TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ PM-NÁSTROJOVÉ OCELI LEGOVANÉ NIOBEM Markéta Pavlíčková, Dalibor Vojtěch, Jan Šerák, Luboš Procházka, Pavel Novák a Peter Jurči b

Transkript

1 TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ PM-NÁSTROJOVÉ OCELI LEGOVANÉ NIOBEM Markéta Pavlíčková, Dalibor Vojtěch, Jan Šerák, Luboš Procházka, Pavel Novák a Peter Jurči b a Ústav kovových materiálů a korozního inženýrství, VŠCHT Praha, Technická 5, Praha 6, ČR b ECOSOND a.s., Křížová 1018, Praha 5, ČR Abstrakt Příspěvek se zabývá vlivem tepelného zpracování na vlastnosti nástrojové oceli o chemickém složení Fe-2,5%C-3,3%Si-6,2%Cr-2,2%Mo-2,6%V-2,6%Nb-1,0%W připravené pomocí práškové metalurgie. Tavenina byla atomizována tlakovým dusíkem a rychle ztuhlý prášek byl izostaticky lisován za tepla. Změny mechanických vlastností, struktury a fázového složení byly sledovány v závislosti na měnících se podmínkách tepelného zpracování (teploty austenitizace, teploty a času popouštění). Struktura po zakalení je tvořena martenzitickou matricí, zbytkovým austenitem a karbidy. Velikost a množství se mění v závislosti na teplotě kalení. Při popouštění dochází v teplotním rozmezí C k precipitaci velice jemných karbidů, které způsobují nárůst tvrdosti materiálu. Další zvyšování teploty popouštění vede k hrubnutí karbidů. The work describes the influence of thermal treatment on the properties of tool steel with chemical composition Fe-2,5%C-3,3%Si-6,2%Cr-2,2%Mo-2,6%V-2,6%Nb-1,0%W prepared by powder metallurgy. The melt was atomised by pressure nitrogen and rapidly solidified powder was hot isostatic pressed. Changes of microstructure, phase composition and mechanical properties were evaluated as a function of thermal treatment conditions (hardening and tempering temperature and time). Martensitic matrix with retained austenite and carbides form quenched structure. The carbide size and amount depend on hardening temperature. The precipitation of very fine carbides occurs during tempering at temperatures from 500 to 600 C. This precipitation results in increase of material hardness. Next increase of tempering temperature leads to coarsening of carbides. 1. ÚVOD Z fyzikálně metalurgického hlediska má rychlé tuhnutí vliv hlavně na zjemnění hlavních strukturních složek a to často až o několik řádů v porovnání se strukturou materiálu připraveného blíže rovnovážným podmínkám. Při rostoucím podchlazení tuhnoucího kovu dochází ke změnám fázového složení a vzniku přesycených, metastabilních a semikrystalických fází. V oblasti výroby nástrojových ocelí je velmi významné omezení vzniku segregací a rovnoměrná distribuce strukturních složek [1]. Vysoké požadavky na kvalitu nástrojových ocelí a současně snaha o snížení nákladů na výrobu těchto vysoce kvalitních ocelí vedou k vývoji ocelí nekonvenčního chemického složení. V mnoha pracích [2-4] se autoři zabývají vlivem zvýšeného obsahu legur jako niob, titan, křemík, kobalt na vlastnosti nástrojových ocelí. Společným cílem těchto prací je snaha o alespoň částečné nahrazení poměrně drahých a těžko dostupných legujících prvků (vanad, 1

