UNIVERZA V LJUBLJANI
NARAVOSLOVNOTEHNIŠKA FAKULTETA
DIPLOMSKO DELO
NASTJA LENART
LJUBLJANA 2021
UNIVERZA V LJUBLJANI
NARAVOSLOVNOTEHNIŠKA FAKULTETA ODDELEK ZA MATERIALE IN METALURGIJO
PREOBLIKOVALNOST DUPLEKSNEGA JEKLA PK338
DIPLOMSKO DELO
NASTJA LENART
LJUBLJANA, september 2021
UNIVERSITY OF LJUBLJANA
FACULTY OF NATURAL SCIENCES AND ENGINEERING DEPARTMENT OF MATERIALS AND METALLURGY
WORKABAILLITY OF DUPLEX STEEL PK338
DIPLOMA WORK
NASTJA LENART
LJUBLJANA, September 2021
IV PODATKI O DIPLOMSKEM DELU
Število listov: 53 Število strani: 40 Število slik: 31 Število preglednic: 18 Število literaturnih virov: 22 Število prilog: 0
Študijski program: Univerzitetni študijski program prve stopnje Inženirstvo materialov
Komisija za zagovor diplomskega dela:
Predsednik: prof. dr. Milan Bizjak Mentor: prof. dr. Peter Fajfar Somentor: Gašper Stopar Član: prof. dr. Milan Terčelj
Delovni somentor:
Ljubljana, ………….
V ZAHVALA
Zahvaljujem se mentorju, prof. dr. Petru Fajfarju, za vso pomoč, nasvete in podporo pri nastanku diplomskega dela.
Zahvalila bi se rada tudi Andreju Penku in Marku Češnjaju za pomoč pri izvedbi eksperimentalnega dela ter analizi rezultatov. Hvala tudi vsem zaposlenim na SIJ Metal Ravne z Oddelka za raziskave in razvoj za vso pomoč in usmeritve.
Zahvaljujem se svoji družini, posebej mami in očetu ter zaročencu Blažu za vso podporo tekom študija.
VI IZVLEČEK
V diplomskem delu smo raziskovali preoblikovalnost dupleksnega jekla PK338. Osredotočeni smo bili na konkretno šaržo 114825. Osnovni problem je valjanje na valjalnem stroju blooming, kjer v SIJ Metal Ravne to jeklo s težavo valjajo. Problem je nezmožnost doseganja visokih temperatur, ki bi bile za to jeklo primernejše. Za ponazoritev valjanja smo za raziskovanje uporabili termo-mehanski simulator stanj Gleeble 1500D. Izvedenih je bilo 10 tlačnih preizkusov. Preizkusi so potekali pri temperaturah 1250 °C, 1200 °C, 1150 °C, 1100 °C, 1050
°C, 1000 °C, 950 °C, 900 °C, 850 °C in 800 °C ter hitrosti deformacije 1 s-1. Za ugotovitev optimalne temperature valjanja smo vzorcem pregledali mikrostrukturo. Pri valjanju se želimo izogniti izločanju sigma faze, ki nastopi pri nižjih temperaturah valjanja. Katere faze se izločajo glede na temperaturo valjanja, smo ugotovili s pomočjo analize Thermo-Calc. Pri danih pogojih testiranja je bilo jeklo dobro preoblikovalno.
Ključne besede: dupleksno jeklo PK338, tlačni preizkus, preoblikovanje v vročem
VII ABSTRACT
In the diploma thesis, we have investigated the deformability of duplex steel PK338. We have focused on the concrete batch 114825. The basic problem is rolling on a blooming rolling mill, and this steel is difficult to roll on the SIJ Metal Ravne. The problem is the inability to reach high temperatures that would be more suitable for this steel. A Gleeble 1500D thermo- mechanical state simulator was used to illustrate the rolling process. Ten hot compression tests were performed. The tests were performed at temperatures of 1250 ° C, 1200 ° C, 1150 ° C, 1100 ° C, 1050 ° C, 1000 ° C, 950 ° C, 900 ° C, 850 ° C and 800 ° C and strain rates of 1 s-1. The microstructure of deformed samples was studied to determine the optimum rolling temperature. During rolling, we need to avoid the elimination of the sigma phase that occurs at lower rolling temperatures. Thermo-Calc analysis was used to determine which phases are separated according to the rolling temperature. Under these test condition the steel has good workability.
Key words: duplex steel PK338, cumpression test, hot working
VIII VSEBINSKO KAZALO
1. UVOD ... 1
2. TEORIJA ... 2
2.1. DUPLEKSNA JEKLA ... 2
2.2. UPORABA DUPLEKSNIH JEKEL ... 2
2.3. SCHAEFFLERJEV DIAGRAM ... 2
2.4. RAZLIKA MED AVSTENITOM IN FERITOM ... 3
2.4.1. INTERSTICIJE ... 4
2.4.2. UTRJEVANJE ... 5
2.4.3. DIFUZIJA ... 6
2.4.4. TOPNOST ... 6
2.5. MIKROSTRUKTURA ... 7
2.6. KEMIČNA NEHOMOGENOST ... 8
2.6.1. MAKROSKOPSKE IZCEJE ... 8
2.6.1.1.NORMALNE BLOKOVNE IZCEJE ... 8
2.6.2. MIKROSKOPSKE IZCEJE ... 9
2.7. PREOBLIKOVANJE ... 10
2.7.1. PREOBLIKOVANJE V VROČEM ... 10
2.7.2. REKRISTALIZACIJA IN POPRAVA ... 13
3. EKSPERIMENTALNO DELO ... 15
3.1. PRIPRAVA VZORCEV ... 16
3.2. MERJENJE TRDOTE ... 18
3.2.1. MERJENJE TRDOTE PO BRINELLU ... 18
3.2.2. MERJENJE TRDOTE PO VICKERSU ... 19
3.3. MIKROSTRUKTURA PRED TLAČNIMI PREIZKUSI ... 20
3.3.1. BARVNO JEDKANJE ... 20
3.3.2. MERJENJE DELEŽA FERITA ... 21
3.4. KEMIČNA SESTAVA VZORCEV IN THERMO-CALC ANALIZA ... 21
3.5. TOPLOTNA PREVODNOST ... 23
3.6. TLAČNI PREIZKUSI NA GLEEBLU ... 23
3.6.1. TERMO-MEHANSKI SIMULATOR GLEEBLE 1500D ... 23
IX
3.6.2. TLAČNI PREIZKUS ... 24
3.6.3. POGOJI TESTIRANJA ... 25
3.6.4. POTEK TLAČNIH PREIZKUSOV ... 25
3.6.5. MIKROSTRUKTURA PO TLAČNIH PREIZKUSIH ... 26
4. REZULTATI IN RAZPRAVA ... 27
4.1. TRDOTA ... 27
4.2. MIKROSTRUKTURA ... 30
4.2.1. MIKROSTRUKTURA PRED TLAČNIMI PREIZKUSI ... 30
4.2.2. DELEŽ FERITA ... 30
4.3. THERMO-CALC ANALIZA ... 32
4.4. TOPLOTNA PREVODNOST ... 34
4.5. TLAČNI PREIZKUSI ... 35
4.6. KRIVULJE TEČENJA ... 36
5. ZAKLJUČKI ... 37
6. LITERATURA ... 38
X SEZNAM SLIK
Slika 1: Schaefflerjev diagram [14] ... 3
Slika 2: Fe-α TCK [2] ... 4
Slika 3: Fe-γ PCK [2] ... 4
Slika 4: Diagram odvisnosti trdnosti od količine legirnih elementov [2] ... 5
Slika 5: Diagram odvisnosti trdote od količine legirnega elementa v Fe-α [2] ... 6
Slika 6: Temperaturna odvisnost difuzijskih koeficientov v feritu [2] ... 6
Slika 7: Prikaz normalnih blokovnih izcej [2] ... 8
Slika 8: Mikroskopske izceje [2] ... 9
Slika 9: Določitev Cmin in Cmax [2] ... 10
Slika 10: Prelom pri kovini, ki ni bila deformacijsko utrjena (levo), in ki je bila (desno) [3] .. 12
Slika 11: Shema odvisnosti deformacijske napetosti od velikosti logaritemske deformacije a) za deformacijo v hladnem, b) za idealno deformacijo v vročem, c) za deformacijo v vročem, kjer poteka dinamični proces mehčanja. [8] ... 13
Slika 12: Plošča 25 mm od ingota V20 – glava ... 15
Slika 13: Shema ingot V20 s podatki o teži in dimenzijah [22] ... 15
Slika 14: Slika plošče po prvem jedkanju ... 16
Slika 15: Z zlatotopko pojedkana plošča z označenimi velikosti nekaterih zrn ... 16
Slika 16: Prikaz označitve trakov na plošči ... 17
Slika 17: Preizkušanec ... 17
Slika 18: KB 3000 BVRZ Standalone ... 18
Slika 19: Merilnik trdote Zwick/Rolle ZHVu na oddelku za raziskave v SIJ Metal Ravne .... 19
Slika 20: Vzorci v jedkalu ... 20
Slika 21: Vzorci R1, R2, D4, J2 in J1 po barvnem jedkanju ... 20
Slika 22: Schaefflerjev diagram za dupleksno jeklo PK338 ... 22
Slika 23: Termo-mehanski simulator Gleeble 1500D [21] ... 23
Slika 24: Shema valjčka za tlačni preizkus na termo-mehanskem simulatorju Gleeble 1500D [11] ... 24
Slika 25: Shematičen prikaz temperaturnega vodenja tlačnih preizkusov ... 25
Slika 26: Mikrostruktura vzorca D4 pri 50-kratni povečavi po barvnem jedkanju... 30
XI
Slika 27: Mikrostruktura vzorca D4 pri 50-kratni povečavi po barvnem jedkanju in rahlem
poliranju brez polirnega sredstva ... 30
Slika 28: Mikrostrukture vzorcev po deformaciji: a) 1250 °C, b) 1200 °C, c) 1150 °C, d) 1100 °C, e) 1050 °C, f) 1000 °C, g) 950 °C, h) 900 °C, i) 850 °C, ... 32
Slika 29: Delež faz v odvisnosti od temperature ... 33
