vědomosti

Úvod: Byly zkoumány vlivy různých procesů chlazení v roztoku (přímé kalení ve vodě a chlazení v peci následované kalením ve vodě) na mikrostrukturu a vlastnosti superduplexní nerezové oceli CD3MWN. Výsledky ukazují, že při procesu přímého ochlazování vodou kalením, když je superduplexní nerezová ocel CD3MWN tepelně zpracována pod 1120 °C, se množství vysrážené fáze σ zvyšuje s klesající teplotou a materiál má vysokou pevnost a tvrdost; při tepelném zpracování na 1120 °C a vyšší je fáze σ zcela rozpuštěna a poměr fází α a γ je rozhodujícím faktorem ovlivňujícím vlastnosti oceli CD3MWN. Ve srovnání s přímým kalením ve vodě se při procesu chlazení v roztoku s následným kalením ve vodě v mikrostruktuře nevysráží fáze σ, jedná se o dvoufázovou strukturu fází α a γ s poměrem obou fází blížícím se 1:1, která má lepší komplexní vlastnosti. Při výrobním procesu odlitků CD3MWN by se měl upřednostňovat proces chlazení v roztoku, chlazení v peci a následné kalení ve vodě, což nejenže zajistí lepší soulad pevnosti a plasticity, ale také sníží rizika spojená s kalením ve vodě za vysokých teplot pro odlitky. Duplexní nerezová ocel se skládá z austenitových a feritových fází s vynikajícími komplexními vlastnostmi a je široce používána v prostředích s chloridovými ionty, v námořním strojírenství, petrochemickém a plynárenském průmyslu, lodním průmyslu, výrobě papíru, energetice a dalších průmyslových odvětvích. Vývoj duplexní nerezové oceli prošel třemi generacemi. Od vývoje superduplexní nerezové oceli třetí generace se díky svým vynikajícím mechanickým vlastnostem a vysoké odolnosti proti korozi, jakož i cenovým výhodám ve srovnání se superaustenitickou nerezovou ocelí a slitinami na bázi niklu s podobnými vlastnostmi, jejich průmyslové využití v souvisejících oborech rychle rozrostlo. CD3MWN je litá superduplexní nerezová ocel, poprvé navržená v americké normě ASTM A890/A890M-12, patřící do čtvrté generace duplexní nerezové oceli s ekvivalentním číslem odolnosti proti důlkové korozi (PREN) ≥45. Ve srovnání s duplexní nerezovou ocelí třetí generace má CD3MWN vyšší obsah Cr, Mo a N a její mikrostruktura a vlastnosti jsou citlivější na procesy tepelného zpracování. Nesprávné procesy tepelného zpracování mohou způsobit výrazné snížení plasticity a odolnosti materiálu proti korozi, což ovlivňuje jeho běžné použití. Norma stanoví, že teplota tepelného zpracování by neměla být nižší než 1130 °C a poté by se ochlazovalo v peci na teplotu nejméně 1060 °C a následně by mělo následovat rychlé ochlazení. V současné době mnoho vědců studuje vliv různých teplot roztoku na mikrostrukturu a vlastnosti CD3MWN, ale existuje jen málo studií o procesu chlazení specifikovaném v normě, kterým je chlazení v peci po zpracování roztokem následované rychlým ochlazením, a jeho vlivu na mikrostrukturu a vlastnosti CD3MWN nebyla věnována pozornost. Tato studie zkoumá vliv různých teplot ochlazování pece na mikrostrukturu a mechanické vlastnosti superduplexní nerezové oceli CD3MWN po výdrži při 1140 °C s cílem pochopit zákonitosti změny její mikrostruktury a vlastností a poskytnout určité vodítko pro výzkum a výrobu superduplexní nerezové oceli.

