Popustna krhkost utopnega jekla UDK: 669.15'26'28'292-194:621.789 ASM/SLA: TS, Q26s, N8a B. Ule, F. Vodopivec, A. Rodič Raziskana je bila reverzibilna popustna krhkost utopnega jekla Č.4751 (Utop Mo 1), zaradi katere se jeklo lomi na intergranularen način. Predlagane so bile spremembe v toplotni obdelavi tega jekla, da bi se zmanjšali škodljivi vplivi popustne krhkosti. 1. UVOD Čeprav je glavni namen popuščanja po kaljenju zmanjšanje trdote in ustrezno povečanje žilavosti ter duktilnosti, pa v določenih pogojih prav popuščanje napravi jeklo krhko. V takšnih primerih govorimo o tako imenovani popustni krhkosti jekla. Danes so znane štiri različne oblike popustne krhkosti, in sicer: krhkost popuščenega martenzita oziroma enostopenjska popustna krhkost, reverzibilna popustna krhkost, ireverzibilna visokotemperaturna popustna krhkost ter ne nazadnje še degradacija lastnosti jekla zaradi večkratnega popuščanja. Od vseh naštetih oblik popustne krhkosti je najbolj raziskana reverzibilna popustna krhkost jekla, ki je posledica ravnotežnega segregiranja oligoelementov na mejah zrn ter s tem povezane dekohezije1. Reverzibilna popustna krhkost jekla se manifestira s poslabšanjem žilavosti že pri le malo znižanih temperaturah s sočasno spremembo načina preloma od transkristalnega cepljenja k intergranularni frakturi, medtem ko ostaja jeklo pri običajnih oziroma nekoliko višjih temperaturah še naprej žilavo. Ostale mehanske lastnosti jekla ostajajo pri tem praviloma nespremenjene. Jeklo Č.4751, namenjeno izdelavi kovaških orodij, je že dolgo let uporabljano utopno jeklo za delo v vročem iz prve generacije orodnih jekel. Pričakovali bi zato, da so lastnosti tega jekla dobro znane, pa vendar se na utopih občasno pojavlja krhki intergranularni lom. Takšen lom je lahko posledica precipitacije karbidov po mejah avstenitnih zrn med počasnim ohlajanjem s temperatur avstenitizacije2 ali pa, kot kažejo opravljene preiskave, posledica popuščanja jekla v kritičnem temperaturnem območju. 2. TEORETIČNI DEL Interkristaine segregacije ravnotežnega tipa nastajajo med izotermičnim žarjenjem. McLean1 je leta 1957 izpeljal teoretični izraz za določitev stacionarne koncentracije topljenca na kristalnih mejah. Sprejel je, da je v kristalni mreži zlitine N mrežnih mest s P atomi topljenca ter v neposredni okolici kristalnih mej nadaljnih n mrežnih mest nepravilne geometrije s p atomi topljenca v njih. Z uporabo statistične termodinamike je McLean izpeljal izraz za prosto energijo topljenca v obliki: AG = pe-PE-kT [ln n! N! — In (n — p)! p! (N — P)! P!], (1) kjer sta e in E energiji atomov topljenca na meji oziroma v matriksu. Iz zahteve po minimumu proste energije topljenca, ko ta ravnotežno segregira: ^ = 0 (2) sledi: dP n-p N-P exp kT oziroma bolj splošno: Xc AE ;-exp — 1 - X, kT (3) (4) kar je znana McLeanova enačba. Pri tem je Xb molski delež topljenca v monoplasti, Xc pa molski delež topljenca v matriksu. AE je molarna segregacija toplota topljenca na kristalnih mejah. Ako sprejmemo, da je za lom s cepljenjem (cleavage fracture) delo y potrebno za širjenje razpoke enako 2y„ kjer je ys energija na enoto površine cepilne razpoke, potem za intergranularno razpoko, kjer se energija novo nastale površine delno zmanjša za energijo kristalne meje, velja: Y = (2ys-Yb), (5) pri čemer je yb