Slika 30: Delež faz v odvisnosti od temperature, ki se izločajo v majhnem deležu ... 33
Slika 31: Krivulje tečenja pri hitrosti deformacije 1 s-1 ... 36
XII SEZNAM PREGLEDNIC
Tabela 1: Velikost intersticij α in γ-Fe [2] ... 4
Tabela 2: Razlika med utrjevanjem Fe-α in Fe-γ [2] ... 5
Tabela 3: Topnost N in C v Fe-α in Fe-γ [2] ... 7
Tabela 4: Vrednosti legirnih elementov za dupleksno jeklo PK338 po tehnološkem predpisu TAP Metal Ravne in vrednosti šarže 114825 ... 21
Tabela 5: Vrednosti Schaefflerjevih ekvivalent za dupleksno jeklo PK338 po tehnološkem predpisu TAP Metal Ravne in vrednosti šarže 114825 ... 22
Tabela 6: Merjenje trdote po Brinellu ... 27
Tabela 7: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu R1 pred tlačnim preizkusom ... 27
Tabela 8: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu R2 pred tlačnim preizkusom ... 27
Tabela 9: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu D4 pred tlačnim preizkusom ... 28
Tabela 10: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu J2 pred tlačnim preizkusom ... 28
Tabela 11: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu J1 pred tlačnim preizkusom ... 28
Tabela 12: Merjenje trdote po Vickersu po tlačnih preizkusih na področju avstenita ... 29
Tabela 13: Merjenje trdote po Vickersu po tlačnih preizkusih na področju ferita ... 29
Tabela 14: Delež ferita na različnih območjih površine... 31
Tabela 15: Prikaz deleža ferita po preseku vzorcev za tlačni preizkus ... 31
Tabela 16: Rezultati merjenja toplotne prevodnosti za vzorce R in D4 ... 34
Tabela 17: Rezultati merjenja toplotne prevodnosti za vzorca D4 in J ... 34
Tabela 18: Rezultati tlačnih preizkusov ... 35
XIII
SEZNAM OKRAJŠAV IN POSEBNIH SIMBOLOV
% odstotek
°C stopinje Celzija
°C/s stopinja Celzija na sekundo
µm mikrometer
A površina
Ac1 zastojna temperatura f faktor zapolnjenosti
F sila
g gram
h trenutna višina HBW trdota po Brinellu ho začetna višina HV trdota po Vickersu ISG stopnja izcejanja
k kilo
kg kilogram
l debelina materiala
m meter
ml mililiter
mm milimeter
MPa mega Pascal
N Newton
Pa Pascal
PCK ploskovno centrirana kubična mreža
PREN ekvivalentno število odpornosti proti udarcem
Q toplotni tok
Rm natezna trdnost
Rp0,2 dogovorna meja tečenja
s sekunda
TCK telesno centrirano kubična mreža
Tzadrž temperatura zadrževanja
w masni delež
W Watt
α ferit
γ avstenit
ε 𝜀̇
logaritemska (prava) deformacija hitrost deformacije
λ toplotna prevodnost
XIV
σ napetost
σ0 Peierls-Nabarrova napetost σss utrjevanje trdne raztopine
𝛥h pomik orodja
𝛥T sprememba toplote
° kotna stopinja
1
1. UVOD
V podjetju SIJ Metal Ravne izdelujejo več kot 200 kvalitet jekel različnih dimenzij in oblik.
Jeklo naredijo v lastni jeklarni, nato ga predelujejo v dveh glavnih obratih – v kovačnici in valjarni. Proizvodni program obsega pridobivanje orodnih, specialnih in visoko legiranih konstrukcijskih jekel v obliki kovanih in valjanih polizdelkov.
S kombinacijo avstenita in ferita v SIJ Metal Ravne izdelujejo tako imenovana dupleks nerjavna jekla. Delež obeh komponent v jeklu je približno enak. To so zlitine na osnovi železa, kroma in niklja, ki vsebujejo vsaj masni delež kroma 20 %. Okvirni deleži ostalih elementov v masnih odstotkih so: w(Ni) od 3 % do 8 %, w(Mo) do 4 %, w(N) do 0,35 % in w(C) do 0,10 %.
Nerjavnost zagotavlja feritna faza, saj topi bistveno večji delež kroma kot avstenitna. V primerjavi z avstenitnimi nerjavnimi jekli vsebujejo bistveno nižji delež niklja, zato so precej cenejša. [13]
V diplomski nalogi smo raziskovali preoblikovalnost jekla PK338 (mat. št. 1.4462, EN X2CrNiMoN22-5-3). Cilj moje diplomske naloge je odkriti optimalno temperaturno območje za preoblikovanje iz lite mikrostrukture v predelano za dupleksno jeklo PK338. Preizkuse za določitev preoblikovalnosti smo izvedli na simulatorju termomehanskih stanj Gleeble 1500D.
Vzorce smo vzeli iz litega ingota. Temperature preizkušanja so bile v intervalu med 800 °C in 1250 °C.
Prav tako smo izvedli izračune z uporabo programa Thermo-Calc. Simulacije smo izvedli glede na omejitve kemijske sestave tehnološkega predpisa TAP Metal Ravne in konkretne šarže 114825. Glede na tehnološki predpis smo prilagodili sestavo za simulacije v odvisnosti od vsebnosti alfagenih in gamagenih elementov na maksimalnih in minimalnih koncentracijah v različnih kombinacijah. Zanimal nas je predvsem vpliv kemijske sestave jekla PK338 na razmerje faz avstenit/ferit in posledično preoblikovalnost jekla. Zanimalo nas je tudi, katere druge faze se izločajo glede na temperaturo in kemično sestavo.
2
2. TEORIJA
2.1. DUPLEKSNA JEKLA
Dupleksna jekla so bila odkrita v 30. letih 20. stoletja. Postala so uveljavljena družina jekel primerna za aplikacije proti koroziji. Imajo ustrezno kombinacijo alfagenih in gamagenih elementov, da dosežemo feritno-avstenitno mikrostrukturo. V mnogih jeklih nadomeščajo stara ogljikova jekla, ki ustvarijo drage stroške vzdrževanja v svoji življenjski dobi. To so jekla z nizko vsebnostjo ogljika 18–23 % in visoko vsebnostjo kroma, z masnim deležem več kot 20
%, zaradi nižje cene vsebujejo manj niklja, masni delež 3–7 %, masni delež molibdena do 3 %, masni delež bakra do 1,5 % in v določenih primerih nadzorovan dodatek dušika. Povečan delež namreč zniža aktivnost kroma v γ in s tem poveča topnost kroma v avstenitu. Sestava je uravnotežena, da dobimo dupleksno mikrostrukturo s sestavo 50 % avstenita in 50 % ferita pri vseh temperaturah. Tako mikrostrukturo lahko dobimo pri toplotni obdelavi med 1000 °C in 1200 °C. Nerjavnost povzroča ferit, saj vsebuje veliko več kroma kot avstenit. [1, 3, 4]
2.2. UPORABA DUPLEKSNIH JEKEL
To so jekla, ki imajo boljše mehanske lastnosti kot avstenitna jekla, imajo dobro žilavost, niso pa primerna za nizke in visoke temperature. Uporabljajo se v petrokemiji, papirni industriji, pri pridobivanju toplotne in jedrske energije, v kemijskih obratih, pri razsoljevanju in čiščenju dimnih plinov in za izdelke, kot so rezervoarji, rotorji, gredi, razni konstrukciji deli, tlačne posode, mostovi, grelniki vode itd.
Razlogi, zakaj izbrati dupleksno jeklo:
– nizki stroški surovin (cena jekla), – odpornost proti koroziji,
– odpornost proti korozijskim razpokam, – odpornost na medzrnato korozijo,
– kombinacija odpornosti proti koroziji in visokimi mehanskimi trdnosti, – vzdržljivost (odpornost proti koroziji),
– trdota/odpornost proti obrabi,
– fizikalne lastnosti, kot je toplotna razteznost, – super-plastično vedenje. [4]
2.3. SCHAEFFLERJEV DIAGRAM
Tako imenovano fazno ravnotežje v jeklu daje lastnosti materialu. Na to lahko vplivamo s kemijsko sestavo. Kot glavno orodje za določitev faz se pri nerjavnih jeklih uporablja Schaefflerjev diagram, prikazan na sliki 1. Diagram ponazarja, kakšno kemijsko sestavo potrebujemo, da pademo v željeno območje faznih sestav in tako tudi v eno izmed glavnih skupin nerjavnih jekel. [9]
3
Slika 1: Schaefflerjev diagram [14]
Za določanje vpliva različnih elementov na fazno ravnotežje se uporabljata nikljev in kromov ekvivalent. Temu primerno so se razvile različne enačbe za izračun omenjenih ekvivalentov, med katerimi so najpogosteje uporabljene Schaefflerjeve, DeLongove in Hullove enačbe.
