Kinetika austenitizace nízkouhlíkové Mn oceli při interkritickém tepelném zpracování Libor Kraus, Josef Kasl, Stanislav Němeček ŠKODA VÝZKUM s.r.o., ylova 57, 316, Plzeň Abstract his work deal with the intercritical heat treatment optimization of cast low carbon manganese steel. Steel is determined for low temperature usage. Measurement of austenitizing with help of measuring thermal expansion of steel is described in the article. hen classical heat is compared treatment with intercritical heat treatment from point of view of obtaining proper microstructure and tranzition temperature. 1. ÚVOD Mezi aktivity našeho pracoviště bylo v poslední době zařazeno studium vhodné oceli pro hmotnostní odlitky do 6 t, která by dosahovala vysokých hodnot vrubové houževnatosti při nízkých teplotách dosahujících až 6 o C. Požadované vlastnosti jak mechanické, tak i ekonomické předběžně splňovala ocel ČSN 42277. Jedná se o nízkolegovanou feriticko-perlitickou manganovou ocel s 1, - 1,6% Mn při max. obsahu,12% C se závaznými hodnotami vrubové houževnatosti za nízkých teplot. Pro tuto ocel bylo nutné vytvořit program speciálního tepelného zpracování a zajistit tím reprodukovatelné dosahování hodnot vrubové houževnatosti. Pro spolehlivé navržení programu tepelného zpracování bylo nutné změřit transformační charakteristiky oceli. Výsledky použité v tomto referátu byly získány za podpory grantu GAČR č.16/99/643. 2. EXPERIMENÁLNÍ ČÁS 2.1 Kinetika austenitizace Kinetika fázové transformace ferit austenit byla měřena dilatometricky. Na vzorcích byly aplikovány ohřevy konstantní rychlostí 1 o C.min -1 v intervalu teplot 2 až 6 o C a dále odstupňovanými rychlostmi 1 až 1 o C.min -1 v intervalu teplot 65 až 93 o C. Kinetika rozpadu austenitu při ochlazování byla již vyhodnocována dříve, kdy byl také naměřen diagram ARA. Dilatační křivky při ohřevu a ochlazování měly standardní průběh, který je uveden na obr. 1 (ohřev dlh, ochlazování dlc). Pro vyhodnocení kinetiky fázové transformace α γ bylo potřebné stanovit lineárně aproximovatelné úseky dilatačních charakteristik feritu a austenitu, to je v případě feritu teplotní interval cca 6 až 7 o C ( křivka ohřevu dlh (lin) ) a v případě austenitu interval 93 až 785 o C ( křivka ochlazování dlc (lin) ). Okamžitý objemový podíl austenitu je dán vztahem : V γ = ( dlh( lin) dlh) ( dlh dlc ) ( n) ( lin)
dl.7 dlh dlc.6.5.4.3.2.1 Dilatace při ohřevu rychlostí 2 C/in, ochlazování 1 C/min 6 62 64 66 68 7 72 74 76 78 8 82 84 86 88 9 92 Obr.1 Křivka tepelné roztažnosti objemový podíl 1.9.8.7.6.5.4.3.2.1 Ohřev 1 C/min F+Sorbit=>AF=>A Ac1.5/75.5/824 Ac3.95/862 68 7 72 74 76 78 8 82 84 86 88 9 objemový podíl 1.9.8.7.6.5.4.3.2.1 Ohřev 2 C/min Ac1.5/731.5/817 Ac3.95/877 68 7 72 74 76 78 8 82 84 86 88 9 Obr. 2, 3 Porovnání teplot Ac 1 a Ac 3 pro různé rychlosti ohřevu
eploty Ac 1 a Ac 3 je možné z uvedených závislostí odečíst pro zvolené limitní objemy V γ. Obvykle se používají hladiny 5% a 95%. Při dostatečně citlivém měření lze zvolit i hladiny 1% a 99%. Naměřené údaje jsou uvedeny v grafických závislostech na obr. 2 až 5. Na obr. 4 jsou porovnány kinetiky transformace pro zvolený rozsah rychlostí ohřevu, přičemž rozdíly mezi rychlostmi 1 o C.min -1 a 2 o C.min -1 již nebyly v mezích přesnosti měření významné, proto nejsou dále komentovány. Pro ohřev tělesa odlitku předpokládáme rychlost ohřevu právě v oblasti těchto rychlostí, tj. 1 až 2 o C.min -1. objemový podíl 1.9.8.7.6.5.4.3.2.1 Ohřev 1 C/min 5 C/min 2 C/min γ.5/(817-824) 68 7 72 74 76 78 8 82 84 86 88 9 Obr. 4 Porovnání průběhu transformace pro různé rychlosti ohřevu objemový podíl γ.14.12.1.8 2 C/min 5 C/min 1 C/min.6 γ=5%.4.2 γ=1% 68 69 7 71 72 73 74 75 76 Obr. 5 Počátek transformace pro různé rychlosti ohřevu