energija na enoto površine kristalne meje. Učinek segregirajočih elementov na člena ys in yb v enačbi (5) določa obseg pojavljanja krhkosti. Ugotovljeno je, da interkristaine koncentracije topljenca s trajanjem žarjenja najprej hitro naraščajo, in sicer tem hitreje, čim višja je temperatura, kot to zahteva temperaturna odvisnost koeficienta volumske difuzije. Maksimalna stacionarna koncentracija topljenca na mejah, dosežena po daljšem času, pa je skladno z enačbo (4) nižja pri višjih temperaturah izotermičnega žarjenja. Nastajanje opisanih ravnotežnih segregacij je rever-zibilno. Z ogrevanjem pri višjih temperaturah jih odpravimo ter nato s ponovnim žarjenjerp v kritičnem temperaturnem območju spet vzpostavimo. V začetku šestdesetih let je bilo splošno znano, da ravnotežno segregiranje nekovinskih elementov iz IV A in V A skupine periodnega sistema P, Sb, Sn, Si, (As?) na velikokotnih mejah ferita ob spremljajočem vplivu prehodnih kovin Cr, Mn, Ni in Mo povzroča nastanek reverzibilne popustne krhkosti jekla. V nekaterih primerih se segregiranje oligoelementov »I« ter prehodnih kovin »M« medsebojno pospešuje, ako je interakcija M-I na kristalnih mejah prednostno privlačnostna, v primerjavi z interakcijo Fe-I. V primerih pa, ko je interakcija M-I močnejša, postane njen učinek opazen že v notranjosti zrn. Ta učinek je nasproten prej opisanemu, oligoelement ujame prehodno kovino že v matriksu, segregiranje pa se zmanjša. Na ta način lahko deloma pojasnimo koristen vpliv molibdena na zmanjšanje škodljivih učinkov popustne krhkosti jekla4. 3. EKSPERIMENTALNI DEL Kinetika popuščanja utopnega jekla ter vpliv parametrov toplotne obdelave na žilavost in prelom takšnega jekla z 0,4% C, 5 % Cr, 1,3 % Mo in 0,4 % V sta že bili raziskani5. Ugotovljeno je bilo, da je proces raztapljanja karbidov v tem jeklu zelo hiter in že po eni uri žarjenja pri 1000°C se praktično celotna masa karbidov raztopi v avstenitu. Le del molibdena ostane vezan celo do 1200°C. Iste raziskave so še pokazale, da parametri toplotne obdelave ne vplivajo na žilavost in trdoto tega jekla pri časih popuščanja do 6 ur in pri temperaturah popuščanja do 500°C. Nad to temperaturo pa je opaziti škodljiv vpliv povečane temperature kaljenja, trajanja avsteniti-zacije in trajanja popuščanja. Mikromorfologijo preloma utopnega jekla s podobno sestavo je raziskal K. Rohmany s sodelavci". Ugotovil je, da se intergranularni prelom pojavlja pri tem jeklu po kaljenju s 1100°C in popuščanju pri 600°C ter da so prelomne površine obogatene s P, S, Cr, V in Mo, medtem ko prisotnost izrazitega C-pika v Augerjevih spektrih dokazuje izločene karbide po kristalnih mejah. Romhany na vzorcih, kaljenih s 1040"C in popuščenih pri 600°Č ni našel intergranularnega preloma, kar je v nasprotju tako z literaturnimi podatki5, kot tudi z rezultati naših preiskav. Rezultati meritev žilavosti, ki smo jih opravili na utopnem jeklu Č.4751, so zbrani v diagramu na sliki 1. Ugotovimo lahko, da je žilavost jekla, ki je bilo po popuščanju ohlajeno v peči, bistveno slabša od žilavosti jekla, ki je bilo po popuščanju ohlajeno v vodi. Odvisnost žilavosti jekla od hitrosti ohlajanja po popuščanju smo zasledili v temperaturnem območju popuščanja nad 480°C. Pojav je značilen za jekla, ki so popustno krhka, poslabšanje žilavosti pri počasnem ohlajanju