Enačbi za izračun nikljevega in kromovega ekvivalenta v Schaefflerjevem diagramu sta tako:
Creq = % Cr + % Mo + 1,5 × % Si + 0,5 × % Nb + 2 × % Ti (1.1),
Nieq = % Ni + 30 × % C + 0,5 × % Mn (1.2).
Vpliv kroma in niklja na fazno razmerje sta dokaj dobro raziskana, enako pa ne velja za vse ostale elemente. Primer enega od teh elementov je mangan, katerega vpliv je še vedno dokaj nejasen. Glede na različne raziskave ga lahko uvrščamo tako med elemente, ki favorizirajo ferit kot tudi avstenit. Kakšen vpliv bo imel na fazno razmerje, je odvisno predvsem od njegove koncentracije v zlitini. Pri manjših koncentracijah tako favorizira avstenitno, pri višjih pa feritno transformacijo. [13]
V primerjavi z legiranimi jekli so nerjavna jekla po kemični sestavi veliko bolj kompleksna.
Tako je omogočen širok nabor lastnosti, ki ga zagotavljajo različne kombinacije elementov v teh zlitinah. Tvorijo se različne kristalne strukture in faze. [13]
2.4. RAZLIKA MED AVSTENITOM IN FERITOM
Avstenit γ je trdna raztopina ogljika v gama železu. Ima ploskovno centrirano kristalno strukturo (PCK) in topi do 2,14 % masnega deleža ogljika. Obstojen je do temperature 727 °C oziroma zastojne temperature Ac1 pri masnem deležu ogljika 0,76 %. Ni obstojen pri sobni temperaturi, zato avstenitno mikrostrukturo dobimo le pri močno legiranih jeklih, ki odpirajo γ področje. [2]
4
Ferit α je trdna raztopina ogljika v alfa železu. Ima telesno centrirano kubično strukturo (TCK) in topi največ 0,022 % masnega deleža ogljika pri Ac1. Za razliko od avstenita je obstojen pri sobni temperaturi, ampak topi manj ogljika pri nižjih temperaturah, zato se ogljik izloča v obliki terciarnega cementita. [2]
2.4.1. INTERSTICIJE
Ogljik v železu zasede prazna mesta v kristalnih rešetkah. Čeprav je PCK struktura pri Fe-γ (slika 3) gostejša (f = 0,76 za Fe-α pa je 0,68), so tam večje intersticije. V Fe-α (slika 2) zasede manjše oktaedrske intersticije, saj mora za to premakniti le 2 atoma, v tetraedrični pa 4.
Primerjavo intersticij za α in γ-Fe najdemo v tabeli 1. Oktaedrske intersticije pri feritu (TCK) imajo nepravilno obliko, pri avstenitu (PCK) pa pravilno. [2]
Slika 2: Fe-α TCK [2]
Slika 3: Fe-γ PCK [2]
Tabela 1: Velikost intersticij α in γ-Fe [2]
α-Fe γ-Fe
Intersticija Velikost [nm] Intersticija Velikost [nm]
Tetraedrična 0,037 Tetraedrična 0,028
Oktaedrična 0,019 Oktaedrična 0,051
5 2.4.2. UTRJEVANJE
V tabeli 2 je razlika med utrjevanjem Fe-α in Fe-γ.
Tabela 2: Razlika med utrjevanjem Fe-α in Fe-γ [2]
Fe Intersticijski atomi (C, N, B) Substitucijski atomi (Cr, Mn, Si, P) a – ovirano gibanje dislokacij
– tetragonalno popačenje mreže
– utrjevanje
– manj utrjevanja – simetrično popačenje – neovirano gibanje dislokacij γ – simetrično popačenje
– neovirano gibanje dislokacij – manj utrjevanja
– simetrično popačenje – neovirano gibanje dislokacij – manj utrjevanja
Pri substitucijskih atomih je pomembna velikost premera glede na premer železovega atoma.
Ko sta premera podobno velika, bo utrjevanje majhno, saj bo tudi popačenje majhno. Kadar pa je razlika v premerih velika, bo tudi utrjevanje veliko (slika 4 in 5). [2]
Slika 4: Diagram odvisnosti trdnosti od količine legirnih elementov [2]
Na sliki 4 vidimo, da najbolj utrjujeta ogljik in dušik, ki sta značilna za intersticijsko utrjevanje Fe-α. Trdnost naraste že pri majhnih koncentracijah, pride namreč do popačenja mreže ter posledično do močnega utrjevanja Fe-α. [2]
6
Slika 5: Diagram odvisnosti trdote od količine legirnega elementa v Fe-α [2]
Na sliki 5 vidimo, koliko legirnih elementov potrebujemo, da zvišamo trdoto. Že majhna količina fosforja pomaga k velikemu zvišanju trdote Fe-α. [2]
2.4.3. DIFUZIJA
Difuzija je najhitrejša, kjer je največ prostora. To je v Fe-α s TCK strukturo in zasedenostjo f = 0,68. Difuzija je pogojena s temperaturo. Ker je Fe-γ pomaknjeno k višjim temperaturam, je difuzija tam višja (slika 6). [2]
Slika 6: Temperaturna odvisnost difuzijskih koeficientov v feritu [2]
2.4.4. TOPNOST
Topnost je večja v Fe-γ, saj so tam večje intersticije. To se vidi tudi na faznem diagramu Fe- Fe3C. Za primerjavo: Fe-γ topi kar 40-krat več ogljika pri isti (Ac1) temperaturi kot Fe-α. [2]
Topnost ogljika in dušika v α in γ železu je zapisana v tabeli 3.
7 Tabela 3: Topnost N in C v Fe-α in Fe-γ [2]
Temperatura [°C]
Topnost
wt % at %
C v γ železu 1150 723
2,04 0,80
8,8 3,6
C v α železu 723
20
0,02
<0,000005
0,095
<0,00012
N v γ železu 650
590
2,8 2,35
10,3 8,75
N v α železu 590
20
0,1
<0,0001
0,40
<0,0004
2.5. MIKROSTRUKTURA
Idealna mikrostruktura dupleksnega jekla je stabilno razmerje 50 % avstenita in 50 % ferita pri vseh temperaturah, kjer se bo jeklo uporabljalo, brez drugih faz. Dupleksno jeklo je pravzaprav kovinski kompozit, kjer so avstenitni otoki armatura feritne matice. Vsaka faza ima enako korozijsko odpornost kljub različni sestavi. Ferit vsebuje veliko več kroma kot avstenit, zato je njegov prispevek proti jamičasti koroziji v dupleksnih jeklih veliko večji od avstenita. [5]
Ekvivalentno število odpornosti proti nastanku jamičaste korozije (PREN) je merilo relativne korozijske odpornosti nerjavnega jekla v kopeli, ki vsebuje kloride. Odpornost nerjavnega jekla na jamičasto korozijo določa predvsem njegova sestava. Elementi, ki imajo pomemben vpliv, so krom, molibden in dušik. [6]
PREN = % Cr + 3,3 × % Mo + 16 × % N (2) Višje vrednosti PREN kažejo večjo odpornost proti nastanku jamičaste korozije. Vrednosti PREN so uporabne za razvrščanje vrst nerjavnega jekla glede na njihovo odpornost proti koroziji. Vendar je ta primerjava smiselna le v isti družini nerjavnih jekel (avstenitna, feritna, dupleksna). PREN ni mogoče razlagati kot absolutno vrednost. [6]
Če bi dodali še molibden, bi povečali odpornost proti nastanku jamičaste korozije. Prednostno bi se koncentriral v feritu, kar bi dodatno poslabšalo razliko med fazama. Zato se dodaja dušik, ki se skoraj v celoti koncentrira v avstenitu. To zmanjša aktivnost kroma, kar ima za posledico povečanje deleža kroma v avstenitu. S tem se stabilizira avstenit in ohranja razmerje med fazama skoraj konstantno s temperaturo. [5]
Thermo-Calc program, ki ga je razvila švedska Royal Akademija, nam pomaga razumeti in oblikovati boljša dupleksna nerjaveča jekla. Brez računalniškega modeliranja termodinamike sistema ne bi bilo mogoče načrtovati porazdelitve različnih potenicalnih legirnih elementov. S
8
spreminjanjem kroma, niklja in molibdena lahko oblikujemo zlitine, ki prihranijo na stroških zmanjšanega molibdena in niklja. [5]
2.6. KEMIČNA NEHOMOGENOST
Kemična nehomogenost ali izceja pomeni, da zlitina po strjevanju nima kemične sestave, kot bi jo pričakovali glede na fazni diagram Fe-Fe3C. Homogeno sestavo je težje dobiti, saj je difuzija premajhna, hitrosti ohlajevanja pa prevelike. Poznamo pozitivne in negativne izceje.
Pri pozitivnih je koncentracija elementov večja od povprečne, pri negativnih pa manjša. Po velikosti izceje delimo na mikro in makroskopske. Mikroskopske ali kristalne izceje so v velikosti nivoja dendritov (10–100 µm), odstranimo jih lahko s homogenizacijskim žarjenjem.
Makroskopske izceje delimo na normalne blokovne, obratne blokovne in težnostne izceje. S toplotno obdelavo jih ne moremo odpraviti. [2, 3]
2.6.1. MAKROSKOPSKE IZCEJE
So na makro nivoju (slab ali ingot) in so težko odpravljive. V makro nivoju so zajete dimenzije od centimetra do nekaj metrov. [2]
2.6.1.1. NORMALNE BLOKOVNE IZCEJE
Glede na diagram Fe-Fe3C vemo, kakšna naj bi bila kemijska sestava jekla. Ampak v praksi temu ni tako, saj je kemijska sestava po volumnu različna in variira od roba proti jedru. Najprej se izloči faza, ki je bogata z železom, zaradi velikega odvoda toplote so tu kristali zelo majhni.