2 molybden, wolfram) jinými přísadami a současně zachování, popř. zlepšení vlastností materiálu. Niob je v oceli přítomen hlavně ve formě primárních karbidů typu MC, které jsou v ocelích konvenčního složení tvořeny převážně vanadem. Karbidy niobu vznikají v první fázi tuhnutí a poté v tavenině působí jako nukleační zárodky pro vznik dalších fází. To má za následek zjemnění fází a zlepšenou distribuci karbidů oceli [3]. Jak je uvedeno v prácích [5,6], nahrazení části vanadu a wolframu niobem v lité nástrojové oceli AISI M7 vede ke snížení množství a velikosti částic eutektika. Přítomnost niobu v karbidech MC umožňuje zvýšení koncentrace vanadu rozpuštěného v tuhém roztoku. To se příznivě projeví při žíhání na sekundární tvrdost, kdy dochází k precipitaci velkého množství velice jemných karbidů bohatých na vanad [7]. Tento příspěvek navazuje na předchozí studium vlastností RZ-prášků nástrojové oceli legované niobem [8]. Cílem této části projektu je studovat vliv podmínek tepelného zpracování na vlastnosti této oceli kompaktizované metodou HIP. 2. EXPERIMENTÁLNÍ ČÁST Rychle ztuhlý prášek nástrojové oceli byl připraven atomizací dusíkem pod tlakem kpa. Chemické složení tohoto prášku je uvedeno v tab. 1. Tabulka 1. Chemické složení RZ prášku zkoumané 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 RZ prášek byl kompaktizován izostatickým lisováním za tepla (HIP) při teplotě 1120 C a maximálním tlaku argonu 147 MPa po dobu 4 hod. Aby bylo možné zkompaktizovaný materiál dále zpracovávat, bylo nutné ocel žíhat na měkko, nejdříve 8 hod. při teplotě 780 C, poté 2 hod. při teplotě 680 C. Posledním krokem bylo pomalé chlazení v peci. Takto připravený materiál byl elektrojiskrově rozřezán na vzorky požadované velikosti. Teplené zpracování se skládalo z ohřevu na austenitizační teplotu, zakalení a trojnásobného popouštění. Aby bylo možné stanovit vliv podmínek tepelného zpracování na vlastnosti materiálu, byly zvoleny různé kalící teploty (1000 C, 1050 C, 1100 C a 1150 C), výdrž na kalící teplotě byla vždy 30 min. Vzorky byly kaleny do dusíku při tlaku kpa. Ocel kalená z různých kalících teplot byla popouštěna při několika teplotách v intervalu C vždy třikrát po dobu jedné hodiny. Vzorky byly podrobeny detailnímu mikrostrukturnímu rozboru využitím optického mikroskopu OLYMPUS PME3 a programu pro analýzu obrazu LUCIA. RTG-difrakční analýza byla měřena na difraktogramu DRON s filtrovaným zářením Co. V neposlední řadě byla měřena tvrdost HRC a HV. 3. VÝSLEDKY A DISKUZE 3.1 Zakalený stav Mikrostruktury všech vzorků zakalených z různých teplot jsou tvořeny primárními karbidy rovnoměrně rozptýlenými v matrici tvořené martenzitem a zbytkovým austenitem. Na obr. 1 je mikrostruktura oceli kalené z teploty 1050 C. 2

3 obr. 1: Mikrostruktura oceli ve stavu po kalení z teploty 1050 C Z tohoto obrázku je patrné, že karbidické částice ve zkoumané oceli jsou dvojího druhu. Hrubší karbidy nepravidelného tvaru jsou bohaté zejména na chrom. Menší, více globulární karbidy obsahují niob a vanad. V závislosti na teplotě kalení se mění velikost a objemový podíl těchto karbidů. V tab. 2 jsou uvedeny hodnoty objemových podílů karbidů a jejich velikost v závislosti na teplotě kalení. S rostoucí teplotou kalení roste rozpustnost karbidů a proto klesá i jejich objemový podíl. Průměrná velikost karbidů je nejmenší při teplotě kalení 1050 C. Při teplotách nižších dochází k méně intenzivnímu rozpouštění karbidů. Rostoucí velikost karbidů při teplotách nad 1050 C je pravděpodobně způsobena jejich hrubnutím. V těchto měřeních jsou zahrnuty všechny typy karbidů, které jsou pomocí optického mikroskopu viditelné (obr.1). RTG-fázová analýza potvrdila přítomnost fáze α-fe (martenzitu) a dále určité množství fáze γ-fe (zbytkový austenit). Pouze u vzorků kalených z teploty 1000 C nebyla přítomnost zbytkového austenitu prokázána. U všech vzorků nezávisle na teplotě kalení byla jednoznačně potvrzena přítomnost směsného karbidu (Cr,Fe) 7 C 3. Další difrakční linie karbidů nebyly dosti výrazné pro jednoznačnou identifikaci. Tabulka 2: Objemové podíly a ekvivalentní průměry karbidů v závislosti na teplotě kalení Teplota kalení [ C] Objemový podíl [%] 35,2 32,6 32,4 29,5 Ekvivalentní průměr [µm] 2,9 1,6 2,2 2,6 Na obr. 2 je závislost objemového podílu zbytkového austenitu na kalící teplotě při zanedbání obsahu karbidických fází. Ze závislosti je jasně patrné, že obsah austenitu s rostoucí teplotou výrazně roste. Tento jev souvisí s vyšším nasycením austenitu karbidotvornými prvky při vyšších teplotách a s jeho vyšší stabilizací při kalení. Tento předpoklad byl také potvrzen měřením mezirovinné vzdálenosti martenzitu d(110), viz. Obsah austenitu [obj. %] Kalící teplota [ o C] obr. 2: Obj. podíl austenitu v závislosti na teplotě kalení (obsah karbidů zanedbán) 3 d(110) α-fe [10-10 m] 2,055 2,050 2,045 2,040 2,035 2,030 2, Kalící teplota [ o C] obr. 3: Závislost d(110) martenzitu na kalící teplotě

