5 Vyšší teplota nitridace, resp. delší čas pak nevede k dosažení vyšší tvrdosti, ale zejména k růstu tloušťky vytvrzené oblasti, obr. 8. Povrchová tvrdost pak byla spíše nižší, než u vrstev, dosažených při teplotě 470 C, největší tloušťka vrstvy, měřená podle kritéria Nht = tvrdost jádra + 50 HV 0.3 ale dosahovala 0.35 mm. Tvrdost HV Průběh tvrdostí vrstev v závislosti na hloubce pod povrchem a době trvání nitridace při 470 C 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 0, C C C 30 Tvrdost HV Průběh tvrdostí vrstev v závislosti na hloubce pod povrchem a době trvání nitridace při 530 C 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 0, C C C 30 Hloubka pod povrchem (mm) Hloubka pod povrchem (mm) Obr. 7, 8 - Průběh tvrdosti v závislosti na hloubce pod povrchem pro vzorky, nitridované při 470 C (vlevo), 530 C.(vpravo) 3.5. Houževnatost Z grafu na obr. 9 je zřejmé, že v případu nenitridovaných vzorků má při stejných podmínkách kalení určitý vliv na houževnatost pouze způsob popouštění. Přitom je zcela logické, že vyšší teplota 2.cyklu zcela logicky vede k vyšší houževnatosti. V případě přítomnosti nitridované vrstvy na povrchu se situace významně mění. Již samotná přítomnost této vrstvy na povrchu významně snižuje houževnatost. V případě vzorků, nitridovaných při 470 C/7.5 se houževnatost snižuje na přibližně polovinu. Houževnatost (J/cm2) nenitridováno 470 C/7.5 Houževnatost 530 C/ C/ C/30 popouštění na 570/570/560 C Proces popouštění na 570/610/560 C Obr. 9 - Závislost houževnatosti na tepelném zpracování a způsobu nitridace Přitom je zajímavé, že u stejně zpracovaných vzorků dochází k velkému rozptylu hodnot, takže u stejné skupiny vzorků se objevují tělíska s dobrou houževnatostí ( J/cm 2 ) současně s tělísky, jejichž houževnatost je velmi nízká. Další růst tloušťky vrstvy vlivem vyšší teploty, resp. delšího času nitridace vede k dalšímu poklesu houževnatosti. Přitom se zachovává poměrně značný rozptyl hodnot houževnatosti pro stejný způsob tepelného zpracování. i vyšší houževnatost. 5

6 Obr. 10, 11 Přehledný snímek lomové plochy nenitridovaného vzorku (vlevo, detail, vpravo) V případě vzorků, nitridovaných při 530 o C /30 je zřejmé, že jediným parametrem, ovlivňujícím houževnatost, je skutečně již pouze tloušťka a složení nitridované vrstvy. Houževnatost je velmi nízká, což je zřejmě důsledek výskytu sloučeninové vrstvy na povrchu, resp. nitridického síťoví po hranicích zrn. Potvrdilo se tak, že sloučeninová vrstva, resp. nitridy po hranicích zrn jsou pro mechanické vlastnosti materiálu velmi nepříznivé a z hlediska houževnatosti nežádoucí strukturní složkou. Nakonec se ukazuje, že v případě optimálně provedené nitridace, bez sloučeninové vrstvy, resp. nitridického síťoví, a není li vrstva příliš tlustá, lze docílit zachování poměrně vysokých hodnot houževnatosti. To je zásadní rozdíl oproti např. ledeburitickým ocelím pro práci za studena, kde již velmi tenká difuzní vrstva vyvolávala výrazný pokles houževnatosti. Lom nenitridovaného vzorku, obr. 10, se šíří od povrchu ze strany, která byla při zkoušce namáhána tahem. Lomová plocha v analyzovaném místě je matná a členitá. Z hlavní lomové plochy se šíří řada sekundárních trhlin, většinou orientovaných ve směru blízkém podélnému směru k ose tělesa. Na obr. 11 je detail lomové plochy při velkém zvětšení. Je patrné, že většina lomové plochy vykazuje důlkovitou morfologii s hlubokými důlky