 

1. Experimentální materiály a metody

1.1 Experimentální materiály

Jako experimentální materiál byla vybrána superduplexní nerezová ocel ASTM A890/A890M CD3MWN. Jako suroviny byly použity čisté železo, kovový chrom, ferochromnitrid, elektrolytický nikl, molybdenové tyče, wolframové tyče, elektrolytický mangan, ferobor, slitina lanthanu a ceru a slitina křemíku a baria. Materiály byly roztaveny ve středofrekvenční indukční peci a poté odlity do zkušebních bloků s jedním nosníkem o rozměrech 260 mm × 170 mm × 40 mm. Dle požadavků různých testů byly v centrální oblasti připraveny vzorky odpovídajících velikostí řezáním drátem. Vzorky byly tepelně zpracovány v odporové peci pro tepelné zpracování a poté podrobeny různým testům, jako jsou chemické, metalografické a mechanické testy vlastností. Chemické složení zkušebních bloků bylo analyzováno pomocí optického emisního spektrometru QSN750-II a analyzátoru plynů TCH600. Výsledky jsou uvedeny v tabulce 1.

Tabulka 1 Chemické složení slitiny CD3MWN v testované oceli

 

1.2 Testovací metody

Zkušební ocel CD3MWN byla udržována při teplotě 1140 °C, 1120 °C, 1100 °C, 1080 °C a 1060 °C po dobu 2 hodin a poté kalena ve vodě. Další skupina byla udržována při teplotě 1140 °C po dobu 2 hodin a poté byla pec ochlazena na 1120 °C, 1100 °C, 1080 °C a 1060 °C před kalením ve vodě. Mikrostruktura byla pozorována pomocí metalografického mikroskopu ZEISS Observer.Z1m po leptání roztokem metabisulfitu sodného v kyselině chlorovodíkové. V souladu s ustanoveními normy GB/T 13305—2008 „Metalografická metoda pro stanovení plošného obsahu α fáze v nerezové oceli“ byly metalografické snímky zpracovány pomocí softwaru pro zpracování obrazu OLYCIA M3 LEXT. Pro každou teplotu bylo vybráno deset zorných polí a z průměrné hodnoty byl změřen obsah feritu a vysrážené fáze. Morfologie vysrážené fáze a elektronové difrakční skvrny byly pozorovány pomocí transmisního elektronového mikroskopu JEM-2100 a složení vysrážené fáze bylo analyzováno pomocí rentgenového energeticky disperzního spektrometru Genesis. Mez kluzu a pevnost v tahu byly testovány pomocí zkušebního stroje SINTECH20/G 100 kN s velikostí vzorku Φ16 mm × 100 mm, přičemž střední část měla rozměry Φ8.75 mm × 60 mm. Tvrdost vzorků podle Brinella byla testována pomocí tvrdoměru Brinell HB-3000B s velikostí vzorku 20 mm × 10 mm × 10 mm. Rázová houževnatost testované oceli byla stanovena pomocí kyvadlového rázového stroje ZBC 2302-C s velikostí vzorku 55 mm × 10 mm × 10 mm a zářezem ve tvaru V. Morfologie povrchu lomu při nárazu byla pozorována pomocí rastrovacího elektronového mikroskopu Quanta 650.

 

2. Výsledky testu a analýza

2.1 Vlivy procesu ochlazování roztokem na mikrostrukturu oceli CD3MWN

Stejně jako u předchozích tří generací duplexních nerezových ocelí má superduplexní nerezová ocel CD3MWN fázový poměr α/γ určený především chemickým složením a teplotou tepelného zpracování, přičemž chemické složení hraje dominantní roli a teplota tepelného zpracování má pomocnou regulační roli. Vzhledem k konstantnímu chemickému složení testované oceli hraje tepelné zpracování klíčovou roli v regulaci fázového poměru. Podle normy ASTM A890/A890M by teplota tepelného zpracování oceli CD3MWN neměla být nižší než 1130 °C a před rychlým ochlazením by měla být v peci ochlazena na nejméně 1060 °C. Proto je velmi důležité prozkoumat vliv různých teplot ochlazování v peci na mikrostrukturu oceli CD3MWN.

