MATERIÁLOVÉ PARAMETRY TVAŘITELNOSTI VYSOKOLEGOVANÝCH MATERIÁLŮ MATERIAL PARAMETERS OF FORMABILITY OF HIGH ALLOYED MATERIALS Petr Unucka a Aleš Bořuta a a MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o., Pohraniční 693/31, 706 02 Ostrava- Vítkovice, ČR, petr.unucka@mmvyzkum.cz Abstract The paper presents influence of forging on microstructure of high-alloy steels and nickel alloys with different amount of nickel. The steels mentioned above are of X40CrMoV 5-1-1 (W. Nr. 1.2343), CHN35VT-VD (0,02 % C, 35 % Ni, 15 % Cr, 45 % Fe, 3 % W) and duplex steel with 0,02 % C, 23 % Cr, 6 % Ni, 3 % Mo, 0,2 % N and the nickel alloys INCONEL 625, INCONEL 718 and INCOLOY 925 type. These corrosion resistant alloys work in extremely aggressive acid environment with water of sea or gases with sulfur content and they require the strictly controlled microstructure condition. This condition depends on chemical composition and hot forming process. There was used computer controlled universal plastometer SETARAM-VITKOVICE to tension test of high-alloy steels and selected nickel based alloys. High temperature tension test on special hydraulic tensile machine UHP-ZHP1 (for duplex steel) were made for comparison with results from plastometer tests. Microstructures were observed on the optical metallographic microscope and electron microscope JEOL JSM 5510 and for approximate determination of chemical composition the electron micro analyzer JCXA-733 was used. These first results were made for acquirement of primary knowledge of these materials. All information is developed knowledge base for possibility of application to industrial production. 1. ÚVOD Vzhledem k využívání velkých objemových podílů legujících prvků u vysokolegovaných ocelí resp. niklu a molybdenu u niklových slitin, jejichž cena v posledních letech výrazně roste, je využití těchto materiálů optimální pouze v oblastech s extrémními či speciálními nároky na korozní odolnost, pracovní teploty, velká pracovní zatížení a také na odolnost proti opotřebení. Vhodnou kombinaci vlastností, které jsou vhodné do těchto podmínek lze nalézt právě u těchto speciálních ocelí a slitin. Pro zahrnutí těchto jakostí do výrobních programů jednotlivých výrobců je ale nutno soustředit pozornost na doplnění vědecko-výzkumných poznatků o vhodné znalosti parametrů tváření a vzájemně je propojit za účelem získání dostatečně velkého a detailního souboru informací o chování těchto materiálů jak v oblasti jejich výroby tak následně v oblastech jejich využití, které umožní jejich optimální nasazení do výrobního procesu. Zkoušky parametrů tváření byly pro vybrané jakosti prováděny na univerzálním plastometru SETARAM-VÍTKOVICE a to jak krutovou zkouškou tak zkouškou tahovou za teplot odpovídajících tvářecím teplotám [1]. Pro získání prvních vstupních znalostí z pohledu chování těchto jakostí při tváření byla použita také technologická zkouška kování. 1
