TEKNILLINEN KORKEAKOULU
Materiaalitekniikan osasto Materiaalitieteen laboratorio
Heikki Haavisto
JATKUVATOIMISEN HEHKUTUKSEN VAIKUTUS ERÄIDEN MIKROSEOSTETTUJEN LUJIEN TERÄSTEN MIKRORAKENTEISIIN
JA OMINAISUUKSIIN
Diplomityö, joka on jätetty opinnäytteenä tarkastettavaksi diplomi-insinöörin tutkintoa varten Espoossa 15.5.2007
Työn valvoja
Prof. Simo-Pekka Hannula
Työn ohjaaja
Dipl. ins. Kari Koho Työn ohjaaja
TkL Ilkka Penttinen
TEKNILLINEN KORKEAKOULU DIPLOMITYÖN TIIVISTELMÄ Tekijä: Haavisto, Heikki
Työn nimi: Jatkuvatoimisen hehkutuksen vaikutus eräiden mikroseostettujen lujien terästen mikrorakenteisiin ja ominaisuuksiin
Päivämäärä: 15.5.2007 Sivumäärä: 100 s.
Osasto: Materiaalitekniikan osasto Professuuri: Materiaalitiede
Työn valvoja: Professori Simo-Pekka Hannula
Työn ohjaajat: TkL Ilkka Penttinen ja Dipl. ins. Kari Koho
Avainsanat: mikroseostus, niobi, titaani, rekristallisaatiohehkutus, sinkityslinja, mekaaniset ominaisuudet, erkautuminen, erkauma, HSLA, ТЕМ________________
Tämän työn tarkoituksena oli selvittää jatkuvatoimisen hehkutuksen vaikutusta mikroseostettujen lujien terästen mikrorakenteisiin ja mekaanisiin ominaisuuksiin.
Teoriaosassa käsitellään rekristallisaatiota ja erkautumista sekä näiden keskinäistä vuorovaikutusta. Kylmämuokkausasteella, hehkutuslämpötilalla ja seosaineilla todetaan olevan suuri merkitys rekristallisaation ja erkautumisen kulkuun.
Kokeellisessa osassa selvitettiin eri lämpökäsittelyiden vaikutusta erkaumien koko
ja lukumääräjakaumiin. Tutkittavia materiaaleja oli yhteensä kolme: Nb-seosteiset teräkset A ja C, sekä Nb+Ti-seosteinen teräs B. Koemateriaaleille suoritettiin neljä toisistaan poikkeavaa lämpökäsittelyä. Kaikille näytteille tehtiin kovuusmittaukset ja vetokokeet, joiden tarkoituksena oli selvittää eri lämpökäsittelyiden vaikutusta mekaanisiin ominaisuuksiin. Teräkselle C tehtiin TEM-mittaukset, jossa selvitettiin erkaumien koko-ja lukumääräjakaumat. Mekaanisten ja TEM-kokeiden pohjalta pystyttiin arvioimaan erkautumisprosessia kullakin lämpökäsittelyllä.
Materiaaleissa A ja C havaittiin eri lämpökäsittelyiden välillä eroa mekaanisissa ominaisuuksissa ja raerakenteessa. В materiaali poikkesi A ja C materiaalista siten, että kaikilla lämpökäsittelyillä sen mekaaniset ominaisuudet ja raerakenteet pysyivät lähes samoina. C materiaalin TEM-tutkimustulosten perusteella sinkityslinjan yksi eri lämpökäsittelyillä ei ole vaikutusta syntyviin erkaumiin, koska erkaumien koko
ja lukumääräjakaumat olivat lähes identtiset. Sinkityslinjan kolme teräksillä sitä vastoin oli eroja erkaumien koko-ja lukumääräjakaumissa eri lämpökäsittelyiden osalta. Tämä viittaa siihen, että sinkityslinjalla kolme tapahtuu erkautumista pidemmän prosessiajan vuoksi, kun taas sinkityslinjalla yksi erkautuminen ei ehdi alkamaan.
HELSINKI UNIVERSITY OF TECHNOLOGY ABSTRACT OF THE MASTER’S THESIS Author: Haavisto, Heikki
Title of Thesis: The effect of continuous annealing on the microstructure and mechanical properties of microalloyed steels
Date: 15.5.2007 Number of pages: 100
Department: Department of Materials Science and Engineering Professorship: Materials Science
Supervisor: Prof. Simo-Pekka Hannula
Instructors: Ilkka Penttinen, Lic.Sc.(Tech.) and Kari Koho, M.Sc.
Keywords: microalloyed, niobium, titanium, hot-dip galvanizing, continuous
annealing , mechanical properties, precipitation, precipitate, HSLA, ТЕМ_________
The aim of this study was to investigate the effects of different continuous annealing parameters on microstructures and mechanical properties. The investigation was completed on microalloyed steels.
The theoretical part of the study deals with recrystallization and precipitation and their interaction. Cold-rolling, annealing temperature and alloys are discovered to have a great influence on the progressions of recrystallization and precipitation.
The experimental part investigated how different continuous annealing heat
treatments influenced the precipitates size- and quantity distribution. Four different heat treatments were completed on three different materials: steels A and C which were niobium alloyed and steel В which contained also titanium. To clarify the effects of different heat treatments on mechanical properties, hardness and tensile tests were made for all of these samples. TEM-investigations were made for material C, in order to find out the size- and quantity distributions for precipitates. Through the mechanical tests and TEM-investigations it was possible to evaluate the
precipitation process for different heat treatments.
Deviation was found on the mechanical properties and grain structure between different heat treatments for materials A and C. Material В differed from the others, because the mechanical properties and grain structures remained nearly the same between the different heat treatments. The TEM-investigations for material C revealed that the hot-dip galvanizing line one didn’t have an effect on the precipitation distributions. Whereas hot-dip galvanizing line three did have an influence on the precipitates size- and quantity distributions. Results of the investigations refer that precipitation occurred on hot-dip galvanizing line three, because of longer process times. The process times for hot-dip galvanizing line one were apparently too short for the precipitation to happen.
ALKUSANAT
Tämä diplomityö on tehty Teknillisessä korkeakoulussa Materiaalitekniikan osastolla Materiaalitieteen laboratoriossa. Työ on tehty Rautaruukki Oy:lle. Työhön liittyviä kokeita tehtiin Materiaalitieteen laboratorion lisäksi Rautaruukin Hämeenlinnan toimipisteessä. Lisäksi lämpökäsittelyt sinkityssimulaattorilla tehtiin VTT:ssa Espoossa.
