VYUŽITÍ MIKROLEGUR PŘI TVÁŘENÍ ZA TEPLA VÁLCOVANÝCH TYČÍ Abstrakt Zdeněk Vašek a Jiří Kliber b a NOVÁ HUŤ a.s., Ostrava - Kunčice, ČR, zvasek@novahut.cz b VŠB-TU OSTRAVA, FMMI, katedra tváření materiálu, 17. Listopadu, 708 33 Ostrava-Poruba, jiri.kliber@vsb.cz Dlouhé výrobky jsou obvykle vyráběny na válcovacích tratích s vysokými rychlostmi válcování a jsou často doválcovány při teplotách 1000 C nebo i výše. Proto musí metalurgie řešit problémy s jednoduchou a ekonomickou výrobou ocelí, spojenou s dodržením požadovaných vlastností po tváření za tepla ve vysokoteplotní oblasti. Jednou z možností, jak splnit tyto podmínky je použití mikrolegur. Mikrolegování všeobecně znamená přísadu malého množství specifických prvků do základní C Mn oceli, což vede k precipitaci karbidů, nitridů nebo karbonitridů, které ovlivňují v hotových ocelích zjemnění zrna nebo precipitační zpevnění. Všeobecně používané mikrolegury jsou titan, niob a vanad. Předkládaná práce se zabývá vlivem vybraných mikrolegur na mechanické vlastnosti za tepla válcovaných plochých a kruhových tyčí a rovnoramenného úhelníku. Abstract Long products are usualy produced on very fast rolling milsand are often finished at temperatures of 1000 C or above. Thus the metallurgist must solve the problem to produce simply and economically steel grades, matching the desired properties after hot rolling in a high temperature region. One of the possibilities to meet almost all conditions is microalloying. Generally, microalloying means the addition of small amouts of specific elements to plain caronmanganese steel, which leads to formation of carbide, nitride or carbonitride precipitates causing grain refinement or precipitation hardeningin finished steels. Commonly used microalloying elements are titanium, niobium and vanadium. Presented study deals with influencing of chosen microalloing elements to mechanical properties hot rolled flat bars, round bars and equal angles. 1. PRINCIPY MIKROLEGOVÁNÍ A ÚLOHA MIKROLEGUJÍCÍCH PRVKŮ Mikrolegování je založeno na tvorbě nitridů, karbidů, případně karbonitrodů. Precipitace je teplotně závislá a užití konkrétní mikrolegury je spojeno s její rozpustností v austenitu. Důležitou roli pro rozpustnost mikrolegury hraje i obsah uhlíku [1]. Teplotní závislost rozpustnosti karbidů a nitridů v austenitu, viz obrázek 1, je obvykle vyjadřována Arrheniovým vztahem ve tvaru B log K s = log[ M][ X] = A (1) T
K s - rovnovážná konstanta [M] rozpuštěná mikrolegura (hm. %) [X] obsah N nebo C (hm. %) A, B konstanty T absolutní teplota Konkrétně to může podle [2] znamenat tvar log [ Nb] 6 12 N 6770 1,34.10.d 1 C + 2,26 14 = (2) T kde d je velikost zrna v nm, což se pak většinou zjednodušuje na výraz pro koeficient přesycení pro vznik precipitátu jako 12 N [ Nb] C + 14 rozp = (3) k p 6770 2,26 T 10 Obr. 1. Rozpustnost karbidů a nitridů mikrolegur Podle obrázku 1 lze učinit tyto závěry: - rozpustnost karbidů je všeobecně vyšší než odpovídajících nitridů, které jsou tak odolnější proti hrubnutí - rozpustnost TiN je nejnižší ze všech precipitátů. Aby se zabránilo tvorbě TiN při teplotách blízkých teplotě tuhnutí oceli, musí být obsah Ti nízký pod 0,02 %.
