Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i własności staliw stosowanych na walce hutnicze

Transkrypt

1 S. 370 HUTNIK - WIADOMOŚCI HUTNICZE Nr 7-8 zachodzące podczas wyżarzania prowadzą do rozmycia i osłabienia tekstury. Dominującą orientacją tekstury staje się składowa {011}<011>. Pojawiają się nowe składowe orientacji, np. {326}<385>. Jednak dalej zostaje zachowany włóknisty charakter tekstury. Postępujący proces rekrystalizacji obserwuje się na zdjęciach Debye'a (rys. 6). Analiza fazowa dla materiału wyżarzanego w zakresie temperatur 950^ 1000 C (rys. 5) nie ujawniła lini pochodzących od fazy sigma, co zgodne jest z danymi literaturowymi [6]. Dominującą orientacją w teksturze austenitu jest nadal orientacja (011}<011> (rys. 3g i h, tabl. 2). W teksturze obserwuje się również włókna a, T i /J (rys. 4). Dodatkowo pojawia się orientacja sześcienna {001}<100>. Wnioski. W wyniku procesu wyżarzania zachodzą następujące zmiany w teksturze austenitu: rozmycie włókna a oraz przesunięcie maksymalnej wartości FRO, zanik włókna y, utworzenie i rozwój nowych orientacji {326}<385>, {001}<100>, po wyżarzaniu tekstura austenitu ulega osłabieniu, na tworzącą się podczas wyżarzania teksturę austenitu ma wpływ wydzielanie się fazy sigma. Literatura 1. Donadille C., Yalle R., Penelle R.: Development of texture and microstructure during cold-rolling and annealing of f.c.c. alloys; Example of an austenitic stainless steel, Acta Metallurgica, t. 37, 1989 s Lucke K., Engler O.: Effects of particles development of microstructure and texture during rolling and recrystallisation in FCC alloys, Materials Science and Technology, t. 6, 1990 s Blicharski M., Gorczyca S.: Rekrystalizacja z udziałem drugiej fazy, wyd. Śląsk, RatuszekW., Ryś J., Pieniążek J., Kowalska J.: Deyelopment of recrystallization testure in austenitic steel with ferrite precipitates, Archives of Metallurgy, t. 47, 2002 s Padilha A. F., Pault R. L., Rios P. R.: Annealing of cold-worked Austenitic Stainless Steels, ISIJ International, vol , No 2, s Barcik J.: Procesy wydzielania fazy sigma w chromowo- -niklowych stalach austenitycznych, Uniwersytet Śląski, 1974 Dr inż. JANUSZ KRAWCZYK Prof. dr hab. inż. JERZY PACYNA Akademia Górniczo-Hutnicza Wydział Metalurgii i Inżynierii Materiałowej Al. Mickiewicza 30, Kraków jkrawczy@metal.agh.edu.pl UKD : :620.18: Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i własności staliw stosowanych na walce hutnicze The heat treatment influence on structure and properties of cast steels for mili rolls W pracy przedstawiono wpływ obróbki cieplnej na własności dwóch staliw stosowanych na walce hutnicze. Badania wykonano na staliwach chromowo-niklowo-molibdenowych ze średnią i wysoką zawartością węgla. Zmiany struktury spowodowane obróbką cieplną polegały na rozbiciu ciągłej siatki cementytu drugorzędowego i (w przypadku staliwa wysokowęglowego) ledeburytu przemienionego oraz likwidacji wydzieleń cementytu drugorzędowego występującego w układzie Widmannstattena. Te zmiany w strukturze staliw wpłynęły korzystnie na ich własności. In the paper possibilities to improve fracture toughness by means of heat treatment of cast steels have been presented. Research has been conducted on two kind (medium- and highcarbon) chromium-nickel-molybdenum cast steel. Structure changes caused in the process of heat treatment consisted ofbreaking the continuous net of hypereutectoid cementite and as well as the destruction of hypereutectoid cementite precipitates present in Widmannstatten 's shape. Structure changes caused by heat treatment hada positive influence on fracture toughness of researched materials. Słowa kluczowe: odporność na pękanie, obróbka cieplna, staliwo, struktura Widmannstattena, cementyt drugorzędowy, ledeburyt przemieniony Key words: fracture toughness; heat treatment; cast steel; stress intensity factor K IC ; Widmannstatten's shape; hypereutectoid cementite; transformed ledeburite 1. Wstęp. Walce hutnicze należą do najdroższych narzędzi stosowanych w plastycznej przeróbce metali. W przypadku walców bruzdowych ich cenę powiększa koszt wykonania wykrojów zgodnie z przyjętym kalibrowaniem. Wykroje natomiast zwiększają ryzyko złamania walca. Producenci walców lanych borykają się często z przypadkami pęknięcia walców nawet przed ich zabudową w klatki walcownicze [1,2]. Dotyczy to szczególnie walców lanych, w tym ze staliw nadeutektoidalnych [3], Prawdopodobną przyczyną niskiej odporności na pękanie tych narzędzi jest występowanie cementytu drugorzędowego, a nawet ledeburytu przemienionego w postaci ciągłej siatki wzdłuż pierwotnych granic ziarn austenitu oraz wydzieleń cementytu drugorzędowego w układzie Widmannstattena. Potwierdzają to badania pękniętego walca wykonanego z wysokowęglowego staliwa chromowo-niklowo-molibdenowego, w którym występuje ledeburyt (rys. 1) [3].