Työni valvojaa professori Simo-Pekka Hannulaa haluan kiittää hänen mielenkiinnosta työtäni kohtaan ja saamistani neuvoista.
Suuret kiitokset työni ohjaajille TkL Ilkka Penttiselle ja DI Kari Koholle. Haluaisin heitä molempia kiittää rakentavista neuvoista, kritiikistä ja kannustavasta
suhtautumisesta työtäni kohtaan.
Suuri kiitos kuuluu Materiaalitieteen laboratorion henkilökunnalle, erityisesti Pirjo Korpialalle ja Yanling GeTle. Heidän asiantuntemuksestaan oli suurta apua
kokeellisen osan suorittamisessa. Kiitän myös koko Materiaalitieteen laboratorion henkilökuntaa mukavasta työskentelyilmapiiristä. Tiedonhaun ja artikkelien etsimisestä haluaisin kiittää kirjastonhoitajaa ja samalla tätiäni Outi Järvinevaa.
Lopuksi haluan kiittää koko opiskeluaikaisesta tuesta ja kannustuksesta vanhempiani, sisaruksiani ja erityisesti tyttöystävääni Lilliä.
Espoossa. 15.5.2007
Heikki Haavisto
Sisällysluettelo
1 Johdanto... 7
2 Lujat muovattavat ohutlevyteräkset ja niiden valmistaminen...8
3 Kylmämuokatun materiaalin käyttäytyminen rekristal 1 isaatiohehkutuksessa.... 10
3.1 Elpyminen j a rakeenkasvu... 10
3.1.1 Elpyminen... 11
3.1.2 Rakeenkasvu... 12
3.1.3 Rekristallisaatioon ja rakeenkasvun matemaattinen tarkastelu... 14
3.1.4 Rekristallisoitumiseen vaikuttavat tekijät mikroseosteisissä teräksissä... 16
3.1.4.1 Kylmämuokkauksen vaikutus rekristallisaatioon... 16
3.1.4.2 Hehkutuslämpötilan ja uunityypin vaikutus rekristallisaatioon....18
3.1.4.3 Seosaineiden vaikutus rekristallisaatioon...20
3.2 Erkautuminen...23
3.2.1 Erkaumien liukeneminen...29
3.2.2 Erkaumien orientaatiosuhteet...37
3.2.3 Erkaumien esiintyminen eri faaseissa...39
3.2.4 Lujittamismekanismit...40
3.2.5 Hehkutuslämpötilan ja kylmävalssauksen vaikutus erkaumiin...45
3.2.6 Mikroseosaineiden ominaisuudet erkautumisessa...49
Alumiini (AI)...49
Mangaani (Mn)...49
Niobi (Nb)...50
Titaani (Ti)... 50
Vanadiini (V)...51
3.3 Kilpailevat prosessit - erkautuminen ja rekristallisaatio...52
4 Koemateriaali j a käsittelyt... 55
4.1 Sinkityssimulaattori... 56
4.1.1 Lämpökäsittelyt... 58
5 Näytteiden valmistus... 59
5.1 ТЕМ näytteiden valmistus...59
5.1.1 Ikkunamenetelmä...60
5.1.2 Replika-menetelmä...63
5.2 Vetosauvojen valmistus...66
6 Mittaukset...68
6.1 Kovuusmittaukset...68
6.2 Vetokoe...69
6.3 Optinen mikroskopia... 70
6.4 Läpivalaisuelektronimikroskopia...71
7 Tulokset... 74
7.1 Kovuus...74
7.2 Terästen mikrorakenne...77
7.3 Terästen jännitysvenymäkäyrät... 80
7.4 Erkaumarakeime... 83
8 Tulosten tarkastelu... 85
8.1 Terästen kovuus... 85
8.2 Raerakenne... 85
8.3 Lujuus-ja venymäominaisuudet...87
8.4 Erkaumarakenne... 89
8.5 Tulosten keskinäinen vertailu...91
9 Johtopäätökset... 94
10 Lähteet... 96 LIITTEET A-E
1 Johdanto
Mikroseostetuille lujille teräksille on ominaista tietty lujuus, kohtuullinen muovattavuus ja hyvä hitsattavuus. Näiden terästen lujuus perustuu lähinnä lujittaviin erkaumiin, jotka luovat ympärilleen jännityskentän joka haittaa dislokaatioden liikettä tai estävät raekoon kasvua ja mahdollistavat siten pienen raekoon valmistamisen sopivassa termomekaanisessa käsittelyssä.
Tutkittaessa mikroseostettuja teräksiä on olennaista ymmärtää niiden prosessiparametrien vaikutus, jotka ovat keskeisiä teräksen mekaanisten ominaisuuksien kannalta. On olennaista ymmärtää miten kylmämuokkausaste vaikuttaa rekristallisaatiohehkutukseen ja miten hehkutuslämpötilan nosto vaikuttaa raerakenteeseen ja erkaumien karkenemiseen.
Tämän työn tarkoituksena on ollut tutkia rekristallisaatiohehkutuksen vaikutusta mikrorakenteeseen ja mekaanisiin ominaisuuksiin mikroseostetuilla lujilla teräksillä.
Työn kokeellisessa osassa tutkittiin kolmea eri koostumusta omaavaa näytettä.
Koostumusvaihteluilla on pyritty selvittämään erkaumajakauman kannalta
optimaalisimmat mikroseosainepitoisuudet. Rekristallisaatiohehkutuksia suoritettiin kaksi erilaista: ensimmäisessä mallinnettiin Rautaruukin Hämeenlinnan tehtaan sinkityslinjaa yksi (linja 1) ja toisessa sinkityslinjaa kolme (linja 3). Molempia sinkityslinjoja vielä mallinnettiin kahdella eri hehkutuslämpötilalla.
Rekristallisaatiohehkutukset suoritettiin Otaniemessä VTT:n sinkityssimulaattorissa.
Kaikille näytteille suoritettiin teräksen valmistusprosessin (kuumavalssaus, kylmävalssaus, kuumasinkitys) jälkeen vetokoe, kovuuskoe ja niistä otettiin mikrorakennekuvat. Tämän jälkeen valittiin neljä kiinnostavinta näytettä, joille tehtiin ТЕМ (Transmission Electron Microscopy) tutkimukset erkaumien lukumäärä- ja kokojakaumien määrittämiseksi.