s temperatur popuščanja pa je verjetno posledica izločanja terciarnega cementita na mejah zrn, ki so zaradi se-gregiranja oligoelementov že sicer oslabljene. Evolucija žilavosti homogenizacijsko žarjenega in kaljenega jekla v odvisnosti od temperature popuščanja je podobna tisti le kaljenega jekla, vendar pa so žilavosti homogenizacijsko žarjenega jekla v splošnem znatno nižje. Poslabšanje žilavosti homogenizacijsko žarjenega jekla je posledica naraslih zrn, ki so pri homogenizacijsko žarjenem, normaliziranem in nato kaljenem jeklu dosegla velikost 2 do 3 po ASTM, za razliko od jekla, ki ni bilo homogenizacijsko žarjeno in kjer je velikost zrn mnogo manjša, približno 6 po ASTM. Za prakso je ta ugotovitev manj pomembna, saj se homogenizacijsko žarjenje jekla izvrši pred kovanjem, med katerim jeklo rekristalizira. S homogenizacijskim žarjenjem smo želeli pri naših preiskavah zmanjšati stopnjo izcejanja, velika zrna pa so le neželjena posledica. Minimum žilavosti pri 460°C je rezultat precipitaci-je karbidov M7C3 in M:C v drobni disperzni obliki, kar poveča notranje napetosti v martenzitu, v katerem je še vedno visoka gostota dislokacij, značilna za kaljeno stanje7. Z višjo temperaturo popuščanja precipitati zrastejo, izgube koherenco z osnovo, žilavost in deformabil-nost jekla pa se poveča. V temperaturnem območju 620 do 640 °C zasledimo zastoj v pričakovani evoluciji žilavosti, ki je, kot bomo videli, posledica razvoja reverzibilne popustne krhkosti jekla. Medtem ko je prelom jekla, kaljenega s 1000°C ter popuščanega pri 500 °C, pretežno kvaziduktilen (slika 2), pa je prelom jekla, ki je bilo popuščeno pri 640 °C ter po popuščanju ohlajeno v vodi, sestavljen iz duktil- —i-1-rr- Trajanje avstenitizodje: V? ure _ Trajanje popuščanja: 5ur Po popuščanju, ohlajeno v vodi Kaljeno na zraku s 1000*0 Po popuščanju-ohlajeno v peči ^T Homogeni zirano 1140'C, I normalizirano in kaljeno na zraku sPOCC Slika 2 Prelom jekla, kaljenega s 1000 "C na zraku in popuščenega pri 500"C 3000x Fig. 2 Fracture surface of steel quenched from 1000 "C in air and tem-pered at 500 "C. Magn. 3000 x . 400 500 600 700 Temperatura popuščanja v "C Slika 1 Odvisnost med žilavostjo utopnega jekla in temperaturo popuščanja Fig. 1 Relationship betvveen the toughness of die steel and the tempe-ring temperature. Slika 3 Prelom jekla, kaljenega s 1000 "C na zraku, popuščenega pri 640 "C ter po popuščanju ohlajenega v vodi 300 x Fig. 3 Fracture surface of steel quenched from 1000'C in air, tempered at 640 "C, and cooled in water after quenching. Magn. 300 x . nih transkristalnih področij ter obsežnih področij inter-granularne krhkosti (slika 3). Jeklo, popuščeno pri 690°C, ima skoraj neodvisno od načina ohlajanja po popuščanju prelom že povsem duktilen. Intergranularna krhkost je zlasti močno razvita v jeklu, ki je bilo po popuščanju pri 640°C ohlajeno v peči, in v jeklu, ki je bilo pred kaljenjem homogenizirano ter je bilo zato grobozrnato (slika 4). Slika 5 Augerjev spekter, posnet na intergranularni prelomni površini Fig. 5 Auger spectrum taken on the intergranular fracture surface. IkV, 10 mA Fe 40x 20x Slika 4 Prelom jekla, kaljenega s 1000 °C na zraku, popuščenega pri 640°C ter po popuščanju ohlajenega v peči 300 x Fig. 4 Fracture surface of steel quenched from 1000 "C in air, tempered at 