 

 

2.1.1 Přímé kalení vodou

Obrázky 1(a)-(e) ukazují mikrostruktury po přímém kalení ve vodě při různých teplotách po dobu 2 hodin. Tmavé oblasti představují fázi α, světle šedé oblasti fázi γ a kolem hranic fáze γ jsou jasně bílé sraženiny. Z obr. 1 je patrné, že austenit je na feritové matrici rozložen v dlouhých proužcích. S rostoucí teplotou tepelného zpracování se poměr stran austenitu neustále snižuje a množství austenitické fáze klesá a postupně se sféroidizuje. Z obr. 1(a) a 1(b) je patrné, že po tepelném zpracování při 1060 °C a 1080 °C je v mikrostruktuře velké množství nerozpuštěných jasně bílých sraženin. Na obr. 1(c) je také několik jasně bílých sraženin. Pro objasnění struktury a typu sraženin byla na vzorcích provedena analýza transmisní elektronovou mikroskopií a morfologie a elektronové difrakční obrazce jsou znázorněny na obr. 2 a 3. Precipitáty mají tetragonální strukturu a nacházejí se na fázových rozhraních mezi feritem a austenitem. Výsledky energetického spektra v tabulce 2 ukazují, že precipitáty jsou obohaceny feritotvornými prvky Cr a Mo. Tato precipitát je sraženina bohatá na Cr a Mo a její precipitační chování odpovídá precipitačnímu zákonu σ fáze. Proto bylo stanoveno, že precipitát je σ fáze.

Na obr. 1(d) a 1(e) však nebyly pozorovány žádné sraženiny, což naznačuje, že sraženiny se mohou zcela rozpustit při teplotách nad 1120 °C. Výsledky simulace fázového diagramu Rajkumara [4] pro ocel CD3MWN ukazují, že fáze σ stále existuje v oceli při teplotě kolem 1080 °C. Protože výsledky výpočtů popisují termodynamické rovnovážné podmínky, zatímco testovaná ocel je během skutečného tepelného zpracování a zkoušení v téměř rovnovážném stavu, existuje odchylka mezi výsledky zkoušky a výsledky výpočtu. Proto při tepelném zpracování testované oceli při 1100 °C je v mikrostruktuře stále několik nerozpuštěných fází σ. Po určité době tepelného zpracování při 1120 °C a 1140 °C se však fáze σ v oceli CD3MWN zcela rozpustila.

 

(a) 1060 °C × 2 hodiny

 

(b) 1080 °C × 2 hodiny

 

(c) 1000 °C × 2 hodiny

 

(d) 120 °C × 2 hodiny

 

(e) 1 140 °C × 2 h

 

Obrázek 1: Mikrostruktura testované oceli CD3MWN při různých teplotách tepelného zpracování

 

Obrázek 2 Morfologie vysrážených fází vzniklých tepelným zpracováním při 1060 ℃

 

Obrázek 3 Elektronový difrakční obrazec vysrážené fáze

 

Tabulka 2 Obsah prvků ve sražených fázích

 

Tabulka 3 ukazuje obsah feritové fáze a výsledky detekce obsahu fáze. S rostoucí teplotou tepelného zpracování se obsah feritové fáze zvyšuje. Při 1100 ℃ se poměr feritové fáze k austenitické fázi blíží 1:1.

 

Tabulka 3 Obsah fáze α a fáze σ v testované oceli při různých teplotách rozpouštěcího zpracování

 

2.1.2 Chlazení pece následované kalením vodou

Obrázek 4 ukazuje morfologii mikrostruktury po 1140 hodinách udržování při teplotě 2 °C a následném ochlazení pece na různé teploty před kalením ve vodě. Je vidět, že ve srovnání s přímým kalením ve vodě se po ochlazení pece a následném kalení ve vodě v mikrostruktuře nevysráží žádná fáze σ. Mikrostruktura se skládá z fází austenitu a feritu s menším počtem protáhlých oblastí austenitické fáze a rovnoměrnější a hladší strukturou austenitu. Zrna austenitu postupně sféroidizují [5-6]. Výsledky detekce obsahu feritu jsou uvedeny v tabulce 4. Ve srovnání s přímým kalením ve vodě je poměr obou fází blíže 1:1 a méně se mění se změnou teploty tepelného zpracování.