2. VYSOKOLEGOVANÉ OCELI Vysokolegovanými ocelemi jsou v této práci nástrojová ocel určená pro práci za tepla ČSN 19 552 (X40CrMoV), duplexní ocel a pro srovnání s niklovými slitinami jakost CHN35VT-VD (ČSN 17 335), která svým chemickým složením je přechodovou jakostí mezi ocelemi vysokolegovanými austenitickými a niklovými slitinami. Jakost ČSN 19 552 byla odlita do ingotu K208 (125 kg), její chemické složení je uvedeno v tab. 1. Z tohoto ingotu byly následně vyrobeny zkušební tyče pro tahovou zkoušku za vysokých teplot na universálním zkušebním stroji SETARAM-VÍTKOVICE. Zkoušky byly provedeny bez předehřevu s rychlostí pohybu čelistí 50 mm/min. Výsledná závislost tahových charakteristik na teplotě je uvedena na obr. 1 a 2. Tabulka 1. Rámcové chemické složení jakosti 19 552. Table 1. General chemical composition of 19 552 steel hm.% C Mn Si Cr Mo V 19 552 0,40 0,30 1,00 5,00 1,30 0,35 Rm [MPa] 160 140 120 100 80 60 40 20 19 552 duplexní ocel 0 850 950 1050 1150 T [ C] Z [%] 120 100 80 60 40 20 duplexní ocel 19 552 0 850 950 1050 1150 T [ C] Obr. 1. Mez pevnosti v závislosti na teplotě Obr. 2. Kontrakce v závislosti na teplotě Fig. 1. R m in dependence on temperature Fig. 2. Contraction in dependence on temperature Zkušební tyče z duplexní oceli, s chemickým složením podle tab. 2, byly vyrobeny pro zkoušku tahem na hydraulickém trhacím stroji UHP-ZHP1. Zkoušky probíhaly při teplotách 950 až 1175 C bez předehřevu, rychlost pohybu upínacích hlav byla rovněž cca. 50 mm/min. Tabulka 2. Rámcové chemické složení duplexní oceli Table 2. General chemical composition of duplex steel hm.% C Mn Si Cr Ni Mo N DO 0,018 1,30 0,50 23,00 6,00 3,00 0,20 Z obr. 1. je patrný průběžný pokles R m se vzrůstající teplotou deformace. Z obr. 2 je patrná rostoucí hodnota kontrakce se vzrůstající teplotou deformace, která se u duplexní oceli od teploty cca 1170 C pohybuje okolo 100 %, zatímco u nástrojové oceli již kontrakce nad 2
METAL 2008 1000 C postupně klesá. Na obr. 3. je dvoufázová mikrostruktura duplexní oceli (austenit + ferit), která přetrvává až do vysokých teplot kolem 1300 C. Tato struktura je pro tváření nepříznivá [2]. Z experimentů a dosavadní práce vyplynulo, že se tvařitelnost zkoumané oceli při teplotách nad cca 1150 C zlepšuje a dosahuje maxima až při velmi vysokých teplotách okolo 1300 C. Toto souvisí s postupně narůstajícím obsahem feritu, zatímco hůře tvárný austenit se stává minoritním. Na druhé straně teploty okolo 1300 C jsou již tak vysoké, že při dlouhodobějším působení bude docházet k hrubnutí feritu a tím i ke snížení tvařitelnosti. Při teplotě 1375 C již v důsledku heterogenity zkušebního materiálu došlo k lokálnímu přehřátí a Obr. 3. Duplexní ocel, Tdef= 1275 C, zv.50 x natavení vzorku. Tavba jakosti CHN35VT-VD Fig. 3. Duplex steel, Tdef= 1275 C, enl. 50 x (jednalo se o malé laboratorní ingoty velikosti 42 120 mm, hmotnost 2 kg) byla provedena ve vakuové indukční peci, rámcové chemické složení slitiny je uvedeno v tab. 3. Jeden odlitý ingot byl využity k provedení technologické zkoušky kováním na bucharu při kovacích teplotách 1100 až 900 C s redukcí na konečný rozměr 20x20 mm (stupeň prokování K=3). Na výsledném výkovku byly identifikovány drobné příčné trhliny na hranách výkovku (nízká kovací teplota), jinak byl výkovek bez trhlin. Mikrostruktura litého stavu i stavu po tváření je na obr. 4 a 5. Obr. 4. CHN35VT-VD, litý stav, zv. 100x Obr. 5. CHN35VT-VD, kováno K=3, zv. 200x Fig. 4. CHN35VT-VD, cast state, enl. 100x Fig. 5. CHN35VT-VD, forged K=3, enl. 200x Z dalšího ingotu byly vyrobeny zkušební tyče a provedena zkouška tahem za vysokých teplot na plastometru SETARAM-VÍTKOVICE. Získané hodnoty charakteristik tahové zkoušky jsou uvedeny na obr. 6 a 7. Mez pevnosti klesá s rostoucí teplotou jen mírně, zúžení vykazuje do teploty 980 C pokles a pak opět nárůst hodnoty. 3