Nato se izločajo faze bogatejše z ogljikom, fosforjem in drugih legirnih elementov, te faze so zaradi nižjega odvoda toplote večje, to vidimo na sliki 7. [2]
Slika 7: Prikaz normalnih blokovnih izcej [2]
2.6.1.2. OBRATNE BLOKOVNE IZCEJE
Pri strjevanju se lahko talina ujame med fazo, ki je že strjena, zato je lahko na mestih, kjer je običajno ne pričakujemo. [2]
2.6.1.3. TEŽNOSTNE IZCEJE
Zaradi prevelike razlike v gostoti zlitinskih elementov pride do težnostnih izcej. Zanje je značilna majhna topnost komponent. V močno legiranem jeklu so lahko kot težnostne izceje molibden in volfram, ki sta bistveno težja od železa in zato potoneta na dno. [2]
9 2.6.2. MIKROSKOPSKE IZCEJE
Mikroskopske izceje so kemična nehomogenost na nivoju dendridov (slika 8). Zaradi hitrega odvoda toplote se temperatura stalno niža in ne moremo dobiti homogene kemijske sestave.
Nastanejo plastni kristali, pri čemer ima vsaka plast drugačen delež zlitinskih elementov.
Sestava se v trdnem stanju ne more izenačiti, saj je difuzija tu prepočasna. Končna mikrostruktura je dendritna. [2]
Slika 8: Mikroskopske izceje [2]
Evtektoidna točka ter vse ostale točke se pomaknejo levo, kjer so koncentracije železa večje.
Zato lahko dobimo povsem perlitno mikrostrukturo v jeklu že pred masnim deležem ogljika 0,76 %. Strjevanje se konča kasneje pod temperaturo premene. V končni mikrostrukturi, kjer so dendriti, je koncentracija legirnih elementov večja v prostoru med dendritnimi rokami, na dendritu pa je večja koncentracija železa. [2]
Število izcej nam pove stopnja izcejanja ISG: 𝐼𝑆𝐺 = 𝐶𝑚𝑖𝑛−𝐶𝑚𝑎𝑥
𝐶0 100 (3)
Z žarjenjem se zmanjša razlika med Cmin in Cmax, s tem pa tudi stopnja izcejanja. Dodatna deformacija čas žarjenja zmanjša. Co je začetna koncentracija v talini, Cmin in Cmax pa predstavljata minimalno oziroma maksimalno koncentracijo nekega elementa. Na sliki 9 je prikazana določitev minimalne in makismalne koncentracije. [2]
10
Slika 9: Določitev Cmin in Cmax [2]
2.7. PREOBLIKOVANJE
Predmet, ki ga izdelujemo med predelavo, je obdelovalec. Pri izdelavi se spreminjajo njegove lastnosti in oblika. Glede na to, kje se obdelovanec nahaja med obdelavo, ločimo med njegovo začetno, vmesno in končno obliko. Tehnološke postopke za obdelavo trdnih teles delimo v šest skupin: [7]
– primarno oblikovanje, – preoblikovanje, – ločevanje, – spajanje,
– nanašanje prevlek,
– spreminjanje snovnih lastnosti. [7]
Postopek preoblikovanja kovin temelji na interaktivni zvezi stroja, orodja in obdelovanca.
Spremembo oblike obdelovanca lahko povzročajo preoblikovalna orodja, s posrednim učinkom medija in s posrednim delovanjem kinetične ali katere druge energije. [7]
Preoblikovanje je pretvarjanje obstoječe oblike v drugo obliko s plastično deformacijo, ne da bi se pri tem zmanjšala prostornina in masa. Postopki preoblikovanja so valjanje, kovanje, iztiskavanje, vlečenje, stiskanje itd. [7]
2.7.1. PREOBLIKOVANJE V VROČEM
Glede na temperaturo preoblikovanja ločimo med preoblikovanjem v vročem, preoblikovanjem v toplem in preoblikovanjem v hladnem. Pri preoblikovanju v vročem obdelovanec najprej segrejemo nad temperaturo rekristalizacije. S tem se izboljša preoblikovalnost materiala. [7]
Med vročim valjanjem v valjancu nastaja toplota zaradi deformacijskega dela, škajanja, faznih premen in trenja na stiku valj – valjanec. Dvig temperature zaradi preoblikovanja lahko določimo z enačbo: [7]
DT = 𝐹e
b𝑙𝑑cr (4)
11 ΔT – dvig temperature
F – sila valjanja
ε – logaritemska deformacija b – širina valjanega materiala c – specifična toplota
ld – dolžina preoblikovalnega območja 𝑟 – specifična gostota
2.7.1.1. DEFORMACIJSKO UTRJEVANJE
Za železo in njegove zlitine poznamo šest mehanizmov utrjevanja:
– deformacijsko utrjevanje,
– intersticijsko utrjevanje trdnih raztopin, – zmanjševanje kristalnih zrn,
– transformacijsko utrjevanje,
– substitucijsko utrjevanje trdnih raztopin, – disperzijsko utrjevanje. [3]
Deformacijsko utrjevanje deluje po principu množenja dislokacij in interakcij med njimi. Ko pride do sekanja med dislokacijami, postanejo te nemobilne in predstavljajo ovire za nadaljnjo gibanje dislokacij. Ko povečamo napetost, postanejo dislokacije ponovno mobilne, kar se kaže tudi v utrjevanju kovine. Za ogljikova jekla je mogoče z deformacijskim utrjevanjem povečati trdnost do 500 MPa, se pa s tem slabša duktilnost. Utrjevanje poteka po enačbi: [3]
𝜎 = (𝜎o + 𝜎𝑠𝑠) + 𝛼 ∗ 𝐺 ∗ 𝑏 ∗ √ρdis (5) σo – Peierls-Nabarrova napetost
σss – utrjevanje trdne raztopine
Ostale komponente v enačbi predstavljajo drugi člen. Ta je neodvisen od temperature in je odvisen od gostote dislokacij.
Deformacijsko utrjevanje vpliva na duktilnost. Brez njega se epruveta po nateznem preizkusu poruši v obliki dveh črk V. Pri tem se najprej tvori vrat ob dosegu Rm, ki se potem zoži in nato pretrga. Ob deformacijskem utrjevanju se kovina utrjuje, hkrati pa se ji manjša presek. Na sliki 10 je viden prelom pri kovini, ki ni bila deformacijsko utrjena, in pri kovini, ki je bila. [3]
12
Slika 10: Prelom pri kovini, ki ni bila deformacijsko utrjena (levo), in ki je bila (desno) [3]
2.7.1.2. PROCESI MEHČANJA
Pri plastični deformaciji v vročem in hladnem govorimo o utrjevanju deformirane kovine. Po plastični deformaciji v hladnem odpravimo utrjeno stanje s procesi mehčanja pri toplotni obdelavi. Pri plastični deformaciji v vročem se to dogaja že med deformacijo – dinamični procesi mehčanja – ali po deformaciji – statični oz. postdinamični procesi. Na zmožnost preoblikovanja materiala v vročem vplivajo napetosti in strukturno stanje, ki se pojavijo kot posledica interakcij med utrjevanjem in procesi mehčanja. [8]
Večina uporabljenega dela se med vročo deformacijo spremeni v toploto in le manjši del (1 %) je shranjenega v obliki energije (dislokacije, mikrostrukturne spremembe itd.). Shranjena energija se povečuje zaradi kopičenja dislokacij, do katerega pride, ker se le-te zapletajo in generirajo. Tudi povečevanje površine zrn povečuje energijo. Shranjena energija v materialu je gonilna sila za popravo in morebitno poznejšo kristalizacijo. [8]
Odvisnost deformacijske napetosti od velikosti deformacije ε pri konstantni hitrosti deformacije in temperaturi imenujemo krivulja tečenja (slika 11). Na sliki 11 a je krivulja tečenja za deformacijo v hladnem, na 11 b idealna krivulja za deformacijo v vročem in na 11 c krivulja tečenja, ki zadošča realni pogojem deformacije v vročem. [8]
Slika 11 c je razdeljena na 3 dele; I, II in III. Na območju I poteka elastična deformacija, na območju II je območje nestabilnega plastičnega toka, na območju III pa je območje stabilnega plastičnega toka. Za preoblikovanje je ključno območje II, ki ga razdelimo na dve fazi; II a faza utrjevanja in II b faza mehčanja. Ko sta prekoračeni kritična deformacija in maksimalna napetost, poteka mehčanje z dinamično popravo ali mehčanje z dinamično rekristalizacijo. [8]
13
Slika 11: Shema odvisnosti deformacijske napetosti od velikosti logaritemske deformacije a) za deformacijo v hladnem,
b) za idealno deformacijo v vročem,
c) za deformacijo v vročem, kjer poteka dinamični proces mehčanja. [8]
2.7.2. REKRISTALIZACIJA IN POPRAVA
Pri valjanju se dislokacije urejajo v energetsko ugodnejše konfiguracije. Najprej se tvorijo celice z razmršenimi mejami, ki se nato urejajo v podzrna z definiranimi mejami. Za ta pojav je ugodnejši ferit, saj omogoča večjo mobilnost dislokacij, v feritu pa lahko vijačne dislokacije prečno drsijo. Ker je energija napake zloga v telesno centrirani kubični mreži velika, ne nastajajo parcialne dislokacije, ki bi otežile nadaljnjo gibanje dislokacij. [3]
Obratno velja za avstenit, kjer se med popravo kopičijo dislokacije, zato ima visoko rekristalizacijsko energijo. Po rekristalizaciji ima avstenit nova zrna in je mehkejši, zato je za valjanje primernejši od ferita. Pomembna je hitrost ogrevanja na temperaturo rekristalizacije.