(a) 1060 °C

 

(b) 1080 °C

 

(c) 1100 °C

 

(d) 1120 °C

Obrázek 4 Mikrostruktura testované oceli CD3MWN při různých teplotách chlazení pece

 

Tabulka 4 Obsah fáze α v testované oceli při různých teplotách chlazení pece

Výzkum ukazuje, že nejcitlivější teplota pro precipitaci fáze σ v oceli CD3MWN je přibližně 950 ℃. Proto je teplota nosu izotermické transformační křivky fáze σ v CD3MWN přibližně 950 ℃. 1060 ℃ a 1080 ℃ se nacházejí v blízkosti horní hranice teploty precipitace fáze σ a vysrážení fáze σ při těchto teplotách trvá relativně dlouho. Po ochlazení pece ve vodě, po zahřátí a udržení při teplotě 1140 ℃ po dobu 2 hodin se všechny vysrážené fáze v odlité oceli CD3MWN zcela rozpustí a distribuce Cr, Mo, Ni a dalších prvků ve fázích α a γ bývá rovnoměrná a složení obou fází je si podobnější [8]. Během procesu chlazení v peci se ocel po ochlazení na nastavenou teplotu vyjme k kalení ve vodě a doba výdrže při této teplotě není dlouhá, takže difuze Cr, Mo a dalších prvků je nedostatečná a nemůže dojít k agregaci prvků Cr a Mo, což ovlivňuje srážení fáze σ.

 

 

2.2 Vlivy tepelného zpracování na mechanické vlastnosti

2.2.1 Rázová houževnatost

Obrázek 5 ukazuje změnu rázové houževnatosti oceli CD3MWN při pokojové teplotě za různých procesů tepelného zpracování. Z obrázku je patrné, že při přímém kalení ve vodě má fáze σ významný vliv na rázovou houževnatost oceli CD3MWN. Při vysokém obsahu fáze σ je rázová houževnatost pouze 4 J při 1060 °C a 6 J při 1080 °C. Je to proto, že fáze σ má vysokou tvrdost a křehkost a tetragonální krystalovou strukturu. Často se vysráží na rozhraní mezi feritem a austenitem a na hranicích feritových zrn, čímž brání posuvu dislokací a brání jejich pohybu. Výsledkem je planární hromadění dislokací a ztěžuje jejich pohyb. Zároveň se zkracuje vzdálenost posuvu dislokací, což sice vytváří určitý zpevňující efekt, ale snižuje plasticitu. Jak je znázorněno na obrázku 6(a), je patrný zřetelný lomový povrch štěpení, který téměř nemá schopnost absorbovat energii nárazu. Ve srovnání s nízkoteplotní rázovou houževnatostí je vliv obsahu fáze σ na rázovou houževnatost duplexní nerezové oceli při pokojové teplotě menší, když je obsah fáze σ nízký [9]. Při 1100 °C je v důsledku extrémně nízkého obsahu fáze σ rázová houževnatost ovlivněna hlavně poměrem obou fází a rázová houževnatost při pokojové teplotě může stále dosáhnout 117 J. Při 1120 °C a výše je fáze σ zcela rozpuštěna. Se zvyšující se teplotou tepelného zpracování se zvyšuje obsah tvrdé a silné fáze α, zatímco obsah měkké a houževnaté fáze γ klesá. Testovaná ocel vykazuje trend snižování rázové energie. Jak je znázorněno na obrázku 6(b), morfologie lomové plochy testované oceli po tepelném zpracování při 1120 °C je rozložena s důlky různých velikostí. Černé skvrny na obrázku jsou inkluze v testované oceli, které v okamžiku lomu odpadají z matrice jako první a stávají se středem důlků.