Tässä diplomityössä on usein käytetty mikroseostetuille lujille teräksille
englanninkielisestä terminologiasta peräisin olevaa nimitystä: HSLA (High Strength Low Alloy) teräkset. Työn kokeellisessa osassa tutkitut teräslaadut kuuluvat myös HSLA teräksiin.
2 Lujat muovattavat ohutlevyteräkset ja niiden valmistaminen
Lujat muovattavat ohutlevyteräkset ovat standardin EN 10292 + A2 mukaisia HSLA tyyppisiä teräksiä (HX260LAD - HX420LAD). Näiltä teräksiltä vaaditaan lujuuden ja korkean muovattavuuden lisäksi hyvää hitsattavuutta. Lujia muovattavia teräksiä
käytetään esimerkiksi ajoneuvoteollisuudessa sekä kodinkone-ja
huonekaluteollisuudessa. Näissä käyttökohteissa voidaan hyödyntää teräksen
kohtuullisen hyvän lujuuden, muovattavuuden ja hitsattavuuden yhdistelmää.(01sson
& Nilsson 1988, Rautaruukki 2006)
HSLA teräkset sisältävät hiilen ja mangaanin lisäksi pieninä pitoisuuksina erkaumia muodostavia seosaineita, yleensä niobia, titaania ja/tai vanadiinia. Oikein suoritetun muokkaus- ja lämpökäsittelyprosessin tuloksena mikroseosaineet hienontavat raekokoa ja muodostavat juuri lujittavia erkaumia. Tasalaatuisen mikroseostetun teräksen valmistaminen vaatii tarkkaa koostumuksen ja termomekaanisen käsittelyn hallintaa. (Brun & Munier 1986, Honeycombe & Bhadesia 1995)
Lujien muovattavien terästen valmistusprosessi sisältää useita vaiheita, jotka vaikuttavat teräksen loppurakenteeseen. Valun jälkeen teräsaihio kuumavalssataan sopivan paksuiseksi nauhaksi, jonka jälkeen sitä ohennetaan entisestään
kylmävalssauksella, missä myös nauhan pinnan laatu, tasomaisuus ja mekaaniset ominaisuudet paranevat. Kylmävalssauksen jälkeen teräs käsitellään
kuumasinkityslinjalla sen korroosion kestävyyden ja ulkonäön parantamiseksi.
Kuumasinkityslinjassa teräsnauhan pinnanpuhdistus, lämpökäsittely
(rekristallisaatiohehkutus), sinkkipinnoitus, viimeistelyvalssaus ja venytysoikaisu tehdään samassa valmistuslinjassa jatkuvana prosessina. (Rautaruukki Steel 2000) Kuvassa 1 on esitetty yleinen kaaviokuva jatkuvatoimiselle kuumasinkityslinjalle (Pérez et ai. 1998).
shears
v ет\
ENTRY '
galvannealing furnace
cooling units
accumulator
Kl
annealing furnace
a
n:U
accumulator
welder
laser inspection
LJ
electrolytic degreasing
water quench
chromate treatment
electrostatic oiling
Kuva 1. Skemaattinen kuva jatkuvatoimisesta kuumasinkityslinjasta (Pérez et al. 1998).
Kaikki kolme (kuumavalssaus, kylmävalssaus ja kuumasinkitys) edellä mainittua prosessia vaikuttavat teräksen mikrorakenteeseen ja sitä lujittavien erkaumien syntymiseen. Kuumavalssauksen osalta näitä vaikutuksia on tutkittu, mutta kuumasinkitystä edeltävän rekristallisaatiohehkutuksen ja kylmävalssauksen vaikutuksesta lujittaviin erkaumiin on julkaistu vain vähän.
3 Kylmämuokatun materiaalin käyttäytyminen rekristallisaatiohehkutuksessa
Lujien mikroseostettujen terästen rekristallisaatiohehkutuksessa tapahtuvat prosessit, jotka vaikuttavat syntyvään mikrorakenteeseen ovat rekristallisaatio, rakeenkasvu ja
erkautuminen. Tässä kappaleessa on esitetty nämä prosessit ja tutkittu näiden prosessien vuorovaikutusta keskenään.
3.1 Elpyminen ja rakeenkasvu
Elpyminen käsittää toipumisen ja rekristallisaation, kun taas rakeenkasvu käsittää normaalin rakeenkasvun lisäksi epäjatkuvan rakeenkasvun (eli sekundäärinen rekristallisaatio). Näiden eri vaiheiden vaikutusta metallin sisäisiin jännityksiin, mekaanisiin ominaisuuksiin ja raekokoon on havainnoitu kuvassa 2. (Lindroos et ai.
1986, Humphreys & Hatherly 1995)
-1 J f T~ I toipumi
nen . s *
rm
rakeen- / kasvu /
hehkutustömpötHa
Kuva 2. Rekristallisaation eri vaiheiden vaikutus metallin ominaisuuksiin (Lindroos et ai. 1986)
3.1.1 Elpyminen
Materiaalia muokatessa sen mikrorakenne hienontuu samalla kun sen muuttuu termodynaamisesti metastabiiliksi. Muokattu rakenne ja sen ominaisuudet pystytään palauttamaan muokkausta edeltävään tilaan sopivalla lämpökäsittelyllä, kuten rekristallisaatiohehkutuksella. Tämän vuoksi metalleja hehkutetaan usein muokkauksen aikana tai sen jälkeen. Mikroseostettujen terästen valmistuksessa rekristallisaatiohehkutuksella on suuri vaikutus terästen mekaanisiin ominaisuuksiin (Lindroos et ai. 1986). Bleck et ai. ovatkin havainneet, että Nb-seosteisissä teräksissä rekristallisaatioasteella on suurin yksittäinen vaikutus teräksen myötölujuuteen (Bleck et ai. 1988a)
Toipumisessa metallin sisäiset, muokkauksessa syntyneet makrojännitykset pienenevät voimakkaasti, mutta mekaaniset ominaisuudet pysyvät lähes ennallaan (Lindroos et ai. 1986). Myös raerakenne pysyy toipumisen aikana ennallaan. Vasta primäärisessä rekristallisaatiossa rakenteeseen alkaa ydintyä uusia ei-deformoituneita kiteitä, jotka voivat kasvaa ja lopulta syövät koko rakenteen (Lindroos et ai. 1986).