Če ferit prehitro ogrevamo, ne poteče poprava, ampak rekristalizacija. [3]
2.7.2.1. REKRISTALIZACIJA
Do rekristalizacije pride, ko prečkamo temperaturo rekristalizacije. S to temperaturo se močno zniža gostota dislokacij, saj pade na normalno vrednost, kakršna je bila pred preoblikovanjem.
Kali za nova zrna nastajajo na mejah zrn in vključkih. Poznamo dinamično in statično rekristalizacijo. [2]
14
Pri statični poteka rast zrn ločeno od deformacije, ko je dosežena potrebna temperatura. Pri dinamični poteka rast zrn med deformacijo, saj je s tem temperatura višja od temperature rekristalizacije. [2]
2.7.3.2. POPRAVA
Ko dovajamo toploto jeklu, sprožimo proces poprave, ki poteka pod temperaturo rekristalizacije. Med popravo ostaja mikrostruktura enaka, zmanjša se gostota točkastih defektov, saj imajo med napakami najnižjo aktivacijsko energijo. Praznin je vedno manj, zato se poveča električna prevodnost jekla. Zmanjšuje se gostota dislokacij, zmanjšata se trdnost in trdota. [2]
15
3. EKSPERIMENTALNO DELO
Za eksperimentalni del smo uporabili ostanek glave plošče iz šarže 114825. Iz glave ingota V20 (slika 13) smo odrezali 25 mm ploščo. Natančneje smo odrezali najprej 20 mm točno od vrha glave ingota – izmet, nato pa 25 mm za ploščo (slika 12).
Slika 12: Plošča 25 mm od ingota V20 – glava
Slika 13: Shema ingot V20 s podatki o teži in dimenzijah [22]
Ploščo smo najprej razrezali na 3 enake dele. Nato smo jo zbrusili in makrojedkali celotno površino. Po jedkanju se ni videlo ničesar (slika 14); nobenih izcej, vidnih ni bilo območij ferita in avstenita, kot smo pričakovali. Odločili smo se, da površino še enkrat zbrusimo in tokrat jedkamo v agresivnejšem jedkalu – v zlatotopki, ki bi nam morala razkriti več o makrostrukturi plošče.
16
Slika 14: Slika plošče po prvem jedkanju
Po jedkanju v zlatotopki smo dobili zelo lep prikaz makrostrukture plošče. Na sliki 15 lahko vidimo kristalne meje, usmerjenost zrn, povečavanje zrn od roba proti jedru.
Slika 15: Z zlatotopko pojedkana plošča z označenimi velikosti nekaterih zrn 3.1. PRIPRAVA VZORCEV
Ploščo smo po jedkanju najprej razrezali na trakove. Trakovi so bili glede na svoj položaj označeni s črkami A–D, nato pa še po vrsti s številkami 1–4. Ker smo se osredotočali na področje ¼, smo gledali kvadrat, označen z rdečo barvo (slika 16). Pri trakovih 3 smo imeli namesto štirih vzorcev le 2-A in B. Na območju trakov C in D smo imeli tu vzorce za druge preiskave.
17
Da bi bila izbrana ¼ čim bolj natančna in s tem rezultati čim boljši, smo si za vzorce, ki jih želimo testirati za tlačni preizkus, izbrali vzorce, označene z B in C. Vzorce, označene z A in D, ki so od ¼ bolj oddaljeni, smo imeli za rezervo.
Slika 16: Prikaz označitve trakov na plošči
Potem, ko smo imeli pripravljene trakove, smo jih najprej razrezali in nato postružili v valjčke premera 10 mm in višine 15 mm. Na vsaki strani rdečega kvadrata smo na vsakem traku dobili po 1 vzorec. Tisti, ki je bil bolj pri robu, je po prvih dveh oznakah dobil še oznako 1, tisti bližje jedru pa oznako 2. Na sliki 17 je preizkušanec uporabljen za tlačni preizkus.
Slika 17: Preizkušanec
18 3.2. MERJENJE TRDOTE
Trdoto smo merili na področju, ki se glede na sliko 16 vzorci nahajajo desno od traku 3A. Merili smo jo na petih lokacijah, in sicer rob 1 in rob 2 (R1, R2), četrtina (D4), jedro 2 in jedro 1 (J2, J1). Pri tem smo uporabili metodi merjenja trdot po Brinellu in Vickersu.
3.2.1. MERJENJE TRDOTE PO BRINELLU
Preizkusna metoda merjenja trdote po Brinellu je opisana v standardu SIST EN ISO 6506 1:2014. Standard dovoljuje 2 % odstopanje izmerjene vrednosti od nazivne vrednosti, kar v praksi znaša vrednost približno 6 HBW. Standard poleg kalibracije merilnega aparata ter načina izvajanja meritve predpisuje tudi dimenzijo preizkušanca in primerno pripravljenost površine za izvajanje meritve. Slednja mora biti ravna in brez tujkov (olja, škaje, umazanije). Debelina preizkušanca mora biti najmanj 8-kratnik globine vtiska. Med posameznimi vtiski mora biti zagotovljena zadostna razdalja. Razdalja naj bo vsaj 3-kratnik premera vtiska. Posamezni vtiski morajo biti od roba oddaljeni za več kot 2,5-kratnik premera danega vtiska. [10]
Meritve smo izvedli v akreditiranem laboratoriju za merjenje trdot v SIJ Metal Ravne. Trdoto po Brinellu smo izmerili na petih vzorcih od jedra proti robu. Meritev je potekala na univerzalnem merilcu trdote KB 3000 BVRZ Standalone (slika 18) pri naslednjih pogojih:
– obtežba – 750 kg, – čas vtiskovanja – 10 s,
– premer vtiskovane kroglice – 5 mm, – celoten čas preizkusa – 15 s,
– osvetlitev vtiska – ring-light.
Slika 18: KB 3000 BVRZ Standalone
19 3.2.2. MERJENJE TRDOTE PO VICKERSU
Metoda merjenja trdote po Vickersu se bistveno ne razlikuje od metode po Brinellu. Tudi tukaj na površino preizkušanca vtiskujemo telo dane oblike (diamantna konica v obliki piramide s kotom 136 °) z določeno silo oz. obtežbo. Metodo opisuje standard ISO 6507-1:2018. Meritev smo izvedli na oddelku raziskav in razvoja v SIJ Metal Ravne. Izvedli smo jo na metalografsko pripravljenih obrusih s polirano površino. Površina mora biti svetla, da lahko natančno izmerimo premera diagonal vtisnjenega kvadrata. Ta se izmeri s pomočjo svetlobnega mikroskopa, ki je sestavni del merilnika, prikazanega na sliki 19. Gre za merilnik znamke Zwick/Rolle ZHV μ. [3]
Slika 19: Merilnik trdote Zwick/Rolle ZHVu na oddelku za raziskave v SIJ Metal Ravne Meritev smo izvedli v skladu s standardom ISO 6507-1:2018. Trdoto smo izmerili vsem petim vzorcem. Ob izvedbi te meritve so mogoče številne nastavitve. Uporabljali smo naslednja parametra:
– sila vtiskavanja – 50 gf, – čas vtiskovanja – 10 s.
Na vsakem preizkušancu smo izvedli po šest meritev. Od tega tri na območju faze avstenita in tri na območju faze ferita. Pri tem smo pazili, da so mesta meritve med seboj dovolj oddaljena.
Minimalna razdalja med sredino dveh vtiskov mora biti enaka vsaj 3-kratniku premera enega vtiska. Pri tem mora biti razdalja med sredino vtiska in robom preizkušanca vsaj 2,5-kratnik premera vtiska. Na ta način izvedbe meritve smo dobili primerljive rezultate na vsakem vzorcu.
Trem meritvam trdote po Vickersu smo potem izračunali povprečno vrednost in s tem dobili končni rezultat meritve trdote.
20
3.3. MIKROSTRUKTURA PRED TLAČNIMI PREIZKUSI
3.3.1. BARVNO JEDKANJE
Mikrostrukturo pred tlačnimi preizkusi smo v metalografskem laboratoriju SIJ Metal Ravne gledali na petih vzorcih od roba proti jedru.
Da smo dobili lepšo sliko, kako izgledajo faze, smo vzorce barvno pojedkali. Za jedkanje smo uporabili:
– 100 ml destilirane vode, – 15 ml HCl,
– 1 g Na2S2O-5 H2O.
Vzorce smo dali v jedkalo (slika 20) in pustili, da so se malo pobarvali. Po jedkanju smo jih sprali z etanolom. Barva se vsakega vzorca prime malo drugače (slika 21). Svetla območja predstavlja avstenit, temna pa ferit.
Slika 20: Vzorci v jedkalu
Ker smo želeli dobiti čim bolj jasno sliko, kje je ferit in kje avstenit, smo površino rahlo spolirali brez uporabe polirnega sredstva. S tem smo odstranili zgornjo barvno plast avstenita.
Slika 21: Vzorci R1, R2, D4, J2 in J1 po barvnem jedkanju
21 3.3.2. MERJENJE DELEŽA FERITA
Vsebnost ferita smo merili s feritometrom. Ferit je namreč za razliko od avstenita magneten, zato lahko s pomočjo magneta merimo njegovo vsebnost na površini. Ker gre za dupleksno jeklo, smo pričakovali, da se bo delež ferita gibal okoli 50 %. Ferit smo najprej merili na vzorcih pred tlačnimi preizkusi, kasneje za primerjavo pa še na vzorcih po tlačnih preizkusih.