Tabulka 3. Rámcové chemické složení jakosti CHN35VT-VD. Table 3. General chemical composition of CHN35VT-VD steel hm.% C Ni Cr Fe W Ti 17 335 0,018 35,0 15,0 45,0 3,0 <0,01 3. NIKLOVÉ SLITINY Z niklových slitin byly zkoumány jakosti INCONEL 625, INCONEL 718 a INCOLOY 925 [3]. Rámcové chemické složení je uvedeno v tab. 4. Tabulka 4. Rámcové chemické složení jednotlivých niklových slitin. Table 4. General chemical composition of tested nickel based alloys hm.% C Ni Cr Mo Fe Nb Ti 625 <0,01 60,93 20,85 7,70 6,30 3,54 0,18 718 0,02 55,96 17,00 2,90 16,30 5,20 0,98 925 0,03 38,95 20,05 2,35 33,48 0,35 2,07 Tavby (ingoty velikosti 2 kg) byly provedeny ve vakuové indukční peci, rámcové chemické složení slitiny je uvedeno v tab. 4. Potom byly vyrobeny vždy čtyři kusy zkušebních tyčí s průměrem 5 mm a délkou 10 mm pro provedení tahových zkoušek na zkušebním zařízení SETARAM-VÍTKOVICE. Tahové zkoušky probíhaly v intervalu teplot 900 až 1175 C přičemž rychlost pohybu upínacích čelistí byla 50 mm/min. Zkoušky byly provedeny s předehřevem 1175 C (1100 C pro INCONEL 718) po dobu 5 minut. Poté následuje ochlazení na teplotu zkoušení s výdrží 1 min. Po provedení zkoušky následovalo ochlazení na vzduchu. Zjištěná mez pevnosti R m, a kontrakce Z jsou uvedeny na obr. 6 a 7. Rm[MPa] 200 180 160 140 120 100 80 60 40 20 0 718 625 925 17335 880 980 1080 1180 T[ C] Z [%] 80 70 60 50 40 30 20 10 0 625 925 718 17 335 880 980 1080 1180 T [ C] Obr. 6. Srovnání meze pevnosti zkoušených jakostí Obr. 7. Srovnání zúžení zkoušených jakostí Fig. 6. Comparison of axial strength of alloys Fig. 7. Comparison of contraction of alloys 4
METAL 2008 Jak ze závislosti vyplývá, mez pevnosti má klesající tendenci s rostoucí teplotou, pouze Rm slitiny Inconel 718 má rostoucí tendenci. U jakosti 17 335 je patrná malá citlivost meze pevnosti k nárůstu teploty. Zúžení, které charakterizuje plastické vlastnosti materiálu, s rostoucí teplotou pro slitiny Inconel 718 a 625 klesá a pro jakosti Incoloy 925 a 17 335 roste. Odlité ingoty byly také využity k provedení technologické zkoušky kováním na bucharu. Pro následnou analýzu mikrostruktur byl použit optický mikroskop a elektronový mikroskop JEOL JSM 5510 a pro přibližné stanovení chemického složení fází mikrosondu JCXA-733. Primární mikrostruktura byla vyvolána leptadlem V2A [4]. 