VLIV MIKROLEGUJÍCÍCH PRVKŮ A PARAMETRŮ TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ VLASTNOSTI PLECHŮ JAKOSTI P 460N THE EFFECT OF MICROALLOYING ELEMENTS AND HEAT TREATMENT PARAMETERS ON MECHANICAL PROPERTIES OF P 460N PLATES Magdalena Šmátralová a, Vlastimil Vodárek a, Pavel Štěpánek b a VÍTKOVICE Výzkum a vývoj, spol. s r.o., Pohraniční 31, 706 02 Ostrava- Vítkovice, magdalena.smatralova@vitkovice.cz, vlastimil.vodarek@vitkovice.cz b VÍTKOVICE STEEL a.s., 706 02 Ostrava, Abstrakt Příspěvek je věnován hodnocení vlivu mikrolegujících prvků, parametrů normalizačního žíhání a popouštění na dosahovanou úroveň mechanických vlastností plechů jakosti P 460N podle standardu EN 10028-3. Byly studovány tři tavby s následujícími obsahy mikrolegujících prvků: tavba A - < 0,01%Nb, < 0,01%V, tavba B - 0,04%Nb, 0,07%V, tavba C 0,03%Nb, 0,14%V. V rámci optimalizace tepelného zpracování plechů byl hodnocen vliv teploty austenitizace, rychlosti ochlazování z teploty austenitizace a parametrů popouštění na mechanické vlastnosti. Vliv parametrů tepelného zpracování na mikrostrukturní charakteristiky plechů byl stanoven za použití optické metalografie a prozařovací elektronové mikroskopie. Bylo prokázáno, že požadované úrovně mechanických vlastností plechů pro jakost P 460N není možné dosáhnout v případě tavby A, která obsahovala pouze stopová množství mikrolegujících prvků. Jako optimální teplota austenitizace taveb B a C během normalizačního žíhání byla stanovena teplota 880 C. Tato teplota je nízká nejen pro rozpuštění kabidů/karbonitridů niobu, ale i pro dokonalé rozpuštění karbidů vanadu. To umožňuje dosáhnout malé velikosti austenitického zrna, což má příznivý vliv na mechanické vlastnosti, především mez kluzu a úroveň nárazové práce plechů. Volbou parametrů následného popouštění je možné řídit stupeň sferoidizace perlitické složky a precipitační zpevnění feritu jemnými karbidy mikrolegujících prvků. The paper deals with the effects of microalloying elements, parameters of normalizing and tempering on mechanical properties of P 460N plates according to EN 10028-3 standard. Three heats with following contents of microalloying elements were studied: Heat A - < 0.01%Nb, < 0.01%V, Heat B - 0.04%Nb, 0.07%V, Heat C 0.03%Nb, 0.14%V. In the frame of heat treatment optimisation the effects of austenitizing temperature, cooling rate from the austenitizing temperature and tempering parameters were studied. The effects of heat treatment parameters on microstructural characteristics of plates were investigated using optical microscopy and transmission electron microscopy. It has been proved that mechanical properties required for P 460N plates cannot be reached in the case of the Heat A containing just trace amounts of microoalloying elements. The optimum austenitizing temperature of Heats B and C was found to be 880 C. This temperature is too low not only for dissolution of carbides/carbonitrides of niobium, but also for complete dissolution of vanadium carbides. This fact enables to reach a fine austenitic grain size, which is favourable for mechanical properties, especially for yield point and impact energy of plates. The choice of parameters of subsequent tempering makes it possible to control the degree of spheroidisation of pearlite and precipitation strengthening of ferrite by fine carbides of microalloying elements. 1