640 "C, and cooled in furnace after tempering. Magn. 300 x. Prel omne površine homogenizacijsko žarjenega jekla, ki je bilo po kaljenju s 1000°C popuščeno pri 640°C ter po popuščanju ohlajeno v peči, smo preiskali še z Augerjevo spektroskopijo elektronov*. Na sliki 5 je * Augerjeve spektre je posnel in ovrednotil Praček Borut, dipl. ing. raziskovalec na 1EVT v Ljubljani E Slika 6 Augerjev spekter, posnet približno 10 nm pod intergranularno površino Fig. 6 Auger spectrum taken about 10 nm below the intergranular surface. prikazan Augerjev spekter, posnet neposredno na sami interkristalni površini, medtem ko je na sliki 6 prikazan spekter, posnet po kratkotrajnem ionskem jedkanju približno 10 nm pod interkristalno površino. C-pik v tem spektru je značilen za karbidno obliko ogljika. Iz Augerjevih spektrov izračunane koncentracije elementov 2 do 3 nm pod interkristalno površino so v 1 kV, 10 mA Fe atomskih odstotkih: 0,5 % P, 1 % Mo, 12,1% C, 1,5% Ca, 0,7 %N, 22,4% O, 55,8 % Fe, 5,2 % Cr in 0,7 % S. Očitno je torej interkristalna površina vzorca kontaminirana z adsorbiranimi ogljikovodiki in kisikom iz atmosfere. Omeniti moramo, da smo ponekod namerili celo do 1,1 % P in 1 % S na globini, kjer je bila koncentracija kisika le še 2,9 %. Rohmany7 je na inter-granularnih površinah podobnega jekla nameril do 6 % P, kar je skladno z dejstvom, da fosfor segregira le v mono ali diatomarnih plasteh. Da bi eksperimentalno potrdili reverzibilni značaj ugotovljene popustne krhkosti utopnega jekla, smo del vzorcev, ki so že bili popuščeni pri 620 °C in po popuščanju ohlajeni v peči, ponovno popuščali še pri 680°C ter jih ohladili v vodi. Od tako toplotno obdelanih vzorcev smo nato manjši del še enkrat popuščali pri 620°C ter po popuščanju ohladili v peči. Rezultati meritev so zbrani v tabeli 1. Žilavost po popuščanju pri 680°C naraste na pričakovane vrednosti, nato pa po ponovnem popuščanju pri 620 °C ter ohlajanju v peči pade na vrednosti, ki so le nekoliko višje od onih, ki jih ima jeklo že po prvem popuščanju pri 620"C. Reverzibilni značaj krhkosti utopnega jekla je tako dokazan. Tabela 1: Žilavost jekla v odvisnosti od toplotnih obdelav Žilavost DVM (J) pri načinih popuščanja 620 "C/peč 620°C/peč C/peč +680oC/j;oda + 680 C/voda +620.C/peč Homogeniza-cijsko žarjeno, normalizirano in kaljeno 16, 14, 17 32,38,30 20,20,17 Kaljeno 21,27, 25 68, 76, 62 40, 34, 34 4. SKLEPI V utopnem jeklu za delo v vročem Č.4751 se pri temperaturah popuščanja 620 do 640 °C razvije reverzi-bilna popustna krhkost, ki se manifestira z zastojem v evoluciji žilavosti ter intergranularno obliko preloma. Intergranularni prelom je posledica obogatitve kristalnih mej s fosforjem, žveplom ter karbidi. Ugotavljamo nadalje, da je žilavost tega jekla po popuščanju nad 480°C odvisna tudi od načina ohlajanja po popuščanju. Škodljiv vpliv visoke temperature avstenitizacije na žilavost utopnega jekla je posledica nagle rasti kristalnih zrn. Jeklo, ki je bilo homogeniza-cijsko žarjeno pri 1180°C in nato ni bilo predelano v vročem, ima kljub kasnejši normalizaciji ter poboljša-nju občutno bolj groba zrna od jekla, ki ni bilo homoge-nizacijsko žarjeno. Lahko domnevamo, da je povsem intergranularni prelom grobozrnatega jekla posledica kritične obogatitve kristalnih mej, katerih skupna površina je zaradi velikih zrn močno zmanjšana. Na osnovi ugotovljenega sklepamo, daje optimalna temperatura avstenitizacije tega utopnega jekla 980 do 1000°C. Po popuščanju pa je priporočljivo tiste utope, katerih geometrija to dovoljuje, ohlajati nekoliko hitreje, najbolje v olju. Literatura 1. Seah, M. P.: Surface Science 53 (1975), str. 168—212 2. Kosec, L. et al.: Termomehanička obrada i krtost čelika Č.4751. Zbornik simpozija o toplotni obdelavi in kovinskih gradivih JUSTOM '83, Novi Sad, 24.