Obrázek 5 Vrubové vlastnosti při různých teplotách tepelného zpracování

 

(a) 1,060 XNUMX °C

(b) 1,120 XNUMX °C

Obrázek 6 ukazuje morfologii lomu v rázu testované oceli. Pokud se použije ochlazování v peci následované procesem kalení ve vodě, je rázová houževnatost oceli CD3MWN ovlivněna především poměrem dvou fází. Se změnou poměru dvou fází vykazuje rázová houževnatost pomalu klesající trend.

2.2.2 Tvrdost povrchu

Obrázek 7 ukazuje změnu povrchové tvrdosti oceli CD3MWN za různých procesů tepelného zpracování. Při přímém kalení ve vodě je tvrdost oceli CD3MWN relativně vysoká při 1060 ℃ a 1080 ℃. Se zvyšující se teplotou roztoku má hodnota tvrdosti tendenci se stabilizovat, což je v souladu s výše uvedeným pravidlem teploty precipitace fáze σ. Pokud se však použije ochlazování v peci a následné kalení ve vodě, hodnoty tvrdosti oceli CD3MWN mají tendenci se stabilizovat. S rostoucí teplotou chlazení v peci se zvyšuje podíl feritové fáze a hodnota tvrdosti vykazuje mírně rostoucí trend.

 

Obrázek 7 Tvrdost při různých teplotách tepelného zpracování

 

2.2.3 Tahové vlastnosti

Obrázek 8 ukazuje změnu hodnot pevnosti oceli CD3MWN za dvou různých procesů tepelného zpracování. Z obrázku je patrné, že při přímém kalení ve vodě dosahují meze kluzu a pevnost v tahu testované oceli maxima při 1100 ℃, mírně klesají při 1120 ℃ a poté se opět zvyšují při 1140 ℃.

Změna poměru feritových a austenitických fází a precipitace σ fáze bude mít určitý vliv na mechanické vlastnosti duplexní nerezové oceli. Vzhledem k tomu, že se σ fáze obvykle precipituje na rozhraní mezi feritem a austenitem a na hranicích feritových zrn, značně poškozuje plasticitu a houževnatost materiálu. Jak je znázorněno na obrázku 5, existence σ fáze má významný vliv na plasticitu a houževnatost materiálu. Zároveň je však σ fáze tvrdá a křehká, s mnohem vyšší tvrdostí než ferit a austenit a má také vliv na dislokace, což může účinně zvýšit pevnost slitiny.

Obrázek 8: pevnost v tahu a mez kluzu oceli CD3MWN při různých teplotách tepelného zpracování.

 

Z obrázku 8 je patrné, že při přímém kalení ve vodě při teplotě 1100 °C a nižší zvyšuje přítomnost fáze σ pevnost v tahu a mez kluzu materiálu. Při přímém kalení ve vodě při 1100 °C dosahují pevnost v tahu a mez kluzu maximálních hodnot v důsledku dvojího zpevňovacího účinku objemově centrované kubické feritové fáze a fáze σ. Při přímém kalení ve vodě při 1120 °C zpevňovací účinek fáze σ mizí a zpevňovací účinek způsobený nárůstem feritu nestačí k vyrovnání ztráty pevnosti způsobené rozpouštěním fáze σ, takže pevnost v tahu a mez kluzu vykazují klesající trend. Při přímém kalení ve vodě při 1140 °C se obsah feritu dále zvyšuje a dále se zvyšují i ​​pevnost v tahu a mez kluzu.

 

Po ochlazení v peci a následném kalení ve vodě je mikrostruktura materiálu převážně dvoufázová, tvořená feritem a austenitem. Obsah feritu se zvyšuje z 51.99 % na 53.76 %, což vede k pomalému nárůstu meze kluzu a pevnosti v tahu. Při tepelném zpracování 1120 °C je obsah feritu v testované oceli 54.61 % při přímém kalení ve vodě a 53.76 % při chlazení v peci a následném kalení ve vodě. Obsah feritu v testované oceli po obou procesech tepelného zpracování se liší pouze o 0.85 %. Vzhledem k absenci fáze σ určuje poměr těchto dvou fází pevnost v tahu a mez kluzu testované oceli a pevnost v tahu a mez kluzu obou fází dosahují stejné úrovně.