1. ÚVOD V poslední době nachází ocel jakosti P 460N širší uplatnění vzhledem k výskytu tzv. weld mismatch efektu, tj. dopadu rozdílných mechanických vlastností svarového kovu a použitého základního materiálu na bezpečnost a spolehlivost ocelových konstrukcí. Skutečnost, že na trhu svařovacích materiálů je nedostatek přídavných materiálů s mezí kluzu pod 400MPa vede k tomu, že svarové spoje základních materiálů s mezí kluzu pod cca 350MPa s přídavnými materiály s vyšší mezí kluzu poskytují svarový kov s vyšší pevnostní úrovní než základní materiál, a to má za následek náchylnost svaru ke křehkému porušení. Jedním z možných přístupů řešení této situace je použití oceli s vyšší mezí kluzu jako např. P 460N podle ČSN EN 10028-3 [1]. Tlusté plechy této jakosti jsou významnou součástí sortimentu hutních výrobků, které nacházejí široké uplatnění např. při výrobě tlakových nádob. Podmínkou pro uplatnění na trhu je spolehlivé zajištění požadovaných mechanických vlastností v požadovaném tloušťkovém sortimentu. Jedním z faktorů, které zásadním způsobem ovlivňují dosahované mechanické vlastnosti vyráběných plechů, je aplikovaný režim tepelného zpracování na jakost. S neustále rostoucími cenami legur jakými jsou např. vanad, niob, molybden atd., mají výrobci z pochopitelných ekonomických důvodů snahu při výrobě ocelí použít co nejnižší množství legujících, ale i mikrolegujících prvků. Z pohledu výsledných mechanických vlastností přítomnost mikrolegujících prvků v ocelích vede ke zvýšení zejména pevnostních charakteristik. Zpevňující účinek mikrolegujících prvků úzce souvisí s precipitací jemných částic precipitátu, které mohou zpevňovat matrici a velmi účinně bránit růstu zrna během austenitizace. V této souvislosti je velmi důležité znát faktory, které řídí rozpouštění různých karbidů a nitridů mikrolegujících prvků. Jemné feritické zrno ve výsledné mikrostruktuře je obvykle důsledek malé velikosti austenitického zrna před překrystalizací, ačkoli určitou úlohu může mít i omezení růstu feritického zrna po transformaci γ α. Pro dosažení jemného austenitického zrna jsou nutné nerozpuštěné částice sekundárních fází nebo částice precipitující v austenitu. Naopak k precipitačnímu zpevnění přispívají velmi jemné částice (do 10nm), které precipitují buď v průběhu překrystalizace mechanismem mezifázové precipitace nebo ve feritu. Pro dosažení optimálních precipitačních charakteristik jsou nezbytné detailní znalosti o rozpustnosti karbidů a nitridů mikrolegujících prvků [3]. V závislosti na chemickém složení ocelí se v kovové matrici může vylučovat několik typů intersticiálních fází, např. karbidy, nitridy, boridy. V případě mikrolegujících prvků, tj. vanadu, niobu a titanu, existuje významná vzájemná rozpustnost jejich karbidů a nitridů a komplexní karbonitridy těchto prvků mohou existovat jako jediná fáze. Z pohledu vlivu mikrolegujících prvků na dosahované mechanické vlastnosti se jeví jako stěžejní precipitace karbidu vanadu, který existuje v ocelích v rozmezí VC až V 4 C 3. Mezi důležité poznatky patří skutečnost, že rozpustnost karbidů vanadu v austenitu je mnohem vyšší než rozpustnost karbidů a nitridů ostatních mikrolegujících prvků. Při obvyklých obsazích vanadu v mikrolegovaných ocelích (do 0,15%) dochází k úplnému rozpuštění karbidu vanadu již při austenitizaci na teplotě 900 C. 2
2. EXPERIMENTÁLNÍ PRÁCE 2.1 Mechanické vlastnosti Pro studium vlivu obsahu mikrolegujících prvků na dosahované mechanické vlastnosti byly použity tavby oceli jakosti P 460N podle standardu EN 10028-3. Chemické složení hodnocených taveb oceli je uvedeno v tabulce 1. Tabulka 1. Table 1. Chemické složení oceli P 460N (hm.