Nämä kasvavat kiteet rajoittuvat ympäristöönsä pitkin suurenkulmanrajoja, ja niiden kristallografmen suuntaus on yleensä satunnainen (Lankila 1990). Kiteet kasvavat siten, että atomit siirtyvät kasvavaan kiteeseen yksitellen raerajan ylitse. Tämä prosessi saa energiansa muokatun ja rekristallisoituneen rakenteen välisestä vapaan energian erotuksesta (Lankila 1990). Primäärisessä rekristallisaatiossa mekaaniset ominaisuudet palautuvat voimakkaasti ennen muokkausta ollutta rakennetta kohti, minkä lisäksi sisäiset makrojännitykset häviävät kokonaan (Lindroos et ai. 1986).
Rekri stal li saatio on monimutkainen prosessi, jonka kulkuun ja lopputuloksena syntyvään rakenteeseen vaikuttavat useat eri tekijät, erityisesti muokkausaste ja hehkutuslämpötila. Primäärisessä rekristallisaatiossa valittu hehkutuslämpötila vaikuttaa eksponentiaalisesti ydintymis-ja kiteenkasvunopeuteen (Lindroos et ai.
1986). Rekristallisaatio tapahtuu sitä nopeammin mitä korkeampi valittu lämpötila on. Myös muokkausasteen nosto nopeuttaa rekristallisaatiota ja siirtää sitä alempiin lämpötiloihin. Yleisenä sääntönä voidaan pitää, että kun hehkutuslämpötilaa
nostetaan 10 °C, lyhenee määrätyn rekristallisaatioasteen saavuttamiseksi vaadittu hehkutusaika lähes puoleen.
3.1.2 Rakeenkasvu
Rakeenkasvussa ajavana voimana on raerajojen sitoutuneen energian pienentäminen.
Rakeenkasvu on termisesti aktivoituva prosessi ja raekoko pyrkiikin kasvamaan aina kun lämpötilaa nostetaan. Saavutettu raekoko on riippuvainen vain hehkutuksen huippulämpötilassa vietetystä ajasta, eikä näin ollen hehkutusprosessin matalampien lämpötilojen vaikutusta tarvitse ottaa huomioida. Raekoon kasvunopeudelle on esitetty laskentayhtälöt seuraavassa kappaleessa (3.1.3). (Lindroos et ai. 1986)
Epäjatkuvassa rakeenkasvussa (sekundäärinen rekristallisaatio) kasvavat yksittäiset primääriset rakeet suuriksi, aiheuttaen epätasaisen raerakenteen. Tämä raerakenne on epäedullinen valmistettaessa mikroseostettuja lujia teräksiä, joissa pyritään
mahdollisimman hienorakeiseen raerakenteeseen. Epäjatkuvan rakeenkasvun voi aiheuttaa rakenteessa olevat epäpuhtaudet tai rekristallisaatiotekstuuri, jotka molemmat ehkäisevät primääristä rakeenkasvua. Jos materiaalissa on runsaasti epäpuhtauksia, alkaa materiaaliin muodostua sulkeumia, jotka pysäyttävät
rekristallisaation heti primäärisen rekristallisaation jälkeen. Tällöin rakenne jää hyvin pienirakeiseksi. Tilanteissa jossa materiaalissa olevat epäpuhtaudet ovat jakautuneina epätasaisesti, osa rakeista voi kasvaa naapureitaan suuremmiksi, joka johtaa
epätasaiseen raerakenteeseen. Voidaan ajatella, että puhtaille kohdille pääsee metallia hehkutettaessa syntymään suuria rakeita, jotka taas jatkavat kasvuaan
ympärillä olevien pienten rakeiden kustannuksella. Kiteiden kasvun ajavana voimana on pyrkimys raerajojen pintajännityksen pienenemiseen. Kun rakenne on
pienirakeista, kiteillä on useita naapureita. Mitä suurempi yksittäisellä kiteellä on naapurikiteiden lukumäärä, sitä enemmän pintajännitys pyrkii siirtämään tämän raerajoja ulospäin kohti kuvan 3a mukaista tasapainotilaa. Kuten kuvasta 3c nähdään, tämä voi johtaa sekundääriseen rekristallisaatioon. (Lindroos et ai. 1986)
Kuva 3. Epäjatkuva rakeenkasvu voi tapahtua tapauksessa c) (Lindroos et ai. 1986).
Epäjatkuvassa rakeenkasvussa on tietty kriittinen lämpötila, jonka yläpuolella tapahtuu normaalinen jatkuva rakeenkasvu, mutta sen alapuolella rakeiden kasvu on kokonaan estynyt rekristallisaation rajoittuessa primääriseen vaiheeseen.
Hehkutuslämpötilan osuessa kriittiselle lämpötila-alueelle, syntyy epätasainen raerakenne. Kriittiseen lämpötilaan vaikuttaa teräksen seostus ja muokkausaste.
(Lindroos et ai. 1986)
Rekristallisoituneen homogeenisen metallin ominaisuuksiin vaikuttaa kolme eri tekijää: keskimääräinen raekoko, raerakenteen tasaisuus ja tekstuuri. Nämä tekijät pätevät myös useimmiten tutkittaessa heterogeenisen metallin ominaisuuksia.
Raekoolla on suuri vaikutus materiaalin mekaanisiin ominaisuuksiin, erityisesti materiaalin myötölujuuteen. Raekoon pienentyessä myötölujuus kasvaa. Myös murtolujuus, kovuus ja väsymislujuus kasvavat raekoon pienentyessä. Tämänkin vuoksi valmistettaessa mikroseostettuja lujia teräksiä on oleellista pyrkiä
pienirakeiseen rakenteeseen. Raerakenteen tasaisuudella on suuri vaikutus materiaalin muokattavuuteen. Jos rakenteessa on suuria kiteitä pienten rakeiden muodostamassa matriisissa, tapahtuu muodonmuutos epätasaisesti, joka pahimmassa tapauksessa johtaa metallin ennenaikaiseen murtumiseen. Juuri tämän takia tulee välttää sekundääristä rekristallisaatiota. Tekstuuri heikentää myös metallin
muodonmuutoskykyä, koska se tekee metallin kvasi-anistrooppiseksi muovauksessa syntyviin ominaisuuksin nähden. Myös tämä saattaa johtaa metallin ennenaikaiseen murtumiseen. (Lindroos et ai. 1986, Humphreys & Hatherly 1995).