2 2004 r. HUTNIK - WIADOMOŚCI HUTNICZE S. 371 Rys. 1. Pęknięcie wzdłuż ciągłej siatki cementytu drugorzędowego występującego również w układzie Widmannstattena oraz wzdłuż ledeburytu przemienionego w walcu z wysokowęglowego staliwa Cr-Ni-Mo. Traw. 2 % nital Fig. 1. Fracture along the boundary of the continuous net of transformed ledeburite and hypereutectoid cementite present in Widmannstatten 's shape in a highcarbon Cr-Ni-Mo cast steel roli. Etched in 2 % nital Rys. 3. Struktura badanych staliw po obróbce cieplnej: a) staliwo wysokowęglowe, b) staliwo średniowęglowe. Traw. 2 % nital Fig. 3. The structure of the researched alloys afterheat treatment: a) highcarbon cast steel: b) mediumcarbon cast steel. Etched in 2 % nital Mr Ć3U um wj ^S?.*t*:«Rys. 2. Struktura badanych staliw w stanie dostawy a - staliwo wysokowęglowe, b - staliwo średniowęglowe. Traw. 2 % nital Fig. 2. The structure of the researched alloys at delivery a - highcarbon cast steel: b - mediumcarbon cast steel. Etched in 2 % nital średni przekrój cząśthi, Rys. 4. Rozkład średniego przekroju cząstki cementytu drugorzędowego w staliwie wysokowęglowym w stanie wyjściowym (linia ciągła) i po obróbce cieplnej (linia przerywana) Fig. 4. The distribution of the average diameter of hypereutectoid cementite particle in as-received high carbon cast steel (solid linę) and heat treated one (dashed linę) Tablica 1. Skład chemiczny (% masowy) badanych materiałów Tab l e 1. Chemical composition (mass %) of researched cast steels ~~~ ~^^_^ % masowy Materiał ^~~~~~~^_^ C Mn Si P S Cr Ni Mo Staliwo wysokowęglowe Staliwo średniowęglowe ,50 0,77 0,48 0,85 0,41 0,021 0,022 0,031 0,010 1,09 1,19 0,59 0,90 0,21 0,30

3 S. 372 HUTNIK - WIADOMOŚCI HUTNICZE Nr 7-8 Tablica 2. Własności badanych staliw przed i po obróbce cieplnej Tab l e 2. Quality of the researched cast steels before and after heat treatment Materiał Stan materiału HV30 Rn, MPa KCU2 J/cm 2 KCV J/cm 2 Staliwo wysokowęglowe Staliwo średniowęglowe Stan dostawy Po obróbce cieplnej Stan dostawy Po obróbce cieplnej ,4 ±0,2 1,5±0,1 1,5 + 0,1 3,0 ±0,4 1,4 + 0,2 1,5 + 0,2 1,5+0,1 2,1 ±0, odkształcenie, % odkształcenie, % Rys. 5. Przykładowe wykresy uzyskane w statycznej próbie rozciągania staliwa średniowęglowego a - stan dostawy, b - po obróbce cieplnej Fig. 5. Sample stretching curves of mediumcarbon cast steel a at delivery: b after hetrf ircatinent Można jednak, poprzez obróbkę cieplną, doprowadzić do likwidacji iglastych wydzieleń cementytu drugorzędowego oraz poprzerywania ciągłej siatki cementytu drugorzędowego i ledeburytu przemienionego wydzielonych wzdłuż granic ziarn pierwotnego austenitu [4]. Celem tej pracy było określenie wpływu obróbki cieplnej na zmiany własności dwóch staliw chromowo-niklowo-molibdenowych. 2. Materiał do badań. Badania wykonano na dwóch gatunkach (średnio- i wysokowęglowego) staliwa chromowo-niklowo-molibdenowego o składach chemicznych zestawionych w tabl. 1. Zmiany struktury spowodowane obróbką cieplną polegały na rozbiciu ciągłej siatki cementytu drugorzędowego i (w przypadku staliwa wysokowęglowego) ledeburytu przemienionego oraz likwidacji wydzieleń cementytu drugorzędowego występującego w układzie Widmannstattena (rys. 2). Uzyskano to (rys. 3) przez wysokotemperaturowe wyżarzanie połączone z powolnym studzeniem. Zmiany w osnowie tych materiałów wywołano przez zastosowanie odpowiedniej szybkości chłodzenia w zakresie przemiany eutektoidalnej. Temperaturę wyżarzania wysokotemperaturowego dobrano opierając się na badaniach wykonanych na próbkach austenityzowanych w zakresie temperatur 