- rozpustnost karbidu vanadu je mnohem vyšší než u ostatních precipitátů - karbidy Ti a Nb vyjadřují významnou závislost na uhlíku, zatím co rozpustnost karbidu vanadu je tak vysoká, že jak vanad, tak uhlík mohou být užity ve vyšších obsazích Vliv chemického složení včetně mikrolegujících prvků na velikost austenitického zrna oceli S355 vstupujícího do procesu tváření byl rozpracován již dříve [4], [5]. Z rozboru vyplynulo, že si ocel s přísadou Nb, případně Nb a V zachovala po ohřevu menší velikost austenitického zrna oproti ocelím bez těchto přísad. Výraznější růst zrn u těchto ocelí byl zaznamenán až od teplot nad 1150 C. Přesto však velikost zrn nedosáhla hodnot ocelí bez mikrolegur. Tento jev je spojován s rozpouštěním precipitátů vyloučených na hranicích austenitických zrn [6], tj. s odstraněním překážek pro pohyb hranic a současně vzhledem k odstranění deformace v okolí precipitátů zvýšením jejich energie [7]. 2. PODMÍNKY EXPERIMENTU Na základě získaných informací byly k experimentu použity tři základní typy oceli, jakosti S355 s různým použitím mikrolegujících prvků. Chemické složení jednotlivých typů oceli je uvedeno v tabulce 1. Tabulka 1. Chemické složení (hm. %) C Mn Si Al Ti Nb 1A 0,18 1,3 0,52 0,027 - - 2T 0,18 1,02 0,53 0,016 0,06-3N 0,17 1,32 0,51 0,032-0,03 Všechny tři typy oceli byly odlity do PLP kvadrátu 180 mm. Poté byly válcovány na SJV NH a.s. [4] do vybraných typů profilů kruhových tyčí 50 mm, plochých tyčí 100x40 mm a tyčí rovnoramenného úhelníku 70x70x7 mm tak, aby podmínky válcování byly pro všechny tři druhy oceli shodné. Po vyválcování byly vzorky tyčí podrobeny metalografickému rozboru, tahové zkoušce a zkoušce rázem v ohybu za snížené teploty. Z kruhových a plochých tyčí byly vyrobeny kruhové zkušební tyče 10 mm a z úhelníku ploché zkušební tyče. Tyče byly poté zkoušeny na trhacím stroji ZD 40. Pro zkoušku rázem v ohybu byly z kruhových a plochých tyčí vyrobeny zkušební tyče 10x10 mm a ze vzorků rovnoramenného úhelníku zkušební tyče 10x5 mm oboje s V vrubem 2 mm. Zkoušení bylo provedeno na Charpyho kladivu PSW 300J AF. Požadované mechanické vlastnosti, stanovené nornou EN 10025 + A1 jsou uvedeny v tabulce 2. Průměrné mechanické vlastnosti tyčí v surovém stavu po válcování za tepla zjištěné tahovou zkouškou a zkouškou rázem v ohybu jsou uvedeny v tabulce 3. Na vzorcích válcovaných tyčí byl proveden metalografický rozbor, jehož cílem bylo stanovit velikost feritického zrna, uspořádání mikrostruktury a zjištění případných mikrostrukturních anomálií. Příklady vybraných typů mikrostruktur z oblastí tahové zkoušky jsou uvedeny na obrázcích 1a),b), c), 2a),b),c) a 3a),b).
Tabulka 2. Mechanické vlastnosti dle normy ČSN EN 10025+A1 Tloušťka tyče t Re min Rm A 5 min KV 0 C ** KV -20 C ** [MPa] [MPa] [%] [J] [J] 16 355 490-630 22 obr. * obr. * 16 < t 40 345 490-630 22 27 27 40 < t 63 335 490-630 21 27 27 * Pro šířku tělesa 5-10 mm platí hodnota KV vyplývající z grafu normy * * Hodnota spotřebované nárazové práce KV se počítá jako aritmetický průměr ze tří zkoušek [7] Tabulka 3. Průměrné mechanické vlastnosti tyčí Profil obrázek ocel Re Rm A5 KV 0 C KV -20 C [MPa] [MPa] [%] [J] [J] Kruhová tyč Ø50 1a 1A 351 547 31,1 100 83 1b 2T 373 561 28,4 37 10 1c 3N 427 605 27,5 96 75 plochá tyč 100x40 2a 1A 320 549 32,7 96 69 2b 2T 377 573 28,8 34 16 2c 3N 412 609 28 111 81 Úhelník 70x70x7 3a 1A 376 566 32 49 32 3b 2T 447 612 28,5 25 6 3. DISKUSE DOSAŽENÝCH VÝSLEDKŮ Úroveň dosažených mechanických vlastností tyčí je odrazem jejich mikrostrukturního stavu. Jak je patrné z tabulky 3, přísada Ti příznivě ovlivnila mez kluzu a pevnost v tahu. Oproti základní oceli 1A došlo k jejich zvýšení o 20 až 70 MPa. Současně však klesla úroveň tažnosti oceli. Nejhorších výsledků pak bylo dosaženo v hodnocení nárazové práce, kdy prakticky vyhověly hodnoty jen pro 0 C a to bez potřebné jistoty navíc. Přísada Nb v oceli 3N měla ve válcovaných profilech příznivější dopad. Nejen že úroveň meze kluzu a pevnosti vtahu byla vysoko nad požadavek normy, ale i hodnoty nárazové práce byly srovnatelné se základní ocelí 1A. V případě plochých tyčí byly i vyšší. Rovněž i zde však došlo k poklesu hodnot tažnosti, podobně, jak tomu bylo u oceli 2T. Celkovou hladinu dosažených výsledků ovlivnil také celkový stupeň protváření, který činil u plochých tyčí 8,1, u kruhových tyčí 16,5 a u tyčí rovnoramenného úhelníku 34,5. Podle mikrostrukturního rozboru, viz. obrázek 1 až 3, je mezi jednotlivými typy oceli výrazný rozdíl. Mikrostruktura oceli 3N je charakterizována v daném profilu rovnoměrnějším rozložením fází a menší velikosti feritického zrna oproti zbývajícím dvěma ocelím. Nejméně uspokojivé uspořádání, které ovlivnilo především mez kluzu, bylo zjištěno u oceli 1A. Podle stupně protváření nebylo feritické zrno vždy polyedrické. Ve struktuře byla pozorována i přítomnost jehlicovitého feritu až Widmannstättenova morfologie. Podle stupně protváření a konečného tvaru profilu bylo patrné i usměrnění struktury. Vysvětlení rozdílů v mechanických hodnotách a mikrostruktuře lze hledat v rozdílných vlastnostech použitých mikrolegur.