3.1.3 Rekristallisaatioon ja rakeenkasvun matemaattinen tarkastelu
Rekristallisaation kulun ja tarvittavan hehkutuslämpötilan arvioimiseksi on kehitetty erilaisia matemaattisia lausekkeita. Myös raekoon kasvunopeudelle on esitetty kaavoja.
Rekristallisoitunut osuus määritellään tavallisimmin kovuusmittausten avulla (Kaava 1). (Bleck et ai. 1988a)
(1)
x = rekristallisoitunut osuus missä
H0 = kylmävalssatun hehkuttamattoman materiaalin kovuus Ht = kylmävalssatun materiaalin kovuus hehkutusajan t kuluttua Hmin = täydellisesti rekri stal 1 i so i tuneen materiaalin kovuus Avramin yhtälön avulla voidaan taas laskea rekristallisoitunut osuus halutussa lämpötilassa tietyn hehkutusajan kuluttua (Kaava 2). (Bleck et ai. 1988a)
(2)
missä x = rekristallisoitunut osuus (murto-osuus) t = hehkutusaika (s)
t = To * exp (-Q/RT) m = vakio
To = vakio
Q = aktivaatioenergia (kJ/mol)
R= yleinen kaasuvakio = 8.3143 J/mol T = hehkutuslämpötila (K)
Kuumennusnopeus on myös tärkeätä huomioida laskuissa, sillä rekristallisoituminen ei tapahdu pelkästään vakiolämpötilassa, vaan se käynnistyy jo kuumennusvaiheen aikana. Kolmogorov-Johnson-Mehkin yhtälössä on otettu huomioon myös
kuumennusnopeus (kaava 3). (Lankila 1990)
x =1 -exp
(t V
\exp(-Q/RT)dT
<ro y
(3)
missä K = vakio
a = kuumennusnopeus ( C°/s) T = loppulämpötila (K) To = alkulämpötila (K) Q = aktivaatioenergia kJ/mol
R= yleinen kaasuvakio = 8.3143 J/mol
Rakeenkasvu voidaan esittää seuraavassa muodossa, missä otetaan lämpötilan vaikutus mukaan:
Da-D0a = kt (4)
missä D = keskimääräinen raekoko ajankohtana t
Do = keskimääräinen raekoko rakeenkasvun alkaessa t = hehkutusaika
k = ko exp(-QZRT) ko = vakio
Q, ko, a ovat teräskohtaisia vakioita
Kun D » Do ja a < 2, voidaan yhtälö (4) kirjoittaa muotoon:
Da = kt (5)
Tilanteissa jossa materiaalissa ei ole rakeenkasvua hidastavia tekijöitä ja a~2, kaava 5 voidaan esittää muodossa
D = k4t (6)
Kun yhtälöstä (4) otetaan logaritmi, saadaan yhtälön (7) mukainen lauseke.
In D = (l/a)ln k0 + (l/a)ln t - (Q/aR) (1/T). (7)
3.1.4 Rekristallisoitumiseen vaikuttavat tekijät mikroseosteisissä teräksissä
Rekristallisaatiohehkutetun kylmävalssatun teräksen ominaisuuksiin vaikuttavat koostumus, lähtörakenne (kuumavalssauksen jälkeen), kylmävalssausreduktio ja hehkutuslämpötila. Tasaisen ja hienorakeisen rakenteen saavuttamiseksi metallin tulisi olla täydellisesti rekristallisoitunutta. (Bleck et ai. 1988a)
3.1.4.1 Kylmämuokkauksen vaikutus rekristallisaatioon
Kuva 4 esittää niobiseostetun kylmävalssatun teräksen rekristallisaatio
käyttäytymistä. Kuten kuvasta 4 nähdään, niin kylmävalssausreduktiolla on suuri vaikutus metallin rekristallisoitumiseen (Bleck et ai. 1988b). Muokkausasteen nosto nopeuttaa rekristallisaatiota, mikä laajentaa kuvan 4 täysin rekristallisoitunutta aluetta sekä matalampiin lämpötiloihin että suurempiin Nb-pitoisuuksiin. Kuvan 4 mukaisesti myös kasvava Nb-pitoisuus pienentää lämpötila-aluetta, jossa
rekristallisaatio etenee loppuun asti. Kuvan 4 täydellisesti rekristallisoituneen alueen yläreunaa rajaa ferriitti-austeniitti faasiraja.
reduction ot precipitation VVVV hardening '/У//
partially recrystallized
003 004 005
001 002
Nb-contenl. V.
Kuva 4. Niobiseosteisen teräksen jatkuvatoimisen hehkutuksen lämpötila- ja koostumusrajat (Bleck et al. 1988b).
Suurilla kylmävalssausreduktioilla rekristallisaatio alkaa ja päättyy matalimmissa lämpötiloissa (Pradhan 1982). Näin teräkseen saadaan nopeammin täysin
rekristallisoitunut rakenne kuin pienillä reduktioilla. Kuvassa 5 on esitetty kylmävalssausreduktion vaikutus Nb-seostetun teräksen rekristallisaatio
käyttäytymiseen. Kuten kuvasta 5 nähdään, vain 60 % - ja 80 % kylmämuokatut teräkset ovat rekristal 1 isoituneet täydellisesti 850 °C:ssa. (Lynes & O'Reilly 1994)
Kuva 5. Kylmävalssausreduktion vaikutus Nb-seosteisen teräksen rekristallisaatio käyttäytymiseen (Lynes & O’Reilly 1994).
Muokkausasteella on myös vaikutusta teräksen lujuuteen (Kuva 6). Täydellisesti rekri stal 1 i soituneen teräksen lujuus on sitä suurempi, mitä enemmän terästä on
kylmämuokattu (Lynes & O’Reilly 1994). Tämä lujuuden kasvu perustuu raekoon pienenemiseen muokkausastetta nostettaessa.
-*-40% Reduction -и- 60% Reduction -e-80% Reduction Steel C
20 Second Anneal
Annealing Temperature fC)
Kuva 6. Kylmämuokkauksen vaikutus myötölujuuteen (Lynes & O’Reilly 1994).