800 -H 1100 C, natomiast szybkość chłodzenia w zakresie temperatury eutektoidalnej (decydującej o uzyskaniu żądanej twardości) dobrano w oparciu o wykonane wcześniej wykresy CTP C dla tych materiałów. Ponadto, obróbka cieplna została opracowana w taki sposób, aby móc ją wykonać w warunkach technologicznych producentów walców hutniczych. Parametry stereologiczne cementytu drugorzędowego i ledeburytu przemienionego ocenione dla staliwa wysokowęglowego potwierdzają skuteczność zastosowanej obróbki cieplnej. Wzrasta w nim udział objętościowy cementytu drugorzędowego Vv tm z ok. 22% w stanie wyjściowym do ok. 28% po zastosowanej obróbce cieplnej. Ten wzrost udziału cementytu drugorzędowego jest ściśle powiązany ze zmniejszeniem udziału cementytu w ledeburycie przemienionym. Przyczyną tego jest najprawdopodobniej oddzielenie cementytu drugorzędowego pierwotnie dobudowanego do ledeburytu przemienionego i wydzielenie go wewnątrz pierwotnych ziarn austenitu. Jednakże, pomimo wzrostu udziału cementytu drugorzędowego w wyniku zastosowanej obróbki cieplnej staliwa wysokowęglowego, powierzchnia względna Sv cm cząstek cementytu drugorzędowego po obróbce cieplnej ulega zmniejszeniu z ok. 200 do ok. 160 nim ~ 1. Jest to związane z postępem sferoidyzacji i koagulacji tej fazy. Na postęp procesu koagulacji cementytu drugorzędowego w wyniku obróbki cieplnej, wskazuje również rozkład wielkości przekrojów cząstek (rys. 4). Natomiast wzrost (w wyniku obróbki cieplnej) średniego współczynnika kształtu F z 0,56 do 0,75 w staliwie wysokowęglowym. wskazuje na zaawansowanie procesu sferoidyzacji. Podobnie jak cementyt drugorzędowy, sferoidyzacji w wyniku obróbki cieplnej ulega również cementyt ledeburytu przemienionego. 3. Wyniki badań i ich dyskusja. Twardość (HV30), wytrzymałość na rozciąganie R m, udarność KCU2 oraz KCV badanych staliw w stanie dostawy i po obróbce cieplnej zostały zestawione w tabl. 2. Jak widać z tabl. 2, obróbka cieplna spowodowała wzrost wytrzymałości w przypadku obu badanych materiałów. Ponadto, w przypadku staliwa średniowęglowego, rozbicie ciągłej siatki cementytu drugorzędowego, likwidacja wydzieleń tego cementytu w układzie Widmannstattena oraz zamiana perlitu płytkowego w osnowie na drobny sferoidyt, spowodowały pojawienie się na krzywych rozciągania wyraźnej granicy plastyczności (R el = MPa, R eh = 426±4 MPa). Różnice w charakterze wykresów uzyskanych w statycznej próbie rozciągania przed i po obróbce cieplnej zobrazowano na rys. 5. W staliwie średniowęglowym po obróbce cieplnej można było wyznaczyć wydłużenie A = 1,8 ±0,4 % i przewężenie Z = 3,4 ± 1,4%. Wyniki te wskazują na decydującą rolę fazy węglikowej w wytrzymałości staliwa średniowęglowego w stanie dostawy. Zanim naprężenia w osnowie osiągną wartość pozwalającą na jej odkształcenie plastyczne, następuje pękanie materiału wzdłuż ciągłej siatki węglików. Roz-

4 2004 r. HUTNIK - WIADOMOŚCI HUTNICZE S. 373 bicie ciągłej siatki węglików sprzyja wzrostowi roli osnowy w wytrzymałości tego staliwa. Mniejsza twardość staliwa w stanie po obróbce cieplnej (tabl. 2) wskazuje, że jego osnowa charakteryzuje się mniejszą granicą plastyczności niż osnowa w stanie dostawy. Występuje w niej nawet wyraźna granica plastyczności zanim próbki ulegają zerwaniu. Jednakże, brak efektu szyjki (por. rys. 5b) w próbie statycznego rozciągania wskazuje, że i w tym przypadku pękanie próbek było inicjowane w cementycie drugorzędowym, po osiągnięciu przez osnowę określonego poziomu umocnienia. W tej sytuacji można próbować zwiększyć granicę plastyczności takiego staliwa po obróbce