%) Chemical composition of P460N steel (% by mass) C Mn Si P S Cu Ni Cr Mo V Ti Al N Nb A 0,19 1,65 0,45 0,020 0,008 0,12 0,73 0,25 0,007 <0,01 <0,01 0,027 0,008 <0,01 B 0,20 1,60 0,42 0,011 0,002 0,14 0,72 0,15 0,030 0,07 0,006 0,036 0,006 0,04 C 0,19 1,50 0,29 0,015 0,001 0,01 0,72 0,15 0,020 0,14 0,002 0,021 0,006 0,03 Studované tavby ocelí se odlišovaly obsahy sledovaných mikrolegujících prvků: tavba A - < 0,01%Nb, < 0,01%V, tavba B - 0,04%Nb, 0,07%V, tavba C 0,03%Nb, 0,14%V. Pro posouzení vlivu rychlosti ochlazování z teploty normalizačního žíhání a teploty popouštění na výsledné mechanické vlastnosti u plechů s rozdílnými obsahy mikrolegujících prvků byly stanoveny závislosti hodnot mechanických vlastností R eh, R m, A 5 a KV na teplotě popouštění v rozmezí 610-660 C, pro dvě rychlosti ochlazování vyjádřené koeficienty -v = 3,09 a 3,43, přičemž číselná hodnota koeficientu v je rovna logaritmu doby potřebné pro dosažení poloviny austenitizační teploty v průběhu chladnutí [2]. Hodnoty v =3,09 a 3,43 odpovídají ochlazování plechů tloušťěk 29 a 70 mm na klidném vzduchu. Na zkušebních tyčích odebraných v příčném směru z plechů A (<0,01%V), B (0,07%V), a C (0,14%V) byla simulována tepelná zpracování na jakost, vždy kombinace teploty normalizačního žíhání 880 C s teplotou popouštění 700 610, 630 nebo 660 C. Z tepelně zpracovaných tyčí 650 pak byly vyrobeny zkušební tělesa pro zkoušku tahem při 600 laboratorní teplotě a zkoušku rázem v ohybu při 20 C. 550 Vyhodnocením výsledků provedených zkoušek tahem a 500 0,01%V;0,01%Nb rázových zkoušek ohybem 0,07%V;0,04%Nb bylo zjištěno, že pro spolehlivé 450 0,14%V;0,03%Nb dosahování požadovaných hodnot mechanických hodnoty R m [MPa] 400 600 610 620 630 640 650 660 670 teplota popouštění [ C] Obr. 1 Závislost hodnot R m na teplotě popouštění, pro teplotu normalizace 880 C a v=3,09 Fig.1 Tempering effect on tensile strength, normalizing at 880 C, -v=3.09 vlastností, zejména pevnostních charakteristik, je potřebný určitý obsah mikrolegujících prvků. Jako postačující se jeví už obsahy 0,07%V a 0,04%Nb pro teplotu normalizačního žíhání 880 C a pro teploty 3
popouštění v rozmezí 630 až 660 C. Grafické znázornění závislosti hodnot R m na teplotě popouštění v rozmezí 610-660 C, pro rychlost ochlazování s koeficientem -v = 3,09, je uvedeno na obr 1. Mechanické vlastnosti plechů taveb A, B a C po aplikovaném provozním tepelném zpracování na jakost při použití teploty normalizačního žíhání 880 C a popouštění 630 C jsou uvedeny v tabulce 2. Tabulka 2 Table 2 Mechanické vlastnosti taveb A,B,C oceli P460N Mechanical properties of heats A,B,C of P460N steel Označení Požadované podle ČSN EN 10028-3 Tl. plechu Teplota normalizačního žíhání Teplota popouštění R eh R m A 5 Z KV při T zk = -20 C 1) mm [ C] [ C] MPa MPa % % J J 16<t 40 min.445 570 až min. - min. 40<t 60 min.430 720 17 30 KV stř. A 40 880 630 419 589 29,0-96,93,95 95 B 60 880 630 503 630 29,6 83,98,100 94 C 60 880 630 500 621 28,0 71 94,91,120 101 Poz.:1) příčný směr odběru zkušebních těles Ze srovnání výsledků v tabulce 2 s hodnotami požadovanými normou je patrné, že u tavby A nebyly získány požadované mechanické vlastnosti, tj. mez kluzu byla stanovena pouze 419MPa, přičemž požadavek normy je 445MPa. 2.2 Metalografický rozbor Pro objasnění výsledků získaných mechanických vlastností byly vzorky plechů taveb A, B a C ve stavu po provozním tepelném zpracování na jakost s teplotami normalizačního žíhání 880 C a popouštění 630 C podrobeny metalografickému rozboru. Mikrostruktura vzorku A s 0,01% vanadu byla řádkovitá, jemnozrnná, tvořená feritem a částečně sferoidizovaným perlitem, obr. 2. V řádcích byl pozorován vyšší podíl rozměrnějších bloků hustě lamelárního perlitu, v menším množství byla v řádcích rovněž zjištěna feritickokarbidická směs (nebylo možno jednoznačně určit, zde se jednalo o sferoidizovaný perlit či silně popuštěný bainit). Obr.2 Mikrostruktura tavby A Fig.2 Microstructure of heat A Řádkovitě usměrněná mikrostruktura vzorku B s 0,07% vanadu byla rovněž jemnozrnná, tvořená feritem, částečně sferoidizovaným perlitem a směsí feritu a karbidů, obr. 3. Feritickokarbidická směs byla pozorována převážně v řádcích (nebylo možno vyloučit přítomnost silně popuštěného bainitu). Perlit byl v mikrostruktuře vyloučen ve formě drobných ostrůvků a rozměrnějších bloků. Mikrostruktura vzorku C s 0,14% vanadu byla po tepelném zpracování na jakost poměrně rovnoměrná, jemnozrnná, tvořená feritem a drobnými perlitickými ostrůvky. 4