3.1.4.2 Hehkutuslämpötilan ja uunityypin vaikutus rekristallisaatioon
Täydelliseen rekristallisaatioon tarvittava hehkutuslämpötila riippuu teräksen koostumuksesta ja kylmämuokkausasteesta. Tarvittava rekristallisaatiolämpötila on sitä alempi, mitä voimakkaampi on ollut hehkutusta edeltävä kylmämuokkaus ja mitä pidempi on ollut hehkutusaika (Lindroos et ai. 1986). Epäpuhtaudet ja seosaineet puolestaan kohottavat rekristallisaatiolämpötilaa (Lindroos et ai. 1986).
Käyttämällä hyvin korkeaa hehkutuslämpötilaa rekristallisaatio voidaan nopeuttaa, mutta tällöin erkaumat karkenisivat enemmän, mikä johtaisi taas lujuuden laskuun (Bleck et ai. 1988a). Tämän vuoksi on hyvin tärkeää löytää optimaalinen
hehkutuslämpötila, jossa rekristallisaatio tapahtuisi täydellisesti ja lujittavat erkaumat pysyisivät mahdollisimman hienoina. (Bleck et ai. 1988a)
Hehkutustapoja on kaksi: jatkuvatoiminen - ja panostyyppinen hehkutus. Tässä tutkimuksessa tutkittavat mikroseostetut teräkset ovat jatkuvatoimisesti hehkutettuja.
Jatkuvatoimisen hehkutuksen kesto on noin 1 min, kun taas panostyyppisessä hehkutuksessa kesto on jopa useita tunteja (Pérez et ai. 1998). Tämä nopeuttaa selkeästi teräksen valmistusprosessia ja alentaa käyttö-ja pääomakustannuksia
(Pérez et al. 1998). Lisäksi jatkuvatoimisessa hehkutuksessa teräksen rakenteesta saadaan homogeenisempi, sillä hehkutettavan teräksen kaikki kohdat kokevat
täsmälleen saman lämpökäsittelyn (Brun 1986). Tämän vuoksi teräksen mekaanisten ominaisuuksien hajonta saadaan vähäisemmäksi kuin panostyyppisessä uunissa.
Kuvassa 7 on verrattu lujuusominaisuuksien hajontaa panostyyppisessä
hehkutuksessa ja jatkuvatoimisessa hehkutuksessa. Kuten kuvasta 7 nähdään, hajonta jatkuvatoimisessa hehkutuksessa lujuusominaisuuksien on selkeästi vähäisempää
(Brun et ai. 1986).
FREQUENCY <%> X ti».«
I 1 410
|<r =30
FREQUENCY (X)
« s 4SI
—I <r ■ 11
¥ s 400
Kuva 7. Lujuusominaisuuksien hajonta Nb-mikroseostetussa teräksessä. Ylempi kuvaa panostyyppistä hehkutusta ja alempi kuvaa jatkuvatoimista hehkutusprosessia (Brun et ai.
1986).
Jatkuvatoimisella hehkutuksella materiaalin lujuusominaisuudet eivät myöskään pienene yhtä paljon kuin panostyyppisessä hehkutuksessa, koska lyhyen
hehkutusajan kuluessa kuumavalssauksessa syntyneet erkaumat eivät ehdi liueta (Michal 1985). Jatkuvatoimisesti hehkutetuissa teräksissä keskimääräinen raekoko on siten pienempi, joka johtaa suurempiin lujuusarvoihin (Michal 1985).
3.1.4.3 Seosaineiden vaikutus rekristallisaatioon
Mikroseosaineiden lisäys muuttaa teräksen rekristallisaatio käyttäytymistä.
Mikroseosaineilla on usein rekristallisaatiota hidastava vaikutus, jonka vuoksi rakenne voi jäädä toipuneeksi tai rekristallisoitua vain osittain (Meyer et ai. 1977).
Osittainen rekristallisaatio johtaa lujuusarvojen hajontaan, kuten kuvista 8a ja 8b voidaan huomata. Kuvan 8a teräs on niukkaseostetumpi teräs, kun taas kuvan 8b teräs sisältää runsaammin mikroseosaineita.
TIEL» mKK!Œ STRUffl I» Ksi
90 Ш 120
E a
—1----1---- 1---- 1--- 1 p ---1----1---- 1
•0 O «i* 3 -
'
V V Q870°C Smk
■ Oi 194 Sow * k (eu bun 0 7604 5m« = k toT lûLLtn
- 07054 $6« D»
Suut* Srtecu - Yield Stsémîth
Filled Stttott • Tehíile Si*e*gtx
nutki IwpKATt 5oai Tik 1* Hiwrri * <* "
—1__1__1__1_1111 . ■ > °i*—
ко «ю soo soo m
lltu M molli STREUGIH I. FV»
K ■
Tltll M TERS11E SlOtilCTU I» «il
ю 90 mo un m
K
5 21
S S»
11D
—r—
MO
—I—
m
Q
» li au *0iUD 3 11 Нот kuli
♦
OWO'O s«»
OIU'C low 0 TSO't Sew О 70S" t Sew
Bun» Вяем.1 - Ime Sim»««
Tilli» Stwl« - Tiimi Srttiwm
«wenn Iад uti s«« liw i»
Hi «um
_l_ .1 — L.^T
600 701 «00
«ITU M TUBIIE STREBS TH l« »«
900 1000
a) b)
Kuva 8. a) Myötö- ja murtolujuuksien hajonta niukkamikroseostetussa teräksessä (teräs A, 0,041 Nb, 0,09 C, 0,50 Mn, 0,033 AI, 0,008 N, 0,012 S, <0,008 P, 0,02 Si, <0,01 V) b) Myötö-ja murtolujuuksien hajonta enemmän mikroseostetulle teräkselle (teräs B,
0,067 Nb, 0,07 C, 1,24 Mn, 0,033 AI, 0,009 N, 0,009 S, 0,012 P, 0,27 Si, 0,073 V) (Michal 1985)
Niobi, titaani ja jossain määrin myös vanadiini hidastavat rekristallisaatiota, koska nämä seosaineet muodostavat karbidi/nitridi erkaumia joiden vaikutuksesta
rekristallisaatio hidastuu kuumavalssauksessa (Meyer et ai. 1977).