Závislost kinetiky transformace "ferit + perlit austenit" na rychlosti ohřevu je dána několika faktory. Především je to charakter výchozí mikrostruktury ( velikost zrna, disperzita a morfologie karbidů M 3 C a jejich chemické složení ) a v neposlední řadě i celkové chemické složení a odpovídající difuzní charakteristiky. Přestože existují obecné teoretické popisy kinetiky austenitizace, je jejich aktuální numerická forma zjišťována adekvátní měřící metodou. K zahájení transformace dochází při jistém stupni přehřátí nad rovnovážnou teplotu, kdy je dosaženo určité termodynamické hnací síly, kterou lze vyjádřit rozdílem volných energií G α γ. Zároveň musí být k dispozici dostatečný počet růstových zárodků nové fáze. Z obr. 4 a 5 vyplývá, že teplota Ac 1 s klesající rychlostí ohřevu klesá ( což je obecně přijímaná skutečnost ), zatímco konec transformace se posouvá k vyšším teplotám ( lze regulovat strukturou a chemickým složením oceli ). yto skutečnosti se vysvětlují menším počtem počátečních růstových zárodků, růstem objemově větších zrn a tím i delšími difuzními dráhami, což je vcelku v souladu se skutečností, že rychlost transformace ( dv γ /d ) d/dτ=konst je v rozmezí <V γ <,5 transformace na rychlosti ohřevu méně závislá. Při větším rozsahu transformace, asi nad V γ >,6, jsou diference v rychlostech transformace dobře patrné ( viz. obr. 4 ). Pro praktické použití má význam určení funkční závislosti V γ = f() d/dτ=konst. Je možné zvolit různé modelové funkce, nejsnáze pak polynom n-tého stupně. Pro úplný popis kinetické křivky se vystačí s polynomem 5. až 6. stupně, pro redukovaný popis (,2<V γ <,8 ) pak jen s polynomem 3. stupně. Poslední zmíněný model byl použit pro popis transformace u hodnocené oceli. Výsledky jsou znázorněny na obr. 6. objemový podíl γ 1.9.8.7.6.5.4.3.2 Ohřev 2 C/min měření výpočet.1 68 7 72 74 76 78 8 82 84 86 88 9 Obr. 6 Porovnání naměřených a vypočtených hodnot Aproximační funkce lze použít ( v uvedeném rozsahu jejich platnosti ) k odhadu objemového podílu transformovaného austenitu. S výhodou se tento postup používá při volbě podmínek tepelného zpracování s austenitizací v interkritickém rozmezí teplot. Množství transformované fáze dostaneme dosazením do rovnice s vhodně zvolenými koeficienty. Z obrázku 6 je patrné, že naměřené hodnoty poměrně přesně kopírují vypočtenou křivku austenitizace.
Obr. 7 Diagram ARA pro ocel 42277 Měřením ochlazovacích křivek pro danou ocel byl získán i diagram anizotermického rozpadu austenitu, který je uveden na obr. 7. Podle tohoto ARA diagramu byly předepsány teploty ohřevů při režimech tepelného zpracování 2.2 Materiálové analýzy Vlastní materiálová analýza lité oceli byla provedena na polotovarech odebraných z odlitku přilité zkušební desky o rozměrech 75 x 25 x 35 mm, která byla odlita do pískové formy. Z této desky byly připraveny hranolky 6 x 85 x 12 mm. Chemické složení desky [hm%] je uvedeno v tab. 1. ab. 1 - avbové chemické složení C Mn Si P S Cr Ni Cu Mo Al tavba,9 1,18,37,1,25,12,29,29,3,28 Mikrostruktura odlité desky byla po odlití tvořena feriticko - perlitickou mikrostrukturou (obr. 8 ) s podílem perlitu cca 1% a hrubými feritickými zrny o velikosti G = 2/3, místně i G = 1, podle DIN 5 61.