3.4. KEMIČNA SESTAVA VZORCEV IN THERMO-CALC ANALIZA
S kontrolo kemijske sestave in toplotne obdelave lahko nadziramo kvaliteto in sestavo faz. Pri tem ločimo gamagene (tisti, ki favorizirajo transformacijo v ferit) in alfagene (tisti, ki favorizirajo transformacijo v avstenit) elemente. Glavne legirne elemente, ki se uporabljajo za sestavo nerjavnih faz, tako delimo na:
– gamagene: krom, molibden, železo, silicij, aluminij, titan volfram, niobij, – alfagene: nikelj, ogljik, dušik, baker, mangan, kobalt. [13]
V tabeli 4 so legirni elementi, ki se dodajajo v dupleksnem jeklu PK338. V prvi vrstici je minimalna vrednost elementa, ki jo mora vsebovati, v drugi pa največja vrednost, ki jo lahko vsebuje, da bo jeklo sprejemljivo glede na tehnološki predpis TAP Metal Ravne. Zadnja vrstica nam kaže vrednosti, ki so v šarži 114825.
Tabela 4: Vrednosti legirnih elementov za dupleksno jeklo PK338 po tehnološkem predpisu TAP Metal Ravne in vrednosti šarže 114825
Elementi: C Si Mn P S Cr Ni
TAP KP 338.87.0
min. 0 0,05 1,6 0 0 22 5,15
max. 0,03 0,3 1,9 0,03 0,005 22,85 5,58
Šarža: 114825 0,03 0,34 1,78 0,03 0,002 22,3 5,52
Elementi: Mo V Cu W Al B Ti
TAP KP 338.87.0
min. 3 0 0 0 0,01 0 0
max. 3,35 0,08 0,3 0,1 0,02 0,002 0,01
Šarža: 114825 3,2 0,08 0,14 0,02 0,014 0,001 0,002
Elementi: Nb N2 Co As Sb Sn
TAP KP 338.87.0
min. 0 0,14 0 0 0 0
max. 0,06 0,2 0,1 0,02 0,015 0,025
Šarža: 114825 0,012 0,171 0,04 0,005 0,003 0,003
22
Tabela 5: Vrednosti Schaefflerjevih ekvivalent za dupleksno jeklo PK338 po tehnološkem predpisu TAP Metal Ravne in vrednosti šarže 114825
Elementi: Ni (eq) Cr (eq) TAP
KP 338.87.0
min. 5,95 25,075
max. 7,43 26,7
Šarža: 114825 7,31 26,02
Na spodnji sliki (slika 22) vidimo Schaefflejev diagram. Z rdečo barvo je glede na enačbi 1.1.
in 1.2. označeno mejno področje maksimalnih in minimalnih vrednosti Schaefflerjevih ekvivalentov, da jeklo še spada pod dupleksno jeklo PK338, točne minimalne in maksimalne vrednosti so v tabeli 5. Z modro barvo je na sliki 22 označena koordinata Schaefflerjevih ekvivalentov za šaržo 114825, točne vrednosti ekvivalentov pa so v tabeli 5. Vidimo, da je šarža v rdečem kvadratu, zato je še v okvirjih dupleksnega jekla PK338.
Slika 22: Schaefflerjev diagram za dupleksno jeklo PK338
Po izračunu PREN (ekvivalentno število odpornosti proti nastanku jamičaste korozije) iz enačbe 2 dobimo za dupleksno jeklo PK338 rezultat 35,596. Tak rezultat smo dobili predvsem zaradi kroma, ki ga je veliko v feritu. Visoki rezultat PREN nam pove, da je dupleksno jeklo PK338 zelo dobro odporno na korozijo.
S podatki kemijske sestave legirnih elementov smo naredili tudi izračune v programu Thermo- Calc. Simulacije so bile izvedene po omejitvah kemijske sestave tehnološkega predpisa TAP Metal Ravne in šarže 114825. Glede na tehnološki predpis smo prilagodili sestavo za simulacije v odvisnosti od vsebnosti alfagenih in gamagenih elementov na maksimalnih in minimalnih koncentracijah v različnih kombinacijah. Zanimal nas je vpliv kemijske sestave jekla PK338 na razmerje faz avstenit/ferit in posledično preoblikovalnost jekla. Zanimalo nas je tudi, katere druge faze se izločajo glede na temperaturo in kemično sestavo.
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30
0 2 4 6 8Cr 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40
eq = % Cr + % Mo + 1,5 × % Si + 0,5 × % Nb + 2 × % Ti Nieq = % Ni + 30 × % C + 0,5 × % Mn
23 3.5. TOPLOTNA PREVODNOST
Toplotna prevodnost λ je tista količina toplote, ki preide skozi steno površine 1 m2,debeline 1 m, pri temperaturni razliki 1 °C. Pri večini materialov se spreminja s temperaturo. Pri določenih materialih je pomembna tudi smer toplotnega toka oziroma strukturna anizotropija materiala.
Toplotno prevodnost izračunamo po enačbi:
𝜆 = 𝑄𝑙 𝐴𝛥𝑇
(6), kjer je Q toplotni tok (W), l je debelina materiala (m), A je površina materiala (m2) in 𝛥T je sprememba temperature. [20]
Toplotna prevodnost je bila izmerjena v laboratoriju za fizikalne meritve SIJ Metal Ravne.
Vzorci za toplotno analizo so trije J, D4 in R. Vsak vzorec meri 55 mm v dolžino in 55 mm v širino. Ker se mora meritev izvesti na dveh vzorcih, smo skupaj merili vzorce J in D4 ter D4 in R.
3.6. TLAČNI PREIZKUSI NA GLEEBLU
3.6.1. TERMO-MEHANSKI SIMULATOR GLEEBLE 1500D
Gleeble 1500D (slika 23) je termo-mehanski simulator za simuliranje metalurških stanj. Z natančnim vodenjem mehanskih in termičnih parametrov nam omogoča poleg razvoja procesnih poti tudi razvoj novih kategorij materialov in zlitin. Z razvojem procesov in materialov v laboratoriju, ki jih vodimo ali preizkušamo po točno določenih parametrih, zmanjšujemo tveganje, čas in stroške, povezane s preučevanjem novih procesov ali materialov.
S termo-mehanskim simulatorjem izvajamo tudi teste, s katerimi lahko določimo mehanske lastnosti materialov (tlačni, natezni preizkusi, termično utrujanje itd.). Sistem je nadgradljiv in ga je mogoče prilagoditi lastnim potrebam. Tako nam omogoča študij materialov, ne samo v metalurgiji ampak tudi na drugih področjih. Termo-mehanski simulator Gleeble je vsestransko uporaben in se pogosto uporablja za raziskovanje materialov v sodelovanju med oddelki, fakultetami, inštituti ter industrijo. [16]
Slika 23: Termo-mehanski simulator Gleeble 1500D [21]
24 3.6.2. TLAČNI PREIZKUS
S tlačnim preizkusom merimo obnašanje materiala, če nanj vpliva zunanja sila, ki povzroča tlak in skrajšanje preizkušanca. Z njim določamo tlačno trdnost materiala. [17]
Tlačni preizkusi lahko potekajo v zaščitni atmosferi, v vakuumu (za preprečevanje oksidacije vzorcev pri visoki temperaturi, kar preprečuje kontakt termoelementa in vzorca), hitrosti deformacije: 0,001-40 s-1, dosega lahko temperature med 0 °C in 1300 °C. Temperaturni potek lahko prilagajamo zahtevam naročnika na način, da ta vključuje tudi toplotno obdelavo pred in po sami deformaciji. Hitrosti ogrevanja so okoli 3 °C/s. [16]
Vzorci za tlačne preizkuse so valjčki, z razmerjem med premerom in dolžino 1,2–1,5.
Najpogosteje uporabljamo vzorce premera 10 mm in dolžine 15 mm (slika 24). Vzorci morajo biti izdelani v tolerancah po tehničnem načrtu, saj le tako lahko zagotovimo medsebojno primerljivost tlačnih poskusov. [16]
Slika 24: Shema valjčka za tlačni preizkus na termo-mehanskem simulatorju Gleeble 1500D [11]
Pri tlačnem preizkusu na termo-mehanskem simulatorju Gleeeblu merimo pomik orodja ∆h in silo F. Predpostavimo, da je volumen trenja konstanten, homogena deformacija in sila trenja pa minimalna. Izračun prave (logaritemske) deformacije ε:
ε = ln ℎ𝑜
ℎ (7)
h = ho−∆h (8)
Pri čemer je:
h -trenutna višina ho- začetna višina
Napetost σ izračunamo po:
A = 𝑉
ℎ (9)
σ = 𝐹
𝐴 (10)
25 Pri čemer je:
F – trenutna sila [kN]
A – trenutna površina [mm2] V – volumen [mm3]
3.6.3. POGOJI TESTIRANJA
Tlačne preizkuse smo izvedli v Mehanskem laboratoriju Oddelka za materiale in metalurgijo.
Valjčki so bili višine 15 mm in premera 10 mm. Pripravljenih je bilo 28 valjčkov, od tega jih je bilo testiranih 11.
Izbrane temperature za preizkuse so bile: 1250 °C, 1200 °C, 1150 °C, 1100 °C, 1050 °C, 1000
°C, 950 °C, 900 °C, 850 °C in 800 °C.
Hitrost deformacije je bila primerljiva hitrosti deformacije na valjalnem stroju blooming., torej 1 s-1.