Kuvassa 9 on esitetty hehkutuslämpötilan ja Nb-pitoisuuden vaikutus
rekristallisaatioasteeseen kuumasinkityslinjalla. Tutkitun teräksen kylmävalssausaste
on 65 %. Kuvan 9 teräksen rekristallisaatiokäyrästä ei tiedetä onko niobi
erkautuneena vai liuenneena. Kuten kuvasta voi havaita, niin Nb-seostus nostaa voimakkaasti rekristallisaation lämpötilaa. Teräs rekristallisoituu alle 80 %:sesti, jos Nb-pitoisuus on 0,05% ja hehkutuslämpötila 740 °C. Jos taas Nb-pitoisuus lasketaan 0,2 %:iin hehkutuslämpötilan ollessa sama, rekristallisoituu teräs yli 95:sesti. (Brun et ai. 1985).
RECRYST. V0L. Pct.
O more than 95 X 800 -
O Irom 80 to 95 X
• lets than 80 X
. 1300
05 0.10
Nb CONTENT, WT. PCT
Kuva 9. Nb-pitoisuuden ja hehkutuslämpötilan vaikutus rekristallisoitumisasteeseen jatkuvatoimisella kuumasinkityslinjalla (kylmävalssausaste 65 %). (Brun et al. 1985)
Tutkimusten mukaan myös liuenneessa muodossa oleva niobi hidastaa
rekristallisaatiota (Meyer et ai. 1977, Zurob 2001). Kuvassa 10 on verrattu niobi-ja titaanipitoisuuksien vaikutusta rekristallisaatiolämpötilaan. Kuvasta 10 voidaan nähdä, että erityisesti titaanin lisääminen nostaa vaadittavaa hehkutuslämpötilaa ts.
hidastaa rekristallisaatiota.
ANNEALING TEMP, °C ANNEALING TEMPERATURE, °C 660 700 7SO 800 860 660 700 7SO 800 860
BASE о—о—о
'6.114
VOLUME uu FRACTION
RECRYSTALLIZED , 0 <0.0061BASE,
NOTE: 1 MINUTE AT TEMPERATURE NOTE: 1 MIN.
AT TEMP.
1200 1300 1400 1500 1600 1200 1300 1400 1600 1600
ANNEALING TEMP. °F ANNEALING TEMPERATURE. *F
a) 50% b) 70%
Kuva 10. Niobi- ja titaanipitoisuuksien vaikutus rekristallisoitumisasteeseen 50% ja 70%
reduktioilla. Hehkutusaika 1 min ja teräksen koostumus 0,06% C, 1,0% Mn ja 0,3% Si (Goodman & Chaudhry 1982).
Myös mangaanilla on rekristallisaatiota hidastava vaikutus. Mangaani alentaa austeniitti-ferriitti faasimuutoslämpötilaa, jolloin erkautuminen tehostuu ferriitissä.
Tämä johtaa siihen, että erkautuminen tapahtuu samanaikaisesti rekristallisaation kanssa, jolloin rekristallisaatio hidastuu. Mangaanin on myös katsottu hidastavan rekristallisaatiota liuenneena (solute-drag). Kuvassa Haja 1 Ib on esitetty mangaanin vaikutus rekristallisaation kinetiikkaan. Alumiinilla on myös havaittu
rekristallisaatiota hidastava vaikutus. (Pradhan 1984, Wang & Akben 1986)
Ploin C
60
• 0.9 20 -
■ 1.6 .06 P, .04 Nb 700 800
600
TEMPERATURE ,
IOO -
80 -
• 0.85
? 60 ▲ I .35
06 R, .04 Nb, .085 V
700 8 00 600
TEMPERATURE, eC
Kuva 11. Mangaanin vaikutus kylmävalssatun mikroseostetun teräksen rekristallisaatiokinetiikkaan, hehkutusajan ollessa 1 min (Pradhan 1984).
Pii ja fosfori eroavat edellä mainituista mikroseosaineista siten, ettei pii vaikuta rekristallisaatiolämpötilaan ja fosfori alentaa sitä (Gupta & Hughes 1977). Tämän vuoksi nämä ovat tärkeitä seosaineita pyrittäessä alentamaan
rekristallisaatiolämpötilaa.
Kirjallisuuden mukaan HSLA teräkset joiden myötölujuus on yli 415 MPa sisältävät usein epätäydellisesti rekristallisoituneita ferriittialueita. Osittain rekristallisoituneilla alueilla on mitattu myötölujuudessa jopa 76 MPa kasvua verrattuna täydellisesti rekristallisoituneisiin alueisiin. (Michal 1985)
3.2 Erkautuminen
Erkautumisella tarkoitetaan homogeenisen jähmeän faasin muuttumista stabiiliksi tai metastabiiliksi faasiseokseksi kun se tulee lämpötilan laskiessa ylikylläiseksi.
Kuvassa 12 on esitetty tasapainopiirros seokselle, joka kuvaa jähmeän faasin a muuttumista faasiseokseksi ac0-»ace+ß- Faasi ß kuvaa erkautuvaa faasia. Seosta
hehkutetaan aluksi lämpötilassa Tb jossa a on vielä stabiilissa tilassa. Tämän jälkeen seosta jäähdytetään ja lämpötilassa T0 alkaa ß-faasi erkautua a:n koostumuksen noudattaessa soivasta, ß-faasin osuus kasvaa lämpötilan laskiessa ja sen osuus voidaan laskea vipusäännön avulla. Esimerkiksi lämpötilassa Te ß-faasin suhde a- faasin on [C0 - Ce] / [Cß - С0]. (Lindroos et ai. 1986)
Kuva 12. Jähmeän faasin alfan muuttuminen faasiseokseksi (Lindroos et ai. 1986).
Erkaumien ydintymistä käsitellään yleensä klassisen, termisen fluktuaatioon perustuvan energiatarkastelun pohjalta, jossa ydintymiseen liittyvä energianmuutos AG on (kaava 8, Porter & Easterling 2004):
AG = -V(AGv - AGs) + Ay - AGd (8)
missä V = erkautuvan ytimen tilavuus
AGV = faasimuutokseen liittyvä termodynaaminen energia
AGS = hilojen epäsopivuudesta johtuva energia (strain misfit energy) A = erkauman pinta-ala
у = erkauma/matriisi-rajan pintaenergia
AGd = jännityskenttiin liittyvä energia (tilavuusero, vakanssit, ...)