a výraznou plastickou deformací. Právě tato výrazná plastická deformace je spolu s existencí sekundárních trhlin příčinou vysoké houževnatosti oceli v nenitridovaném stavu, protože rázová energie Charpyho kladiva se spotřebovává na deformaci velkého objemu materiálu. Obr. 12 (vlevo) Přehledný snímek lomové plochy tělíska, nitridovaného při 470 o C/7.5 Obr. 13 (vpravo) Detail z obr. 12. Na obr. 12 je přehledný snímek lomové plochy tělíska po nitridaci při parametrech 470 o C/7.5 Na povrchu je dobře patrná nitridovaná vrstva, která se od nenitridovaného jádra 6

7 materiálu liší morfologií povrchu lomové lochy. Zatímco jádro materiálu vykazuje podobný charakter lomové plochy, jako nenitridovaný vzorek, v nitridované vrstvě je lomová plocha již při prvním pohledu hladká a málo členitá. Dále je patrné, že lomová plocha vykazuje v některých místech přítomnost sekundárních trhlin. Na obr. 13 je takováto sekundární trhlina zdokumentována detailnějším snímku. V levé části je patrná nitridovaná vrstva, charakteristická transkrystalickým štěpením (obr. 14) a relativně malou členitostí povrchu lomové plochy. Směrem do jádra materiálu se členitost lomové plochy zvyšuje (obr. 15) a v pravé části snímku pak dominuje tvárný mechanismus porušování s důlkovitou morfologií lomové plochy (obr. 16). Obr Detaily z obr. 13, povrch vzorku (vlevo), místo cca v 50% tloušťky nitridované vrstvy (uprostřed), základní materiál (vpravo) Ukázalo se tedy, že v případě materiálu, nenitridovaného po krátkou dobu a za nízké teploty, kdy se netvoří sloučeninová vrstva ani nitridické síťoví po hranicích zrn, a kdy není nitridovaná vrstva příliš silná vzhledem k celkovému průřezu vzorku, začíná porušení materiálu transkrystalickým štěpením, avšak již ve velmi malé hloubce pod povrchem se charakter porušení mění na energeticky významně náročnější tvárné porušení. Šíření křehkého lomu je tím zřejmě zbrzděno a další trhliny se šíří za současné spotřeby velkého množství energie, což se ve výsledku projevuje zachováním relativně vysoké houževnatosti oceli. Na obr. 17 je přehledný snímek lomové plochy materiálu, nitridovaného při 530 o C/30 Na snímku je jasně rozlišitelná nitridovaná vrstva na povrchu a základní nenitridovaný materiál. Hloubka nitridované vrstvy, měřená na lomové ploše, přibližně odpovídá hloubce, měřené metalograficky. Detail na obr. 18 dokumentuje lomovou plochu v nitridované vrstvě. Na povrchu materiálu se nachází cca 5 µm silná sloučeninová vrstva. Tato sloučeninová vrstva se porušuje prakticky bez přítomnosti jakékoli plastické deformace, i bez přítomnosti např. štěpných faset. Dále od povrchu se nachází difuzní vrstva, jejíž lomová plocha je charakteristická štěpným mechanismem porušení. Členitost povrchu je velmi malá, pouze v některých místech se nacházejí ploché štěpné fasety. Celkově lze říci, že v nitridované vrstvě se lom šíří při minimální spotřebě energie. Uvedená skutečnost má pak zřejmě vliv i na mechanismus porušování základního materiálu, resp. tím i na houževnatost nitridované oceli. Lomová plocha jádra má plochý charakter, s minimem plastické deformace, obr. 19. Z detailního snímku na obr. 20 je zřejmý transkrystalický, většinou čistě štěpný charakter porušování materiálu. 7