Obr. 8 Mikrostruktura po odlití Optimálním strukturním stavem pro dosažení vysokých hodnot vrubové houževnatosti je vznik homogenní, nejlépe sorbitické struktury s drobným předchozím austenitickým zrnem. Protože tato ocel ( ani v rozměrech zkoušených vzorků ) není schopna, vzhledem ke svému chemickému složení, dosáhnout zákalné matrice v celém objemu, bylo - jako jedna z variant tepelného zpracování - navrženo i interkritické tepelné zpracování ( IKZ ). Navrhované tepelné zpracování simulovalo zpracování přilitých zkoušek na velkých odlitcích. Výpočtem podle zjištěných parametrických rovnic byla pro cca 25% překrystalizované matrice oceli ČSN 42277 stanovena teplota austenitizace pro interkritické tepelné zpracování na hodnotu 78 o C. Jako další varianta byla zvolena i vyšší IK teplota ( 82 o C ), kdy podle výpočtu již transformovalo více než 5 % objemu základní matrice. Uvedené rychlosti ochlazování vzorků v tabulce 2 byly vypočteny pro konkrétní ochlazovací média ( vzduch, voda, olej ) a rozměry odlitku pomocí simulačního výpočtového programu. ab. 2 - Přehled tepelného zpracování zkušebních vzorků označení režim Z I 93 o C/4h/2 o C.hod -1 + 93 o C/4h/29 o C.hod -1 + 65 o C/12h/2 o C.hod -1 II 93 o C/4h/2 o C.hod -1 + 93 o C/4h/29 o C.hod -1 + + 78 o C/4h/18 o C.hod -1 + 65 o C/12h/2 o C.hod -1 III 93 o C/4h/2 o C.hod -1 + 93 o C/4h/29 o C.hod -1 + + 82 o C/4h/25 o C.hod -1 + 65 o C/12h/2 o C.hod -1 IV 88 o C/4h/2 2 o C.hod -1 + 88 o C/4h/27 o C.hod -1 + 65 o C/12h/2 o C.hod -1 Ze zpracovaných hranolů byly vyrobeny zkušební tyče pro hodnocení mechanických vlastností a odebrány vzorky pro metalografický rozbor. Na tyčích po zkoušce rázem v ohybu, přeražených při teplotě +2 o C, byly posouzeny lomové plochy pomocí ŘEM. Na všech tyčích byl nalezen transkrystalický štěpný lom s malým
podílem tvárných můstků. Charakter porušení byl u všech vzorků obdobný, stejně jako velikost štěpných fazet, mírně se u jednotlivých vzorků lišila pouze velikost oblasti tvárného natržení pod vrubem. Na lomových plochách byly místy rovněž nalezeny eutekticky rozložené sulfidické vměstky II. typu. ab. 3 - Výsledné mechanické hodnoty po tepelném zpracování vzorek R e [MPa] R m [MPa] A 5 [%] Z [%] KCV +2 o C [J.cm -2 ] ČSN min. 42 min. min. min. 27 57 25 5 8 I 347 474 31,7 71,6 378 499 29,3 69,8 375 478 32,3 71,6 II 336 34 34 III 333 343 325 IV 343 357 347 474 478 478 467 474 47 467 481 474 36,7 38,3 38, 33,3 32,7 36,7 35, 31,7 3, 69,8 75, 78,2 66, 66, 71,6 76,6 75, 75, KCV 6 o C [J.cm -2 ] Min. 3 přech. tepl. t 5 [ o C] 159; 161 18; 35-45 186; 176 5; 96-52 141; 194 58; 53-35 188; 184 54; 45-25 - Z hlediska mikrostruktury je zřejmý velký rozdíl mezi strukturou oceli v litém stavu a po tepelném zpracování. epelným zpracováním bylo dosaženo výrazného zjemnění mikrostruktury a větší homogenity v rozložení karbidických ( cementitických ) částic, zvláště po IKZ. Zjevná diference v charakteru struktury byla rovněž zjištěna mezi klasickým způsobem tepelného zpracování ( vzorek I ) a IKZ ( vzorky II a III ). Hlavní zaznamenatelný rozdíl mezi tepelným zpracováním s plnou austenitizací a interkritickým tepelným zpracováním byl právě v rozložení cementitu, kdy u vzorku II ( méně již III ) byly globulitické částice koncentrovány do úzkých pásů podél hranic feritických zrn; jak je patrné na snímcích ze světelného mikroskopu i na sejmutých replikách pozorovaných pomocí EM. Pro nalezení výraznějších rozdílů ve strukturách mezi jednotlivými způsoby tepelného zpracování byly metalografické výbrusy pozorovány i pomocí ŘEM v modu odražených elektronů. ato metoda je vhodná ke zjištění odlišně krystalograficky orientovaných rovin ( subzrn ) uvnitř feritických zrn dokumentovaných světelnou mikroskopií. Zjištěná velikost feritických zrn u vzorků I a III byla od 5 do 3 µm. Vzorek II vykazoval feritická zrna menší velikosti - od 3 do 2 µm. Velikost krystalografických bloků - subzrn - uvnitř feritických zrn byla shodná ( 1 až 5 µm ) u všech vzorků, lišil se však podíl jejich výskytu. Zatímco u vzorku II byla prakticky všechna zrna rozdělena na subzrna, u vzorku I byla takto rozdělena více než polovina zrn a u vzorku III dokonce pouze malá část feritických zrn. Shodné výsledky byly získány pozorováním tenkých folií pomocí EM.