-27. maja 1983, str. 167-174 3. McLean, D.: Grain Boundaries in Metals, Oxford Univ. Press, London 1957 4. Domoulin, Ph. et al.: Memoires Scientifiques de la Revue de Metallurgie 76 (1979), str. 187 5. Vodopivec, F. et al.: Tehnika 35 (1984), str. 35—42 6. Rohmany, K. et al.: Kristali und Technik 15 (1980), str. 471-477 7. Banerjee, R. B.: J. Iron Steel Inst., jan. (1965), str. 166 ZUSAMMENFASSUNG Der Einfluss der Warmebehandlung auf die Zahigkeit und das Bruchgefiige eines Matrizenstahles mit der Zusammenset-zung 0,4% C, 5% Cr, 1,3% Mo und 0,4% V ist untersucht worden. Der Stahl wurde von der Temperatur 1000 "C an der Luft abgeschreckt, 5 Stunden an der Temperatur 400 bis 690 °C angelassen und nach dem Anlassen im Ofen bzw. im Wasser abgekuhlt. Der untersuchte Stahl weisst nach dem Anlassen im Temperaturbereich von 460 bis 480°C eine minimale Zahigkeit auf, und zwar wegen der Ausscheidung von Karbiden des Types M7C3 und M:C. Das Bruchgefiige dieser Proben ist vor-vviegend quasiverformbar und Sprode transkristallin. Bei hoheren Anlasstemperaturen wird auch die Zahigkeit von Stahl grosser, ist aber bei Anlasstemperaturen iiber 480°C noch von der Abkuhlgeschwindigkeit nach dem Anlassen ab-hangig. Im Anlasstemperaturbereich von 620 bis 640°C kommt zu einer Stockung der ervvarteten Zahigkeitsevolution, der Bruch wird interkristallin. Die Elektronnenspektroskopie nach Auger zeigt, dass die interkristallinen, Flachen mit Phosphor, Schvvefel und ausgeschiedenen Karbiden angereichert sind. Das Anlassen eines interkristallin sproden Stahles bei 690°C ergibt eine gute Zahigkeit und eine duktile Bruchform jedoch wird durch ein vviederholtes Anlassen solchen Zahen Stahles bei 620°C mit auschliesender langsamer Abktihlung die inter-kristalline Sprodigkeit herforgerufen. Die beschriebenen Ver-suche beweisen, dass es sich tatsachlich um eine reversible An-lasssprodigkeit handelt. Matrizenstahl der vor dem Harten einer Diffusionsgluhung unterzogen wurde, hatte trotz dem Normalgltihen, dass dem Diffusionsgluhen folgte, grobe Korner, deswegen wird beim Anlassen solchen Stahles schon nach kurzer Zeit kritische An-reicherung der Kristallgrenzen, wegen ihrer kleinen Gesamt-oberflache, erreicht. Auf Grund der Ergebnisse kann festgestellt werden, dass die optimale Hartetemperatur des untersuchten Matrizenstahles zwischen 980 und 1000°C ist. Nach dem Anlassen wird empfohlen die Matrizen in Ol abzukiihlen wenn die Matrizen-geometrie es erlaubt. ŽEZB 19 (1985) 5lev. 3 SUMMARY Influence of heat treatment on the toughness and the frac-ture of die steel with 0.4 % C, 5 % Cr, 1.3 % Mo, and 0.4 % V was investigated. Steel was quenched from 1000°C in air, tempered 5 hours at 400 to 690°C, and then cooled in furnace or in water. The lowest toughness had the tested steel after tempering between 460 and 480 "C due to