Vse vzorce smo najprej ogreli do temperature avstenitizacije (Ta=1250 °C). Hitrost ogrevanja je bila 3 °C/s, kar znaša 7 minut. Na temperaturi avstenitizacije se je vzorec zadrževal 60 sekund, nato pa se je ohlajal do temperature deformacije s hitrostjo ohlajanja 3 °C/s. Na tej temperaturi se je zadrževal 60 sekund, nato pa je sledila deformacija. Po končanem preizkusu smo vzorce ohladili z vodo in tako zamrznili mikrostrukturo. Temperaturni režim za tlačni preizkus je prikazan na sliki 25.
Slika 25: Shematičen prikaz temperaturnega vodenja tlačnih preizkusov 3.6.4. POTEK TLAČNIH PREIZKUSOV
V program vnesemo želene parametre in označimo, katere elemente naprave bomo potrebovali.
Ko je vzorec vstavljen v napravo, priključimo termoelement in vzpostavimo vakuum. Pri višjih temperaturah se lahko pojavi neželena oksidacija, termoelement lahko zato odpade ali pa imamo slab stik z vzorcem. Zato lahko pride do napake v meritvi temperature oziroma
26
prekinitve merjenja temperature. Deformirane vzorce lahko kasneje pregledamo z metalografsko analizo in ugotovimo mikrostrukturo ter velikost zrn. [19]
Med preizkusom valjček postaja sodčkast. Vzrok za to je trenje med osnovnima ploskvama, valjčkoma in ploščo, zavira prosto širjenje, zato valjček dobiva obliko sodčka. Večje, kot je trenje, bolj se oddaljujemo od tlačnih karakteristik. [18]
3.6.5. MIKROSTRUKTURA PO TLAČNIH PREIZKUSIH
Po tlačnih preizkusih smo preizkušancem najprej izmerili višino za poznejši izračun logaritemske deformacije. Potem se je začela priprava vzorcev za pregled mikrostrukture.
Preizkušance smo po preseku prerezali in pobrusili. Nato pa smo jih zalili v maso in jih spolirali.
Ko so bili vzorci pripravljeni, smo jih jedkali v barvnem jedkalu, enako kot smo to naredili z vzorci pred tlačnimi preizkusi.
Na vzorcih, ki so bili preoblikovani na nižji temperaturi (med 800 °C in 950 °C), smo iskali morebitne mikrorazpoke. Primerjali smo velikost zrn med vzorci, preoblikovanimi na nižjih temperaturah in tistimi, ki smo jih preoblikovali na višjih (med 1000 °C in 1250 °C). Pričakovali smo, da bodo vzorci, ogreti na višjih temperaturah imeli bolj izrazit 50 %-50 % delež faz avstenita in ferita.
27
4. REZULTATI IN RAZPRAVA
4.1. TRDOTAV tabeli 6 so rezultati merjenja trdote po Brinellu, v tabelah 7–11 pa rezultati merjenja trdote pred tlačnim preizkusom po Vickersu za vsak vzorec posebej. V tabeli 12 so rezultati merjenja trdote po Vickersu na desetih vzorcih na območju avstenita, v tabeli 13 pa na področju ferita po tlačnem preizkusu. Na vsakem vzorcu smo po Vickersu merili trikrat trdoto avstenita in trikrat ferita, iz rezultatov smo izračunali povprečno trdoto ferita in povprečno trdoto avstenita v posameznem vzorcu.
Tabela 6: Merjenje trdote po Brinellu Lokacija/vzorec: HBW:
R1 228
R2 229
D4 224
J2 236
J1 238
Tabela 7: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu R1 pred tlačnim preizkusom Lokacija/vzorec: R1
Meritev: Avstenit: Ferit:
1 228 295
2 228 293
3 216 315
Povprečje (HV): 224 301
Tabela 8: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu R2 pred tlačnim preizkusom Lokacija/vzorec: R2
Meritev: Avstenit: Ferit:
1 242 272
2 227 311
3 228 284
Povprečje (HV): 232,33 289
28
Tabela 9: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu D4 pred tlačnim preizkusom Lokacija/vzorec: D4
Meritev: Avstenit: Ferit:
1 224 293
2 224 300
3 227 290
Povprečje (HV): 225 294,33
Tabela 10: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu J2 pred tlačnim preizkusom Lokacija/vzorec: J2
Meritev: Avstenit: Ferit:
1 221 302
2 224 290
3 225 297
Povprečje (HV): 223,33 296,33
Tabela 11: Merjenje trdote po Vickersu na vzorcu J1 pred tlačnim preizkusom Lokacija/vzorec: J1
Meritev: Avstenit: Ferit:
1 230 309
2 233 288
3 216 286
Povprečje (HV): 226,33 294,33
29
Tabela 12: Merjenje trdote po Vickersu po tlačnih preizkusih na področju avstenita Oznaka
vzorca
Temperatura deformacije
Tdef [°C] 1 2 3
Povprečje (HV):
1B41 1250 242 276 268 262
1B42 1200 275 258 268 267
1C41 1150 268 264 272 268
1C42 1100 265 255 304 274
2B42 1050 283 273 281 279
2C41 1000 255 302 268 275
2C42 950 300 287 298 295
3B42 900 311 321 313 315
4B41 850 318 306 315 313
4B42 800 347 321 343 337
Tabela 13: Merjenje trdote po Vickersu po tlačnih preizkusih na področju ferita Oznaka
vzorca
Temperatura deformacije
Tdef [°C] 1 2 3
Povprečje (HV):
1B41 1250 306 302 280 296
1B42 1200 296 290 284 290
1C41 1150 284 277 273 278
1C42 1100 281 286 279 282
2B42 1050 276 284 283 281
2C41 1000 288 290 280 286
2C42 950 280 278 267 275
3B42 900 294 281 259 278
4B41 850 283 261 284 276
4B42 800 276 258 264 266
Pred tlačnimi preizkusi imajo vsi vzorci podobno trdoto ferita in avstenita ne glede na njihovo lokacijo (rob, četrtina, jedro). Ko primerjamo trdoto avstenita pred in po tlačnih preizkusih, vidimo, da je ta narastla. Najvišjo trdoto avstenita ima vzorec, ki je bil ogret na najnižjo temperaturo deformacije, najmanjšo pa vzorec, ogret na najvišjo temperaturo. Trdota ferita je bila pri višjih temperaturah enaka, z nižanjem temperature je malo padala v primerjavi z vzorci, merjenimi pred tlačnimi preizkusi.
30 4.2. MIKROSTRUKTURA
4.2.1. MIKROSTRUKTURA PRED TLAČNIMI PREIZKUSI
Proti jedru smo opažali vedno več poroznosti in vedno manj vključkov. Videli smo, da je jeklo čisto, brez večjih poroznosti in vključkov. Vidne so tudi raze od brušenja. Po plastični deformaciji pričakujemo več vključkov, ki na površini niso vidni. Na sliki 26 je mikrostruktura vzorca D4 pri 50-kratni povečavi po barvnem jedkanju. Nas sliki 27 je mikrostruktura vzorca D4 po rahlem poliranju brez uporabe polirnega sredstva. Avstenitna zrna, ki so obarvana svetlejše oz. so bela, so kot otoki razporejena v feritni matrici, ki je obarvana temnejše.
Slika 26: Mikrostruktura vzorca D4 pri 50-kratni povečavi po barvnem jedkanju
Slika 27: Mikrostruktura vzorca D4 pri 50-kratni povečavi po barvnem jedkanju in rahlem poliranju brez polirnega sredstva
4.2.2. DELEŽ FERITA
V tabeli 14 je prikazan delež ferita pred tlačnimi preizkusi na različnih območjih površine. Za vsak vzorec smo delež ferita merili trikrat, v zadnjem stolpcu je zapisan povprečni rezultat meritev.
31 Tabela 14: Delež ferita na različnih območjih površine
Lokacija/vzorec: % DF % DF % DF Povp. (%):
R1 44 43 45,7 44,233
R2 43,2 41,5 41,8 42,167
D4 41,2 42,8 43,8 42,6
J2 41,8 43,2 40,9 41,967
J1 41,5 43,5 41,4 42,133
V tabeli 15 je prikazan delež ferita na različnih področjih po prerezu tlačnih preizkušancev (slika 28). Opravljene so bile po tri meritve na vzorec. V zadnji vrstici je povprečna vrednost meritev.
Tabela 15: Prikaz deleža ferita po preseku vzorcev za tlačni preizkus Oznaka
vzorca
Temperatura deformacije Tdef [°C]
% DF % DF % DF Povpr.
DF (%):
1B41 1250 51,3 53,3 47,0 50,53
1B42 1200 51,6 49,6 53,1 51,43
1C41 1150 53,7 54,5 50,9 53,03
1C42 1100 54,1 51,2 45,1 50,13
2B42 1050 42,7 46,2 50,1 46,33
2C41 1000 42,6 51,9 48,6 47,70
2C42 950 52,8 52,1 48,0 50,97
3B42 900 45,1 42,6 43,2 43,63
4B41 850 49,1 43,8 44,5 45,80
4B42 800 45,7 48,0 46,7 46,8
32
Slika 28: Mikrostrukture vzorcev po deformaciji: a) 1250 °C, b) 1200 °C, c) 1150 °C, d) 1100
°C, e) 1050 °C, f) 1000 °C, g) 950 °C, h) 900 °C, i) 850 °C,
Glede na delež ferita vidimo, da ga je bilo pred tlačnimi preizkusi v povprečju 42,6 %, po tlačnih preizkusih ga je bilo v povprečju 48,6 %, kar je 6 % več kot pred preizkusi. Če bi bil na začetku večji delež ferita, lahko predvidevamo, da bi se posledično izločilo več sigma faze, kar bi lahko povzročilo zmanjšanje deleža ferita, s tem pa pokanje materiala tudi pri višji temperaturi.