V nepříliš výrazných řádcích byl zaznamenán ferit a vysokopopuštěná směs feritu a karbidů (pravděpodobně se jednalo o silně popuštěný martenzit/ bainit), obr.4. Velikost feritického zrna ve všech hodnocených vzorcích odpovídala hodnotám G=11,12. Obr.3 Mikrostruktura tavby B Fig.3 Microstructure of heat B Obr.4 Mikrostruktura tavby C Fig.4 Microstructure of heat C 2.3 Analýza precipitace Analýza minoritních fází ve studovaných vzorcích plechů byla provedena pomocí prozařovací elektronové mikroskopie. Ke studiu byly použity extrakční uhlíkové repliky. Ve feritické fázi vzorku C (0,14%V) ve stavu po normalizačním žíhání na teplotě 880 C se vyskytovaly částice precipitátu, které byly tvořeny neúplně rozpuštěnými částicemi karbidu vanadu, niobu a rovněž částicemi cementitu vzniklými během ochlazování z teploty žíhání. V některých částicích karbidu vanadu bylo zjištěno menší množství titanu, což pozitivně ovlivnilo stabilitu těchto částic. Je zřejmé, že použitá teplota austenitizace byla nejen nedostatečná pro rozpuštění částic karbidu niobu, ale i pro dokonalé rozpuštění částic karbidu vanadu. Dále byla analýza precipitátů provedena u všech studovaných taveb na vzorcích po tepelném zpracování na jakost, tj. teplota normalizačního žíhání 880 C a následné popouštění při 630 C. Po tomto tepelném zpracování byla ve feritické matrici vzorku C zjištěna bimodální distribuce karbidu vanadu. Částice karbidu vanadu, které byly v matrici přítomny při teplotě Obr.5 Bimodální distibuce karbidu vanadu, tavba C zv. 6680x Fig.5 Bimodal distribution of vanadium carbides, heat C Obr.6 Jemné částice precipitátu, tavba B zv. 6680x Fig.6 Fine particles of precipitates, heat B 5
austenitizace, byly výrazně hrubší něž částice, které vyprecipitovaly v průběhu následného popouštění, případně částečně již během ochlazování z teploty normalizace. Typické příklady bimodální distribuce karbidu vanadu v popuštěné feritické matrici jsou dokumentovány na obr. 5. Hustota částic precipitátu na extrakčních replikách byla značně proměnlivá, což je důsledek chemické heterogenity oceli. Perlitická složka byla v průběhu popouštění částečně sferoidizována. Ve feritických zrnech vzorku B (0,07%V) byla rovněž zjištěna bimodální distribuce částic karbidu vanadu. Hrubší částice byly v mikrostruktuře přítomny po normalizačním žíhání, velmi jemné částice vyprecipitovaly během popouštění, případně částečně již během ochlazování z teploty normalizačního žíhání. Obdobně jako v případě vzorku C byla hustota částic precipitátu významně proměnlivá, což souvisí s chemickou heterogenitou materiálu. Perlitická složka byla částečně sferoidizována. Typický příklad precipitace ve vzorku B je dokumentován na obr. 6. Obsah vanadu ve vzorku A byl velmi nízký. Většina částic precipitátu uvnitř feritických zrn byla tvořena cementitem, nicméně v případě některých jemných částic precipitátu se jednalo o karbidy vanadu. Četnost výskytu jemných částic precipitátu v daném vzorku byla výrazně nižší než ve vzorcích C a B, obr. 7. Obr.7 Sferoidizované částice cementitu, Fig.7 tavba A zv. 9800x Spheroidised cementite particles, heat A Z provedeného šetření vyplynulo, že použitá teplota austenitizace 880 C nebyla dostatečná pro úplné rozpuštění částic karbidu vanadu. Při této teplotě austenitizace rovněž nedošlo k významnějšímu rozpouštění částic karbidu niobu, příp. komplexních karbidů vanadu a niobu. Aplikovaný režim popouštění vyvolal částečnou sferoidizaci perlitické složky a precipitaci jemných částic karbidu vanadu. Hustota částic karbidu vanadu byla v různých oblastech jednotlivých vzorků významně variabilní, což je důsledek chemické heterogenity hodnocených vzorků. 