8 Obr. 17 (vlevo) Přehledný snímek lomové plochy vzorku, nitridovaného při 530 o C/30, obr. 18 detail. Obr. 19 (vlevo) Lomová plocha vzorku, nitridovaného při 530 o C/30, jádro materiálu. Obr. 20 (vpravo) Detail z obr. 19. Příčinou, proč se s rostoucí tloušťkou nitridovaného materiálu mění rovněž charakter porušení základního materiálu, může být vysoká tvrdost oceli a její omezená schopnost odolávat dynamickému namáhání, resp. šíření trhliny v dynamických podmínkách, je li na materiálu přítomný vrub (např. strukturní vrub, reprezentovaný nitridovanou vrstvou). Je-li nitridovaná vrstva prosta kontinuálních křehkých útvarů, vykazuje rovněž určitou schopnost plastické deformace. Současně jsou takovéto vrstvy tenčí a jádro materiálu pak může v důsledku své větší plasticity snáze zachytit a absorbovat energii na čele šířící se trhliny, takže se pak porušuje spíše tvárným mechanismem. Na druhé straně je-li nitridovaná vrstva silná a navíc velmi křehká (přítomnost sloučeninové vrstvy, či nitridického síťoví ve vrstvě), materiál jádra rovněž není schopen zachytit energii šíření trhliny má vyšší sklon k nízkoenergetičtějšímu typu porušení. 4. ZÁVĚR - Tloušťka vrstev roste s teplotou a dobou nitridace. Při použití nižších teplot a kratších časů vzniká difuzní vrstva. Vyšší teplota a delší časy vedou ke tvorbě nitridického síťoví po hranicích zrn a na povrchu materiálu se objevuje sloučeninová vrstva. - Nárůst tvrdosti oproti nenitridovanému materiálu se pohybuje v rozmezí HV 0.3, absolutní hodnota tvrdosti převyšuje 1100 HV

9 - Koncentrace dusíku na povrchu materiálu může dosahovat až 10 hm. % a směrem do jádra klesá. Na hranici dusíkem sycené vrstvy dochází k redistribuci uhlíku, tj. nahromadění atomů uhlíku, které byly vytlačeny dusíkem z difuzní vrstvy. - Nitridovaná vrstva snižuje houževnatost materiálu, avšak v případě tenčích vrstev není snížení houževnatosti velké. Hodnoty KC dosahují J/cm 2. - Pravděpodobně existuje optimální varianta nitridace, tj. kombinace parametrů, při nichž má materiál vysokou povrchovou tvrdost při zachování dostatečné houževnatosti. - lom se v nenitridovaném materiálu šíří štěpně, transkrystalicky. Čím je nitridovaná vrstva tlustší, resp. více nasycená dusíkem, tím jsou štěpné fasety plošší a méně členité. - V nenitridovaných vzorcích se lom šíří energeticky náročnějším tvárným mechanismem. Podobně se lom šíří i v nenitridovaném jádru materiálu, je li nitridovaná vrstva dostatečně tenká. Výsledkem je pak relativně vysoká houževnatost nitridovaných vzorků. Je li nitridovaná vrstva silnější, převládá i v jádře materiálu křehké porušení a houževnatost výrazně klesá. LITERATURA [1]: BERGMANN, E.: Traitement Thermique, (1996) 5, s [2]: DOMÁNKOVÁ, M., ŠOŠOVIČKOVÁ, J., ČAPLOVIČ, L., HUDÁKOVÁ, M.: In: Proceedings of the 13th Conference on Materials and Technology, Portorož, Slovenia, October 2005 [3]: JURČI, P. et al.: In.: Proceedings of the European PM 2001 Congress, October 22-24, 2001, Nice, France, pp [4]: JURČI, P., MUSILOVÁ, A., SUCHÁNEK, J., HNILICA, F.: In.: Sborník na z 11. Mezinárodní konference Metal 2002, Hradec nad Moravicí, CD ROM. [5]: JURČI, P., HNILICA, F., ČMAKAL, J., PECHMANOVÁ, J.: In.: Sborník z VIII. celostátní konference se zahraniční účastí Degradácia konštrukčných materiálov, září 2003, Terchová, Slovenská republika, s [6]: JURČI, P., HNILICA, F.: Plasma nitriding of the P/M VANADIS 6-steel effect on microstructure and properties, Powder Metallurgy Progress,Vol. 3 (2003), 1, pp [7]: JURČI, P., HNILICA, F., CEJP, J.: In: Sborník z 15. Mezinárodní konference Metal 2006, Hradec nad Moravicí, CD ROM. 9