4 obr. 3. Rostoucí podíl příměsí rozpuštěných v martenzitu způsobuje i nárůst jeho mezirovinné vzdálenosti. Na základě uvedených výsledků se teplota kalení 1000 C jeví jako nedostatečná. Při výdrži na této teplotě dochází jen k nedostatečnému rozpouštění karbidů a po zakalení oceli je nasycení martenzitu karbidotvornými prvky velmi malé v porovnání s vyššími kalícími teplotami (obr. 3). Lze předpokládat, že efekty spojené s dalším tepelným zpracováním budou u vzorků kalených z teploty 1000 C velmi malé. Podobné závěry lze vyvodit i z výsledků měření tvrdosti zakalených vzorků. Vliv kalící teploty na tvrdost HRC je na obr. 4. HRC Kalící teplota [ o C] obr. 4: Závislost tvrdosti oceli v kaleném stavu na kalící teplotě Tvrdost vzorků kalených z teploty 1050 C a více je výrazně vyšší než tvrdost vzorku kaleného při teplotě 1000 C. Při teplotách vyšších dochází k dostatečnému rozpuštění legujících prvků v austenitu, což způsobuje vysokou tvrdost martenzitu vznikajícího pří rychlém ochlazení. V oceli kalené z teploty 1150 C dochází k mírnému poklesu tvrdosti pravděpodobně v důsledku vysokého obsahu měkkého zbytkového austenitu (viz. obr. 2). Maximální tvrdost 64 HRC v kaleném stavu byla dosažena u vzorků s kalící teplotou 1050 C a 1100 C Popuštěný stav Vliv teploty popouštění na mikrostrukturu se projevuje až při teplotách vyšších než 480 C. Při teplotách nižších se mikrostruktura výrazně neliší od stavu kaleného. Při teplotách nad 480 C se matrice stává snáze leptatelná (obr. 5). Důvodem tohoto jevu je precipitace velice jemných karbidů a ochuzení matrice o karbiditvorné prvky a uhlík. Precipitáty jsou natolik jemné, že pomocí optického mikroskopu nejsou rozlišitelné. Při dalším zvyšování teploty popouštění dochází k hrubnutí karbidů. Tyto procesy probíhají u všech vzorků kalených z různých teplot. V závislosti na teplotě popouštění se také mění obsah zbytkového austenitu. Tato změna je zachycena na obr. 6 pro vzorky kalené z teploty obr. 5: Mikrostruktura oceli kalené z teploty 1050 C a popuštěné při 500 C 1050 a 1150 C. Charakter závislosti je v obou případech velmi podobný. Do teploty žíhání 300 C dochází k mírnému nárůstu obsahu austenitu. Poté se až do teplot kolem 500 C obsah austenitu výrazně nemění. V teplotním intervalu C dochází k výraznému poklesu obsahu austenitu téměř na nulovou hodnotu. Precipitace karbidů z přesyceného austenitu vede k nárůstu teploty M S. Při chlazení na vzduchu poté dochází k transformaci austenitu na martenzit. 4