cieplnej, np. przez zwiększanie szybkości chłodzenia w zakresie przemiany perlitycznej. Zastosowana obróbka cieplna nie spowodowała natomiast wyraźnego wzrostu udarności w przypadku staliwa wysokowęglowego (tabl. 2). Można to tłumaczyć tym, że korzyść z rozbicia ciągłej siatki cementytu drugorzędowego i ledeburytu przemienionego wzdłuż granic ziarn pierwotnych austenitu, mogła zostać zniwelowana przez utworzenie siatki cementytu drugorzędowego w ich wnętrzu. Brak wyraźnej różnicy pomiędzy KCU2 i KCV w przypadku staliwa wysokowęglowego wynika z istnienia naturalnych karbów w jego strukturze, co powoduje praktycznie zerową wartość pracy zarodkowania pęk- stan wyjściowy stan po obróbce cieplnej 2.38 =- 1,0 - > Lr=1,42J 0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 promień zaokrąglenia r, mm Rys. 6. Prace zarodkowania L z i praca rozprzestrzeniania L r pęknięcia staliwa średniowęglowego ocenione na podstawie pracy złamania próbek z karbem V po zastosowaniu interpretacji Gulajewa [5, 6] Fig. 6. Thefracture nucleation energy L z and thefracture spreading energy L r for medium carbon cast steel evaluated on the basis ofthe Gulajevs method [5, 6] C) Rys. 7. Przełomy próbek po określeniu a - KCU2 staliwa wysokowęglowego w stanie dostawy; b - KCU2 staliwa wysokowęglowego po obróbce cieplnej; c - K IC staliwa średniowęglowego w stanie dostawy; d - K IC staliwa średniowęglowego po obróbce cieplnej Fig. 7. Sample fractures after recognition a - KCU2 ofhighcarbon cast steel in delhery condltlon; b - KCU2 of highcarbon cast steel after heat trealment; c - K IC of mediumcarbon cast steel in delmery condition; d- K lc of mediumcarbon cast steel after heat treatmenl

5 S. 374 HUTNIK - WIADOMOŚCI HUTNICZE Nr 7-8 nięcia. Wydaje się, że występowanie naturalnych karbów w strukturze jest ściśle związane z ledeburytem oraz występowaniem cementytu drugorzędowego w układzie Widmannstattena. Wzrost odporności na pękanie po obróbce cieplnej staliwa średniowęglowego potwierdzają nie tylko wyniki badań udarności zamieszczone w tabl. 2, ale również badania współczynnika intensywności naprężeń K K. W staliwie średniowęglowym współczynnik KIĆ wzrósł z 33,4 + 0,6 MPa-m 1 ' 2 w stanie nieobrobionym cieplnie do 40,7+0,5 MPa-m 1 ' 2 po obróbce cieplnej. Otrzymany w wyniku obróbki cieplnej tego staliwa procentowy przyrost współczynnika intensywności naprężeń K JC (21 %) jest w przybliżeniu równy przyrostowi pracy rozprzestrzeniania się pęknięcia (18 %) wyznaczonej metodą Gulajewa [5] z prób udarnościowych (rys. 6). Obróbka cieplna wpływa również na charakter przełomu badanych materiałów. Przełomy po obróbce cieplnej częściowo tracą swój kruchy charakter. Zostało to zobrazowane na rys.7 przedstawiającym przełomy próbek Kić staliwa średniowęglowego oraz przełomy próbek KCU2 staliwa wysokowęglowego, przed i po obróbce cieplnej. Wydaje się, że przyrost obszarów o charakterze plastycznym na przełomach próbek po obróbce cieplnej wpłynął również na zmniejszenie rozrzutu własności wytrzymałościowych w staliwie wysokowęglowym (tabl. 2). Obróbka cieplna tego staliwa pozwala na osiągnięcie wartości R m powyżej 400 MPa. Natomiast w staliwie średniowęglowym granica wytrzymałości R m przekracza 600 MPa. 4. Podsumowanie i wnioski. W niniejszej pracy wykazano, że: a. Istnieje możliwość kształtowania struktury staliw stosowanych na walce hutnicze poprzez ich obróbkę cieplną po odlaniu. b. Obróbka cieplna tych materiałów powinna być projektowana w oparciu o wykresy CTP C. c. Obróbka cieplna umożliwia rozerwanie ciągłej siatki cementytu drugorzędowego oraz ledeburytu