3.1 Inconel 625 Ingot slitiny Inconel 625 byl kován při teplotách 1150 až 950 C. Hned při prvních úběrech se objevovaly příčné trhliny jdoucí přes celý průřez ingotu. Mikrostruktura v litém stavu byla tvořena pouze velkými zrny fáze γ (obr. 8.), přičemž samotné trhliny se šířily v mezidendritických prostorách (obr. 9). Obr. 8. Inconel 625, litý stav, zv. 200 x Obr. 9. Trhlina probíhající mezidendritickou oblastí, zv. 200x Fig. 8. Inconel 625, cast state, enl. 200 x Fig. 9. Interdendritic crack, enl. 200x 3.2 Inconel 718 Kování slitiny Inconel 718 probíhalo při teplotách 1100 až 870 C na rozměr 20x20 mm (K=3). Ve výkovku se objevily podélné trhliny a na povrchu i příčné trhliny. Mikrostruktury výchozího a vykovaného materiálu jsou uvedeny na obr. 10 a 11. Mikrostruktura v litém stavu je tvořena shluky menších intermetalických částic a většími částicemi s rovnoměrnou distribucí. Z provedených analýz na elektronovém mikroskopu vyplynulo, že shluky jsou tvořeny velkým množstvím intermetalických částic a menší částice světlého kontrastu s rovnoměrnou distribucí v matrici jsou také tvořeny komplexy intermetalik. 5
METAL 2008 Obr. 10. Inconel 718, litý stav, zv. 200 x Obr. 11. Inconel 718, K=2, oblast s řetízky precipitátů a trhlinami, zv. 500 x Fig. 10. Inconel 718, cast state, enl. 200 x Fig. 11. Inconel 718, forged K=2, location with chains of precipitations and cracks, enl. 500 x Po provedeném kování se ve struktuře objevily drobné mikrotrhliny vázané právě na shluky intermetalických částic, které jsou tak nejspíše jejich iniciačními místy. Příklad takové mikrostruktury je na obr. 11. Detailní studium pomocí elektronové mikroskopie ukazuje rozdílný charakter jednotlivých částic z hlediska morfologie (viz. obr. 12. až 13.) i chemického složení, kdy částice ve shlucích odpovídají Ti karbonitridům s nízkým obsahem Nb a Al (viz. obr. 14 až 16). Obr. 12. Inconel 718, shluky Obr. 13. Inconel 718, detail samostatné intermetalických částic (A), zv. 1500 x částice mimo shluky (B), zv. 3500 x Fig. 12. Inconel 718, particals in clusters (A), Fig. 13. Inconel 718, detail of patical without enl. 1500 x cluster, enl. 3500 x 6
Obr. 14. Inconel 718, částice A ve shlucích Fig. 14. Inconel 718, partical (A) in cluster Obr. 15. Inconel 718, částice B mimo shluky Fig. 15. Inconel 718, partical (B) without clusters Obr. 16. Inconel 718, matrice Fig. 16. Inconel 718, matrix 4. ZÁVĚR Na základě našich zkušeností s problematikou tváření vysokolegovaných ocelí [5, 6, 7, 8] jsme následně navázali na výzkum tvařitelnosti u slitin na bázi niklu. Získané výsledky lze shrnout do následujících bodů: o Na vybraných druzích niklových slitin jsme vyzkoušeli použití univerzálního plastnometru SETARAM-VÍTKOVICE pro zkoušení netradičních materiálů tohoto typu. o První provedené experimenty nám umožní následně provést detailnější studium tvařitelnosti těchto slitin za použití renovovaného zkušebního zařízení SETARAM- VÍTKOVICE pro analýzy vlivu dalších parametrů tváření. o Z dřívějších prací [7, 9] je zřetelný výrazný vliv rychlosti deformace na tvařitelnost jak u vysokolegovaných ocelí tak u slitin niklu. o Vzhledem k jinému bázovému prvku slitin niklu vykazuje mikrostruktura těchto jakostí jisté odlišnosti od mikrostruktury oceli. Také pohyb dislokací při deformaci a tedy 7