5 Vzorek kalený z teploty 1050 C má v kaleném stavu Teplota nižší obsah zbytkového austenitu, který Teplota je méně nasycen a z tohoto důvodu dochází k transformaci kalení [ C] kalení [ C] austenitu na martenzit při mírně nižších teplotách než ve vzorku kaleném z teploty 1150 C (obr. 6). Děje, které v oceli probíhají během popouštění lze také dokumentovat na závislosti mezirovinné vzdálenosti martenzitu d(110) na popouštěcí teplotě (obr. 7). U vzorků kalených z teplot 1050 a 1150 C lze rozeznat dvě stádia popouštění. V nízkoteplotním stádiu (cca do teploty 300 C) dochází k poklesu mezirovinné vzdálenosti zejména z důvodu ochuzení martenzitu o uhlík. Při teplotách nad 500 C se projevuje vysokoteplotní popouštění a je doprovázeno vylučováním velice jemných karbidických precipitátů. Pro porovnání jsou v obr. 7 uvedeny změny d(100) Obsah austenitu [obj.%] Teplota popouštění [ o C] obr. 6: Změny obsahu austenitu v závislosti na teplotě popouštění (3x1 hod.) d(110)α-fe[10-10 m] Teplota popouštění [ o C] Teplota kalení [ C] obr. 7: Závislost mezirovinné vzdálenosti d(110) martenzitu na teplotě popouštění (3x1hod.) martenzitu i pro ocel kalenou z teploty 1000 C. Jak již bylo uvedeno výše, při kalení z této teploty vzniká martenzit jen velmi málo nasycený uhlíkem a karbidotvornými prvky, a proto změny mezirovinné vzdálenosti martenzitu v závislosti na teplotě popouštění jsou minimální. Jednou z důležitých mechanických vlastností, které jsou výrazně ovlivněny způsobem tepelného zpracování je tvrdost. Na obr. 8 jsou uvedeny popouštěcí křivky zkoumané oceli pro různé kalící teploty. Popouštění bylo prováděno vždy 3x po dobu jedné hodiny. U oceli kalené z teploty 1000 C byl vzhledem k výše uvedeným výsledkům očekáván velmi malý nárůst tvrdosti. Ocel vykazuje určitý nárůst tvrdosti při teplotách nad 500 C, ale maximální hodnota tvrdosti je nízká v porovnání se vzorky kalenými při vyšších teplotách a nedosahuje ani 60 HRC. Nejvyšší hodnoty tvrdosti při popouštění a to mírně nad hodnotou 65 HRC, bylo dosaženo u vzorků kalených z teplot 1050 a 1100 C. V prvém případě se tvrdost v závislosti na teplotě popouštění výrazně nemění až do teploty 520 C, kdy dosahuje maxima a poté poměrně prudce klesá. V druhém případě, tj. u vzorku kaleného z teploty 1100 C, je nárůst tvrdosti v oblasti sekundární tvrdosti výraznější v důsledku vyššího přesycení martenzitu. Maximální hodnoty 65 HRC je 5

6 dosaženo při teplotě 540 C. Popouštěcí křivka vzorku kaleného z nejvyšší teploty (1150 C) vykazuje maxima při teplotě 480 a 580 C. Hodnota tvrdosti v těchto maximech je nižší než max. tvrdost vzorků kalených z teplot 1050 a 1100 C, což může souviset se znatelně hrubší strukturou oceli po zakalení. 70 HRC Teplota 1000 C 1050 C 1100 C 1150 C Teplota popouštění [ C] obr. 8:Popouštěcí křivky ocelí kalených z různých teplot (popuštěno 3x1 hod.) 4. ZÁVĚR Optimální podmínky tepelného zpracování PM-nástrojové oceli se zvýšeným obsahem niobu, které byly stanoveny na základě rozboru kalených a popuštěných vzorků lze shrnout do tří kroků: 1. Austenitizace při teplotách v intervalu 1050 až 1100 C po dobu 30 min. 2. Kalení do dusíku 3. Popouštění třikrát po dobu jedné hod. při teplotě 540 C Tyto podmínky tepelného zpracování vedou v dosažení maximální tvrdosti 65 HRC. Struktura je tvořena pravidelně rozmístěnými primárními karbidy, které jsou při těchto podmínkách nejjemnější. Dále jsou v martenzitické matrici přítomny velice jemné precipitáty. Je potřeba podotknout, že pro potvrzení výše uvedených optimálních podmínek tepelného zpracování je třeba provést měření dalších mechanických vlastností, které jsou pro kvalitu nástroje rozhodující (např. otěruvzdornost atd.). PODĚKOVÁNÍ Tato práce vznikla v rámci řešení grantového projektu MŠMT ČR EUREKA 2060 SURTELEM a projektu MSM

7 LITERATURA [1] JURČI, P. Některé aspekty ohřevu rychle ztuhlých prášků ocelí ledeburitického typu. Hutnické listy, 1999, č. 3, s [2] DOBRZAŇSKI, L., ZARYCHTA, A., LIGARSKI, M. High- speed steel with addition of niobium or titanium. Journal of Materials Processing Technology, 1997, vol. 63, p [3] KHEIRANDISH, S., MIRDAMADI, S., KHARRAZI, Y.H.K. Effect of Ti and Nb on the microstructure and mechanical properties of cast high speed steel. Metall, 1999, vol. 53, no. 6, p [4] HRIBERNIK, B. Niobium in PM high speed steels. Metal Powder Report, 1991, vol. 46, no.5, p [5] KHEIRANDISH, S., KHARRAZI, Y.,MIRDAMADI S. Mechanical properties of M7 high speed cast steel modified with niobium, ISIJ International, 1997, vol. 37 no.7, p [6] KHEIRANDISH, S., MIRDAMADI, S., KHARRAZI, Y. Effect of niobium on cast structure of high speed steel. Steel Research, 1997, vol. 68, no.10, p [7] LESZEK, A., DOBRZAŃSKI, L., 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, 1998, vol. 77, p [8] PAVLÍČKOVÁ M. Properties of rapidly solidified powder of tool steel alloyed with niobium. In sborník z konference EURO PM Shrewbury: EPMA, p