przemienionego. d. Obróbka cieplna badanych materiałów lanych stosowanych na walce hutnicze umożliwia również likwidację wydzieleń cementytu drugorzędowego w układzie Widmannstattena. e. Wywołane obróbką cieplną zmiany struktury w korzystny sposób wpłynęły na odporność na pękanie badanych materiałów. f. Rozerwanie ciągłej siatki cementytu drugorzędowego oraz ledeburytu przemienionego spowodowało wzrost wytrzymałości badanych staliw. W przypadku staliwa średniowęglowego po obróbce cieplnej wystąpiła nawet wyraźna granica plastyczności. g. Brak wpływu likwidacji ciągłej siatki cementytu drugorzędowego oraz ledeburytu przemienionego na udarność w staliwie wysokowęglowym wskazuje, że zarodkami pękania mogą być oddzielne obszary ledeburytu przemienionego a rozprzestrzenianie pęknięcia może zachodzić po nowych miejscach wydzielania się cementytu drugorzędowego. f. Obróbka cieplna obu badanych staliw a zwłaszcza staliwa średniowęglowego spowodowała, że ich przełom nie był już w całości przełomem kruchym, jak miało to miejsce w stanie dostawy. i. W przypadku staliwa średniowęglowego, w strukturze którego nie występował ledeburyt przemieniony, po jego obróbce cieplnej wystąpiła wrażliwość pracy złamania na promień karbu. Praca finansowana przez Ministerstwo Nauki i Informatyzacji, grant nr 6 TOS C/05760 Literatura 1. Głownia J.: Konferencja Naukowo-Techniczna Produkcja walców odlewanych i kutych oraz ich eksploatacja w walcowniach", Kraków-Koninki, XX 1987, Zeszyty Naukowe AGH Metalurgia i Odlewnictwo, z. 111, s Stachura S., Borek T., Jończyk J.: Konferencja Naukowo- -Techniczna Produkcja walców odlewanych i kutych oraz ich eksploatacja w walcowniach", Kraków-Koninki, XX 1987, Zeszyty Naukowe AGH Metalurgia i Odlewnictwo, z. 111, s Pacyna J., Krawczyk J., Kokoszą A.: Ustalenie przyczyn łatwego pękania walców wykonanych ze staliwa L200HNM, Prace Wydziału Metalurgii i Inżynierii Materiałowej, AGH, Kraków Pacyna J., Krawczyk J., Zając G.: Konferencja Naukowo- -Techniczna Kierunki rozwoju produkcji walców", Huta Buczek S.A., Wisła-Malinka, H 2002, 9 5. Gulajew A. P.: Zawodskaja Laboratoria, 4 (1967) Mazur A., Van N. C., Pacyna J.: Metalurgia i Odlewnictwo, T. l, 4 (1975) 485 Dr inż. BARBARA KUCHARSKA Politechnika Częstochowska, Instytut Inżynierii Materiałowej ul.armii Krajowej 19, Częstochowa bratek@mim.pcz.czest.pl UKD : Badania mikroskopowe korozji nitkowej na stali łożyskowej Microscopic irwestigation offiliform corrosion on bearing steel W pracy przedstawiono badania mikroskopowe korozji nitkowej na łożyskach ze stali ŁH15 powstałe w warunkach transportu morskiego. Korozja nitkowa wystąpiła na łożyskach mimo nieobecności na powierzchni pęknięć szlifierskich i pokrycia stali środkiem konserwującym. Dokonano obserwacji mikroskopowych dotyczących kierunku wzrostu, grubości nitek korozyjnych, charakteru produktów korozji oraz ich analizy chemicznej. W obszarze głowicy nitki korozyjnej wykazano obecność chloru. The microscopic investigation offiliform corrosion occurred on bearing steel in sea transport conditions is presented in this paper. The attack offiliform corrosion wasfound on the bearings in spite of the absence ofpolishing cracks and a preservative being applied on the steel surface. Microscopic observations were carried out concerning the direction of growth and thickness of corrosion filaments, and the character and chemical analysis of corrosion products. In the area of the filament head, the presence of chlorine was found. Słowa kluczowe: stal łożyskowa, korozja nitkowa Key words: bearing steel, filiform corrosion