deformační zpevnění má svoje specifika [10, 11, 12], čímž získává originální vlastnosti vhodné pro jejich využití v aplikacích, kde by klasické materiály nebylo možno použít. o Z provedených mikrostrukturních analýz se jeví jako hlavní materiálový faktor limitující tvařitelnost mikrostrukturní nehomogenita odlitých ingotů. Tuto nestejnorodost vstupního stavu je nutno redukovat použitím vhodného tepelného zpracování před samotným procesem kování. o Vzhledem k šíři problematiky přesného stanovení fázového složení a nutnosti využití vhodného analytického zařízení se tato práce nezabývala detailním vyhodnocováním mikrostrukturních stavů zkoumaných niklových slitin. o Takto získané poznatky pak již bude možno využít jako opěrné poznatky při tvorbě technologického postupu kování niklových slitin, které lze metalurgicky připravit s využitím stávajícího licího zařízení společnosti MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s. r.o. [13]. Poděkování: Tento příspěvek byl vypracován za finančního přispění MŠMT v rámci programu Výzkumného záměru č. MSM 258 708 0701. LITERATURA [1] BOŘUTA, J., GEMBALOVÁ, P., OMACHT, D., KUBÁNEK, Z., BOŘUTA, A., KUBINA, T., SCHINDLER, I. Plastometrický výzkum deformačního chování řízeně tvářených materiálů. Hutnické listy, 2008, roč. LXI., č.1, s. 80-87. ISSN: 0018-8069. [2] UNUCKA, P., VICHNAR, M., BOŘUTA, A.: Tvařitelnost za tepla vysocelegovaných ocelí a slitin. In Sborník přednášek 6. Kovárenská konference 15.-16. 5.2007, hotel SKI Nové Město na Moravě., Ostrava: Svaz kováren ČR, 2007. ISBN: 978-80-239-8938-0. [3] BOŘUTA, J., UNUCKA, P.: Vývoj progresivních metod tváření oceli a slitin pro náročné použití. Dílčí zpráva D-33/2006. VÍTKOVICE-Výzkum a vývoj, spol. s r.o., Ostrava, 2006. [4] UNUCKA, P., BOŘUTA, J., LONGAUEROVÁ, M.: Microstructure of forged nickel alloys. Acta Metallurgica Slovaca, 2007, roč. 13, č.1. Hutnická fakulta Technická universita v Košicích, Košice: 2007, 627-632, ISSN: 1335-1532. [5] UNUCKA, P.: Možnosti legování vysoce manganových ocelí na bázi klasické Hadfieldovy oceli se zaměřením na legování dusíkem. Literární rešerše. VÍTKOVICE-Výzkum a vývoj, spol. s r.o., Ostrava: 2007.Nepublikováno. [6] HADASIK, E., SCHINDLER, I.: Plasticity of metallic material. Silesian University of Technology, Gliwice: 2004, ISBN 83-7335-197-3. [7] UNUCKA, P., BOŘUTA, J., KOCICH, R., JELEN, L., BOŘUTA, A. Oceli na výrobu kovacích zápustek. In XIII. Międzynarodowa konferencja Forming 2006, Szczawnica. Katedra Modelowania Procesów i Inżynierii Medycznej Politechnika Śląska, Katowice: 2006. ISBN 83-910722-8-2. [8] BOŘUTA,J., VICHNAR, M., UNUCKA,P.: Vývoj technologie výroby ledeburitických ocelí. Studie S-3/2006, VÍTKOVICE-Výzkum a vývoj, spol. s r.o., Ostrava: 2006. [9] PETRUŽELKA, J., SONNEK, P., BOŘUTA, J.: Tvařitelnost superslitiny INCO 718 za tepla hodnocená podle DDM a krutové zkoušky. In Book of Abstract 8th Int. Conference Technology 2003. Bratislava: 2003, p.132. [10] HAKL, J., PECH, R.: Žárupevné slitiny vlastnosti, technologie, užití. SVÚM Praha. [11] PATONA, B., E.: Žaropročnosť litějnych nikělěvych splavov i zaščita ich ot okislěnija. Akaděmia nauk ukrajinskoj SSR. Kiev: 1982. [12] http://www.msm.cam.ac.uk/phase-trans/2003/nickel.html [13] UNUCKA, P., BOŘUTA, J. Experimentální výzkum tvařitelnosti vysokolegovaných ocelí a niklových slitin. Hutnické listy, 2008, roč.lxi, č. 1, s. 46-51. ISSN: 0018-8069. 8