Ocel 1A Ocel 2T Ocel 2N Obr. 1. Mikrostruktura plochých tyčí 100x40 mm
Obrázek 1A Obrázek 2T Ocel 3N Obr. 2. Mikrostruktura kruhových tyčí ø50 mm
Ocel 1A Ocel 2T Obr. 3. Mikrostruktura tyčí rovnoramenného úhelníku 70x70x7 mm Nb vytváří převážně precipitáty typu Nb(CN), které se při teplotách 1050-1100 C během ohřevu rozpouštějí. Konec rozpouštění bývá v rozmezí 1200-1300 C [1]. Nb(CN) poté při tváření intenzivně precipitují zejména za nižších teplot 900-950 C. Tyto částice brání růstu austenitických zrn a výrazně snižují kinetiku dynamické a statické rekrystalizace. Nb má nejintenzivnější účinek na zjemnění zrna [6]. Naproti tomu Ti vytváří velmi stabilní nitridy, karbidy a karbonitridy. Extrémně stabilní je TiN, který se rozpouští až při 1300 C [7]. Karbid TiC se rozpouští již při 1100 C a přispívá k precipitačnímu zpevnění a zkřehnutí materiálu [6]. Zpevňující účinek Ti je tedy dán z větší části precipitačním zpevněním a jen v menší míře zjemněním zrna. Proto, abychom dostali po tváření za tepla jemné, rovnoměrné feritické zrno, které by bylo zárukou vyhovujících mechanických a křehkolomových vlastností je tedy výhodnější použít přísady Nb. Velmi silného efektu lze dosáhnout již při obsazích Nb=0,02-0,03 %, kdy zvyšuje teplotu zastavení rekrystalizace až na 950-1000 C [9]. Doválcování v této teplotní oblasti, případně nižší, vede ke zjemnění zrna a tím k celkovému zlepšení mechanických vlastností válcovaného materiálu.
4. ZÁVĚR V předložené práci je hodnocen vliv mikrolegur Ti a Nb na mechanické vlastnosti za tepla válcovaných tyčí jakosti S355. Podmínkou vhodnosti výběru mikrolegury bylo optimální zlepšení mechanických hodnot při současném zachování předepsaných křehkolomových vlastností. Podle dosažených výsledků oba prvky zvyšují mez kluzu, pevnost v tahu a částečně snižují tažnost oceli. Při hodnocení křehkolomových vlastností se však projevila přísada Ti výrazně negativně. Pro zabezpečení vyhovujících parametrů vyráběných tyčí je tedy výhodnější v daném případě využít v oceli přísady Nb. LITERATURA [1] WHILLE, P. Quality improvements by microalloying, sborník z konference 3-rd European Electric Steel Congress, Bournemouth, UK, 1989. [2] IRVINE, K. J., PICKERING, F. B., GLADMAN, J. Journal of Iron Steel Inst. 1967, No.2., s. 161-182. [3] KORCHYNSKY, M. Mikrolegované oceli a tepelně-mechanické zpracování, Sborník semináře, Ostrava, 1987. [4] VAŠEK, Z., MORÁFKOVÁ, A., SOCHA, J., Vliv strukturních a tvarových parametrů na mechanické vlastnosti tyčí jakostního stupně S355 válcovaných z plynule litých předlitků, Hutnické listy, 1999, č. 4-5, str. 29-33. [5] MORÁFKOVÁ, A., VAŠEK, Z., PETRIŠÁKOVÁ, P. Vliv podmínek ohřevu na růst austenitického zrna lité a tvářené oceli jakosti 11523, sborník 8. metalografické konference, Mariánské Lázně 1999, str. 222-225. [6] LAGNEBORG, R., SIWECKI, T., ZAJAC, S., HUCHINSON, B. The Role of Vanadium in Microalloyed Steels, Scan. Journal of Met., č. 28, str.186-241. [7] ŽÍDEK, M. Metalurgická tvařitelnost ocelí za tepla a za studena, ALEKO, 1995. [8] ČSN EN 10025 + A1, Česká norma, červenec 1996. [9] MORRISON, W. B. Microstructure control in practice, Ironmaking & Steelmaking, 1995, č.6, str.453-458.