3. DISKUSE VÝSLEDKŮ Experimentální program dokázal vhodnost použití IKZ pro zpracování nízkouhlíkové Mn oceli ČSN 42277. Jeho aplikací bylo dosaženo jemnozrnné matrice a v důsledku částečné překrystalizace s následným kalením, i vhodné disperze a morfologie karbidických částic. Vzorky zpracované tímto způsobem dosahují vyšší houževnatosti za nízkých teplot než vzorky klasicky kalené, ať již z vyšší teploty, tj. teploty doporučené ČSN, nebo z teploty těsně nad Ac 3. Jako teplota vhodná pro interkritické kalení vycházela mnohem lépe nižší teplota ( 78 o C ), při níž dochází k reaustenitizaci cca 25 % objemu matrice. Při vyšší IK teplotě, tj. 82 o C, již transformovalo více než 5 % objemu základní matrice a tím je progresivní efekt IKZ výrazně snížen. Nižším podílem nově vznikajícího austenitu, vůči ještě netransformované okolní matrici, se v něm relativně zvyšuje koncentrace uhlíku a legujících prvků ( hlavně mangan ), což při následném ochlazení vede ke vzniku zákalných struktur, které deformačně ( tlakem ) zpevňují okolní feritickou matrici. 4. ZÁVĚR 1. Ocel 42277 je mezi nízkolegovanými ocelemi vhodným typem materiálu pro aplikaci za nízkých teplot. 2. U rozměrných odlitků, u nichž je prakticky vyloučena schopnost tvorby zákalné struktury ( martenzit, resp. martenzit + bainit ) jako optimálního výchozího stavu pro dosažení nízké tranzitní teploty, je nutná netradiční aplikace tepelného zpracování, např. interkritické tepelné zpracování ( IKZ). 3. Vlivem IKZ dochází ke zjemnění mikrostruktury, k větší homogenitě v distribuci karbidických částic oproti klasickému způsobu tepelného zpracování. 4. Z porovnání dvou interkritických teplot vyplynulo, že vhodnější je teplota ležící těsně nad Ac 1, při níž reaustenitizace zahrnovala jen cca 25% objemu výchozí matrice. Při větším transformovaném objemu, tj. při vyšší IK - teplotě, se přínos IKZ již snižuje. 5. POUŽIÁ LIERAURA [1] Vlasák Jan. Fyzikálně metalurgická podstata interkritického Z nízkolegovaných Mn ocelí, ÚVZÚ ŠKODA Plzeň, 1986 [2] Zeman Jiří. Kinetika austenitizace oceli, Výzkumná zpráva CONME, Brno1996 [3] Němeček Stanislav, Kraus Libor. Materiálové a technologické vlastnosti kontejneru ŠKODA, Výzkumná zpráva ŠKODA VÝZKUM, Plzeň 1999 [4] Holzmann M., Hudec R. Posouzení křehkolomových vlastností oceli, Výzkumná zpráva CONME, Brno 1996 [5] ownsend P.G., Kenny W.D. Low emperature Properties of Cast Steel, AFS International Cast Metal Journal, č.6, 198 [6] Krauss G. Steels - Heat reatment and Processing Principles, ASM International, 1995 [7] Kraus Libor. Lité materiály pro kontejner ŠKODA, Výzkumná zpráva ŠKODA VÝZKUM, Plzeň 1996