precipitation of M7C, and M:C type carbides. Fracture surface of the samples was mainly qua-siductile and brittle transcrystalline. The toughness of steel is higher at increased tempering temperatures, but at the tempering temperatures over 480"C it depends also on the cooling rate after tempering. In the tempering temperature interval 620 to 640 "C a stag-nation was observed in the expected toughness curve while the fracture surface becomes intergranular. Auger electron spec- troscopy showed that intergranular surfaces are enriched vvith phosphorus, sulphur and precipitated carbides. Tempering of intergranulary brittle steel at 690 "C gives good toughness with ductile fracture but subsequent tempering of such tough steel at 620 "C with slow cooling after tempering causes again the intergranular brittleness. Die steel being homogenized before quenching had coarse grains though it was normalized after homogenization. Thus in tempering such steel already in short time the critical enrich-ment of crystal boundaries is achieved because of their small total surface. Based on the results of investigations it can be suggested that the optimal temperature for hardening the investigated die steel is betvveen 980 and 1000 "C, and after tempering the dies should be cooled in oil if their geometry allovvs it. 3AKJ1K3MEHHE ABTOpbl 3T0H CTaTbH HCCJieaOBajlU BJlHHHHe TenjlOBOH 06-pa60TKH Ha BJHKOCTb H pa3JIOM UJTaMnOBOHHOH CTaJIH C 0,4 % C, 5 % Cr, 1,3 % Mo i 0,4 % V. 3aKajnca CTajiH BbinonHHJiacb c TeMn-pe 1000°C Ha B03ay-xe, CHHTHe Hanpji>KeHHfl 5 nacoB npn TeMn-ax 400 ao 690 "C h nocjie 3Toro ox_na>Kaa.iocb b nenu oth. Ha Bomyxe. MccjieaoBaHHaa CTajib HvieeT MHHHMajibHyio BH3KOCTb no-cjie chathh hanpa>kehhh b TeMn-ofi o6jiacTH Me)K.ay 460—480"C BCJiei]CTBHH nepuHnuTauHH Kap6naoB runa M7Cj h MiC. riOBepXHOCTb H3J10Ma 3thx 06pa3U0B KBa3HiiyKTHJlb-ha« h TpaHCKpHCTajuiHMecKH xpynKaa. C noBbiLueHHeM Tevin-pbi chhthh HanpaaceHHH noBbiiuaeT-ca TaKJKe bh3k0ctb CTajiH, K0T0paa npn TeMn-pe chhths Ha-npa)KeHHH CBbiuie 480°C 3aBHCHT eme TOJibKO oa 6biCTpoTbi oxjia)KiieHHsi nocjie chhthh hanphhcemih. B temn-hofi o6iiacTH chhths hanpa>kehhh 620 ao 640°C 3a\iekeh 3acTofi b ohcaaaemoh sbojiiouhh bmkocth, h3jiom crajiH craHOBHTbca HHTeprpaHyjiapeH. AyrepoBa cneKTpo-CKonna 3/ieKTp0H0B noKa3WBaeT, hto HHTeprpaHyji5ipHi>ie no-BepxHocTH o6orauteHHbi c 4>ocOpMOH H3JTOM3, xoth »e nOBTOpHOe CHSTHe Ha-npSDKeHHH 3TOH bh3koh CT3J1H nph 620°C nph MeflJieHHOM oxjia)KiieHHH noc.ne chhths hanpsacehhs noBJieneT CHOBa hh-TeprpaHy^apHyK) xpynKOCTb. OnncaHHbie HCCJieaoBaHHJi aoica3biBaioT, hto npH stom b cymecTBeHHocTH npoHCxonHT peBepcHBHbiu npouecc chhthh Hanp»>KeHHSi crajiH. iiltamnobahhah crajib, KOTOpaa ao 3aKajiKH 6bijia noa-BeprHyTa r0M0reHH3auHHCK0M OT*Hry HMena HecMOTp« Ha HopMaJiH3auwo, KOTopaa BbinojiHHJiacb nocjie roMoreHH3a-uhohhoto ot)KHra, rpy6bie 3epHa. BcjiencTBHH stoto bo Bpe-MH chhthh HanpHKeHHH TaKOH CTajlH yxe B TeneHHH KOpOTKO-ro BpeMeHH n0JiyneH0 KpHTHHecKaa o6orotueHHe KpHCTajuiH-necKHx rpaHHu bcjicuctbhh hx He6oJibuioB o6uiefi noBepxHO- cth. Ha 0CH0BaHMH pe3y^bTaTOB onpeaejiHJiH, hto onTHMajib-Haa TeMn-pa 3aicajiKH HCCJieiiOBaHHOH uiTaMnoBOHHofi CTajiH Me)Kity 980 h 1000"C, a nocjie chhthh hanpaacehhh c0betyetch oxna»caaTb uiTaMnbi b MacJie, ecjin hx reoMeTpna sto n03B0-jiaeT.