 

2.3 Vliv procesu tepelného zpracování na výrobu odlitků

 

Vzhledem k tomu, že duplexní nerezová ocel je při vysokých teplotách velmi měkká, jsou odlitky bez dostatečné opory náchylné k deformaci a deformaci, zejména u velkých tenkostěnných odlitků, což je velmi důležitý problém. Zkrácením doby tepelného zpracování, snížením rychlosti ohřevu nebo použitím teploty tepelného zpracování nižší než doporučená hodnota lze deformaci minimalizovat. Toto úsilí však může zabránit rozpuštění vysrážené fáze nebo vést k tvorbě dalších vysrážených fází, čímž se snižuje odolnost proti korozi a houževnatost odlitků. Pokud je tloušťka stěny odlitků nerovnoměrná, vysoká teplota tepelného zpracování způsobí, že tenkostěnné oblasti se během rychlého ochlazování ochlazují rychleji než tlustostěnné oblasti, což má za následek teplotní gradienty a rozdíly ve smršťování v různých částech. To často generuje značné tepelné napětí v odlitcích, což vede k deformaci a dokonce i k praskání.

 

Stručně řečeno, během výroby a zpracování odlitků, aby byly zajištěny uspokojivé technické vlastnosti duplexní nerezové oceli, by měl být upřednostňován proces chlazení v roztoku s následným kalením ve vodě, přičemž teplota chlazení v peci by měla být nejlépe nastavena na 1080 °C. Tento přístup nejen zajišťuje dobrou rovnováhu mezi pevností a plasticitou, ale také snižuje rizika spojená s kalením ve vodě za vysokých teplot pro odlitky. Zároveň je třeba se vyhnout delšímu setrvání v teplotním rozmezí citlivém na sražené fáze. Při provádění chlazení v roztoku na odlitcích z oceli CD3MWN ve výrobním závodě by mělo být rychlé chlazení po chlazení v roztoku přísně kontrolováno a odlitky by měly být rychle ochlazeny v křehké zóně (750-1080 °C). Teplota vody v chladicí lázni by měla být udržována pod 25 °C. U tenkostěnných a složitých odlitků by měly být provedeny také antideformační a vysokoteplotní antioxidační úpravy.

 

Závěry 3

(1) Pokud je superduplexní nerezová ocel CD3MWN přímo kalená ve vodě při teplotách pod 1120 ℃, množství vysrážené fáze σ se zvyšuje s klesající teplotou a materiál má vysokou pevnost a tvrdost. Při přímém kalení ve vodě při teplotách nad 1120 ℃ se fáze σ zcela rozpustí a poměr feritové fáze a austenitické fáze je rozhodujícím faktorem ovlivňujícím vlastnosti oceli CD3MWN.

(2) Když je superduplexní nerezová ocel CD3MWN po ochlazení v peci kalena ve vodě, v mikrostruktuře se nevysráží fáze σ a jedná se o dvoufázovou strukturu feritu a austenitu. Poměr obou fází se blíží 1:1 a množství lamelárního austenitu klesá. S rostoucí teplotou ochlazování v peci vykazuje rázová houževnatost testované oceli klesající trend, zatímco povrchová tvrdost a pevnost se pomalu zvyšují.

(3) Nejlepší metodou tepelného zpracování oceli CD3MWN by mělo být kalení ve vodě po ochlazení v peci s teplotou chlazení v peci 1080 °C. V tomto okamžiku lze nejen zajistit dobrý poměr pevnosti a plastické houževnatosti, ale také snížit riziko, které pro odlitek představuje kalení ve vodě za vysokých teplot.