3. SHRNUTÍ VÝSLEDKŮ Na základě provedených analýz lze jako příčinu nízkých hodnot pevnostních charakteristik, zejména meze kluzu, oceli jakosti P 460N s obsahy mikrolegujících prvků <0,01% vanadu a <0,01% niobu označit nepostačující obsahy mikrolegujících prvků. Během popouštění při tepelném zpracování na jakost nedošlo u této oceli k precipitaci potřebného množství jemných částic karbidu vanadu vedoucích k dostatečnému zpevnění materiálu tak, jak tomu bylo u dalších dvou studovaných taveb B a C. Analýzou fází pomocí elektronové mikroskopie bylo zjištěno, že použitá teplota austenitizace je nedostačující nejen pro významnější rozpouštění částic karbidu niobu, ale i pro úplné rozpuštění částic karbidu vanadu v průběhu austenitizace. Při teplotách austenitizace nad cca 900 C dochází k poklesu úrovně nárazové práce při snížených teplotách -20 a -50 C. Režimy tepelného zpracování s doporučenou teplotou normalizačního žíhání v rozmezí 880-900 C a teplota popouštění v rozmezí 630-660 C jsou kompromisem, při kterém jsou dosahovány předpisem standardu ČSN EN 10028-3 požadované pevnostní charakteristiky a zároveň dostatečná úroveň nárazové práce i při snížených teplotách (-20 a -50 C). Optimalizovaný režim je vhodný pro oceli jakosti P460N s obsahem mikrolegujících prvků nad 0,07% vanadu a 0,04 % niobu. 6
4. ZÁVĚR Výsledky provedených prací rozšiřují poznatky o vlivu mikrolegujících prvků na dosahované mechanické vlastnosti oceli jakosti P460N. Byly studovány tři varianty oceli s následujícími obsahy mikrolegujících prvků: <0,01% vanadu + <0,01% niobu, dále 0,07% vanadu + 0,04% niobu a 0,14% vanadu + 0,03% niobu. Z výsledků chemických analýz, stanovení závislosti mechanických vlastností na režimu tepelného zpracování pro tři teploty popouštění (610, 630, 660 C) a dvě rychlosti ochlazování v= 3,09 a 3,43 (ochlazování plechu o tl. 29 a 70 mm na klidném vzduchu z teploty normalizačního žíhání), metalografických rozborů a analýzy precipitátů pomocí prozařovací elektronové mikroskopie vyplynulo: - jako postačující pro dosažení požadovaných vlastností plechů z oceli jakosti P460N podle ČSN EN 10028-3 se jeví obsahy mikrolegujících prvků min.0,07% vanadu a min.0,04% niobu. Optimalizované tepelné zpracování na jakost zahrnuje použití teploty normalizačního žíhání 880-900 C s ochlazením na klidném vzduchu a teplotou popouštění 630-660 C, přičemž doby výdrží je nutno volit v závislosti na tloušťce plechu, - teplota normalizačního žíhání 880 C není dostatečná pro úplné rozpuštění karbidů vanadu a niobu během austenitizace, ale tato teplota je optimální pro zajištění dostatečné úrovně nárazové práce při snížených teplotách 20 a-50 C, - nerozpuštěné částice karbidů niobu a vanadu brání růstu austenitického zrna během normalizačního žíhání, precipitace jemných částic vanadu během následného popouštění přispívá k precipitačnímu vytvrzení kovové matrice. LITERATURA [1] ČSN EN 10028-3, Ploché výrobky z ocelí pro tlakové nádoby a zařízení-část 3: Svařitelné jemnozrnné oceli, normalizačně žíhané, leden 2004 [2] Purmenský, J., Foldyna, J.: Stanovení rychlosti ochlazování po austenitizaci při tepelném zpracování ocelových výrobků. Hutnické listy, ročník 27, č.4, 1986, s.13 [3] Gladman, T.: The Physical Mettallurgy of Microalloyed Steels, The Institute of Materials, London, 1977 Poděkování Tato práce vznikla za finanční podpory projektu výzkumný záměr MSM 2587080701 Výzkum a ověření nových netradičních postupů výroby kovových materiálů, za kterou autoři vyjadřují svá poděkování. 7