4.3. THERMO-CALC ANALIZA
Na slikah 29 in 30 so prikazani deleži faz, ki se v odvisnosti od temperature izločajo glede na kemijsko sestavo šarže 114825. Na sliki 29 vidimo, da se izločanje avstentitne faze povečuje do 890 °C in nato pada do temperature 1350 °C. Sigma faza ima največji delež na temperaturi 750 °C, ko njen delež znaša 29,50 %. Nato pada do temperature 980 °C, kjer se neha izločati.
Feritna faza se začne izločati pri temperaturi 890 °C. Po tej temperaturi se njen delež povečuje do temperature 1350 °C, kjer doseže 99,5 %. Po tej temperaturi masni delež ferita zopet pada.
Pri temperaturi 1100 °C sta si deleža feritaa in avstenita enaka. Najvišja temperatura za nastanek sigma faze je 960 °C, ostale faze se izločajo bistveno manj, kar je razvidno s slike 30. Največji delež (1,2 %) doseže ε-železo pri temperaturi 750 °C.
33
Slika 29: Delež faz v odvisnosti od temperature
Slika 30: Delež faz v odvisnosti od temperature, ki se izločajo v majhnem deležu
34 4.4. TOPLOTNA PREVODNOST
V tabelah 16 in 17 so prikazani rezultati merjenja toplotne prevodnosti za vzorce R in D4 ter D4 in J. V obeh tabelah vidimo, da toplotna prevodnost z večanjem temperature narašča.
Tabela 16: Rezultati merjenja toplotne prevodnosti za vzorce R in D4
toplotna obdelava žarjeno
toplotna prevodnost λ [W/(m·K)]
standardna deviacija
200 °C 15 0,1
400 °C 19,92 0,3
500 °C 22 0,15
moč 750/300 mW
MICA4921 / KAPTON8563 senzor
Tabela 17: Rezultati merjenja toplotne prevodnosti za vzorca D4 in J
toplotna obdelava žarjeno
toplotna prevodnost λ [W/(m·K)]
standardna deviacija
200 °C 17 0,3
400 °C 23 0,7
500 °C 22,4 0,5
moč 750/300 mW
MICA4921 / KAPTON8563 senzor
Toplotna prevodnost ima ključno vlogo pri izbiri materialov za visokotemperaturne aplikacije.
Če želimo, da so toplotne izgube pri prenosu medija čim nižje, mora imeti material nizko vrednost toplotne prevodnosti. V kolikor pa želimo imeti dober prenos toplote, pa mora biti material dobro toplotno prevoden. Najboljšo toplotno prevodnost imajo maloogljična jekla. Z višanjem masnega deleža ogljika in dodajanjem legirnih elementov toplotna prevodnost jeklu pada. Toplotna prevodnost dupleksnih jekel je slabša od feritnih ter boljša od avstenitnih.
35 4.5. TLAČNI PREIZKUSI
Pričakovali smo, da bodo težave pri tlačnih preizkusih nastopile pri nižji temperaturi. Namesto tega je od izvedenih enajstih poskusov počil le en preizkušanec, in sicer pri temperaturi 1050
°C. Ko je bil na isti temperaturi testiran še eden, je preizkus uspel. Ker sta bila oba preizkušanca na tej temperaturi izrezana iz istega traku, lahko predvidevamo, da za to ni bila kriva temperatura, ampak neka druga napaka v izvedbi preizkusa. Rezultati tlačnih preizkusov so prikazani v tabeli 18.
Logaritemska deformacija je odvisna od razmerja med vhodno višino valjčka pred (h0) in končno višino valjčka (h). Rezultati logaritemske deformacije so si med sabo zelo podobni, vrednost se giblje okoli 0,91. Na nobenem deformiranem vzorcu nismo zasledili razpok na površini vzorcev.
Tabela 18: Rezultati tlačnih preizkusov Oznaka
vzorca
Temperatura deformacije
Tdef [°C]
Hitrost deformacije
𝜀̇[s -1]
Začetna višina (dolžina)
h0 [mm]
Trenutna višina h [mm]
Logaritemska deformacija
ε [/]
1B41 1250 1 15,03 6,25 0,88
1B42 1200 1 15,04 5,77 0,96
1C41 1150 1 15,04 5,95 0,93
1C42 1100 1 15,03 6,19 0,89
2B42 1050 1 15,02 5,86 0,94
2C41 1000 1 15,00 5,56 0,99
2C42 950 1 14,99 5,79 0,95
3B42 900 1 15,01 6,17 0,89
4B41 850 1 15,02 5,97 0,92
4B42 800 1 15,03 5,83 0,95
Rezultati tlačnega preizkusa na Gleeble 1500D kažejo, da se da nemoteno valjati na vseh temperaturah, ne da bi jeklo pri deformaciji na nizkih temperaturah počilo. V praksi vemo, da temu ni tako. Ti rezultati so posledica priprave vzorcev in delno tudi izvedbe preizkusov.
Plošča, iz katere so bili vzeti vzorci, ni bila predhodno toplotno obdelana (raztopno žarjenje).
Prav tako pa je bil tudi čas zadrževanja na temperaturi avstenizacije med preizkusom prekratek.
Za rezultate, ki bi jih lahko uporabili za optimiranje procesa valjanja dupleksnega jekla PK338 na valjalnem stroju bloomingu SIJ Metal Ravne, bo potrebno preizkuse ponoviti.
Predlagamo, da se plošča, preden se iz nje izrežejo preizkušanci, raztopno odžari v peči za približno 110 minut, nato pa se preizkusi ponovijo z daljšimi časi ogrevanja (namesto 7 minut se naj ogreva 15 minut, kar znaša 1,4 °C/s), namesto 1 minute zadrževanja na temperaturi avstenitizacije bi se morala temperatura ohranjati vsaj 10 minut in namesto 17 sekund ohlajanja
36
do naslednje temperature deformacije bi se moralo ohlajanje podaljšati na 5 minut, to je 0,17
°C/s. V kolikor bodo na Naravoslovnotehniški fakulteti uspešno pridobili nov simulator termo- mehanskih stanj Gleeble 3500GTC, bi bilo preizkuse vredno ponoviti.
4.6. KRIVULJE TEČENJA
Krivulje tečenja za dupleksno jeklo PK338 smo določili s pomočjo tlačnega preizkusa. Za obdelavo meritev smo uporabili podatke zajete med tlačnim preizkusom na termo-mehanskem simulatorju Gleeble 1500D pri hitrosti deformacije 1 s-1.
Na sliki 31 so krivulje tečenja za vse temperature deformacije. Vidimo, da največje napetosti tečenja nastopajo pri nižjih temperaturah. Z višjo temperaturo se zmanjšuje napetost tečenja.
Največja napetost tečenja je tako pri temperaturi 800 °C, najnižja pa pri 1250 °C. Predvsem pri nižjih temperaturah vidimo izrazito utrjevanje, ko napetost strmo narašča. Ob dosegu maksimalne napetosti nastopi mehčanje, deformacijska napetost pade, utrjevanje in mehčanje pa stopita v dinamično ravnotežje.
Slika 31: Krivulje tečenja pri hitrosti deformacije 1 s-1
37
5. ZAKLJUČKI
V sklopu diplomske naloge smo raziskovali, pri katerih temperaturah lahko dupleksno jeklo PK338 optimalno preoblikujemo. Iz plošče, ki je bila odvzeta iz glave ulitega ingota, smo naredili vzorce za mehanske in metalografske raziskave. Tlačne preizkuse smo izvedli z uporabo simulatorja termo-mehanskih stanj Gleeble 1500D. Da bi ugotovili optimalne temperature valjanja, smo vzorce tlačno obremenjevali v temperaturnem območju med 1250
°C in 800 °C s korakom 50 °C in hitrostjo deformacije 1 s-1. Na osnovi pridobljenih rezultatov smo prišli do naslednjih sklepov:
– Po deformaciji se trdota avstenita poveča, njena vrednost pa pada z naraščajočo temperaturo deformacije. Trdota ferita po deformaciji je pri višjih temperaturah podobna trdoti pred deformacijo, pri nižjih temperaturah pa je malo nižja.
– Delež ferita je bil v vzorcih pred deformacijo 42,6 %, po deformaciji pa se je povečal v povprečju na 48,6 %, kar je 6 % več kot pred preizkusi.
– S Thermo-Calc analizo smo določili najvišjo temperaturo 960 °C za nastanek faze sigme, a je v mikrostrukturi vzorcev niso zasledili.
– Toplotna prevodnost dupleksnih jekel je slabša od feritnih, a boljša od avstenitnih jekel.
– Z naraščajočo temperaturo padajo napetosti tečenja in obratno.
– Pri danih pogojih testiranja je bilo jeklo dobro preoblikovalno.
V praksi nastopijo težave s pokanjem robov valjanca pri nižjih temperaturah valjanja, kar je po večini posledica izločanja sigma faze. Te v preiskovanih vzorcih nismo zasledili. Vzrok za to je v pripravi materiala za izdelavo preizkušancev za tlačne preizkuse, ki bi moral biti predhodno raztopno odžarjen. Preizkuse bo potrebno za bolj korektne rezultate ponoviti s predhodnim žarjenjem v peči, pri enakih temperaturah deformacije, z daljšimi časi ogrevanja, ohlajanja in zadrževanja na temperaturi deformacije.