Erkaumien ydintymiseen vaikuttaa kaikki kaavassa 8 olevat tekijät.
Termodynaaminen energia (AGV) riippuu seoksen y 1 iky 11 äi syy de stä, joka kasvaa alijäähtymisen mukana. Jäähtymisnopeuden kasvaessa erkautuminen tapahtuu
matalimmissa lämpötiloissa, mikä vaikuttaa sekä erkaumien ydintymiseen että kasvuun. Täten jäähtymisnopeudella on suuri vaikutus teräksen mikrorakenteeseen.
Hitaan jäähdytyksen tuloksena syntyy suuria erkaumia sisältävä mikrorakenne, kun taas sammuttamalla seos lämpötilasta TL huoneen lämpötilaan а-matriisi jää koostumukseltaan C0 pysyväksi. Tällöin se on myös metastabiili. Hehkutettaessa ylikyllästeistä liuosta aCo lämpötilassa Te siitä erkautuu ß-erkaumia. (Lindroos et ai.
1986)
Eri rajapinnoista johtuva energia (y) ja eri matriisien epäsopivuudesta johtuva energia (AGS) vaikuttavat myös erkauman ydintymiseen. Erilaisia rajapintoja on kolme:
koherentti, epäkoherentti ja puolikoherentti. Koherenteiksi erkaumiksi kutsutaan sellaisia, joissa dislokaatioiden on helpompi lävistää erkaumat kidetasojen jatkuessa yhtäjaksoisina niiden läpi (Kuva 13 a). Epäkoherenteissa erkaumissa (Kuva 13 b) dislokaatiot eivät pysty lävistämään niitä, jonka johdosta ne joutuvat kiertämään ne (Klinkenberg et ai. 2004). Tämä näkyy myötölujuuden laskuna (Klinkenberg et ai.
2004). Epäkoherentin erkauman erottaa ympäröivästä matriisista suurenkulmanraja.
Kuva 13. a) Koherentti erkauma.
b) Epäkoherentti erkauma. (Porter & Easterling 1996)
Koherentin erkauman ympärillä oleva jännityskenttä kasvaa aluksi erkauman koon kasvaessa, mikä näkyy lujuuden nousuna. Erkauman kasvaessa riittävän suureksi koherenssi erkauman ja matriisin välillä häviää, jolloin erkauma leikkaantuu irti matriisista ja muuttuu epäkoherentiksi erkaumaksi. Samalla erkauman koon
kasvaessa tarpeeksi suureksi ja erkaumien välimatkan kasvaessa mahdollistuu myös
koherenttien erkaumien kiertäminen. Tämän tyyppistä erkaumien kasvua kutsutaan ylivanhenemiseksi. Tämä näkyy lujuuden laskuna mekaanisissa ominaisuuksissa.
(Lindroos et ai. 1986, Gawne & Lewis 1985)
Erkaumat ovat niobiseostetuissa HSLA teräksissä epäkoherentteja tai
puolikoherentteja, koska austeniitti ja ferriitti matriisien huono yhteensopivuus niobikarbidien kanssa poissulkevat koherenssit erkaumat. Tämän vuoksi erkaumat vaativat ydintymispaikoikseen raerajoja tai dislokaatiorykelmiä. Näitä dislokaatioita syntyy taas enemmän suurilla muokkausasteilla, jonka vuoksi erkautuminen on voimakkaampaa suurilla muokkausasteilla. Taulukossa 1 on esitetty hilojen epäsopu NbCxNy erkaumien, austeniitti-ja ferriittifaasin välillä.
Taulukko 1. NbCN-erkaumien hilojen yhteensopimattomuus austeniitti-ja ferriittifaasien kanssa (DeArdo 2003).
Vaadittu lineaarinen venymä matriisissa, [%]
Orientaatiosuhde NbC NbCo.s NbNoe
y-matriisi
[100]pplll [100]r 25,5 26,6 23,0
[010lpp.ll [101], 25,5 26,6 23,0
[001lpp.ll [001], 25,5 26,6 23,0
a-matriisi
[100]ppt|| [100]a 56,3 57,7 53,1
[011 UI [010L 10,5 11,5 8,4
[011lpp.ll [001]« 10,5 11,5 8,4
Taulukon 1 suuret venymäarvot niobikarbidin ja austeniitti-ja ferriittifaasien välillä johtavat siihen, että erkautuminen tapahtuu usein dislokaatiorykelmiin, sillä
muutama dislokaatio ei riitä eliminoimaan kyseessä olevia venymiä.
Ydintymiselle sopivia paikkoja ovat rakenteen hilavirheet kuten dislokaatiot, eksessivakanssit, pinousviat, raerajat, sulkeumat ja vapaa pinta. Nämä hilavirheet alentavat ydintymiseen liittyvää kynnystä. Jos erkauman ydintyminen tuhoaa hilavirheen, alentaa hilavirheen tuhoutumisessa vapautuva energia (AGd) ydintymisen aktivaatioenergiaa niin, että ydintyminen voi jopa tapahtua ilman ydintymiskynnystä (Porter & Easterling 2004). Ydintyminen voi myös tapahtua
austeniitti-ferriitti faasin rajapinnalle, jos jäähtyminen tapahtuu riittävän hitaasti (Charleux et ai. 2001). Erkaumat eivät pysty ydintymään austeniitti-ferriitti faasin rajapinnalle silloin kun jäähtyminen on voimakasta, koska tällöin rajapintojen nopeus kasvaa liian suureksi ydintymisen mahdollistamiseksi (Charleux et ai. 2001).
Ydintyminen raerajoille
Ydintymisessä optimaalisin ytimen muoto on se, jossa ytimen kokonaispintaenergia on pienin, kun tilavuuserosta johtuva jännitysenergia (AGd) jätetään huomioimatta.
Epäkoherentissa raerajalle tapahtuvassa ydintymisessä optimaalisin muoto on kuvan 14 mukainen. Tämä koostuu kahdesta vastakkain asetetusta pallokaloista ja sen kostutuskulma 0 saadaan laskettua kaavasta 9:
cose = yaJ2yaß (9)
missä yaa = aa -rajapinnan energia per yksikköala
Yaß = aß -rajapinnan energia per yksikköala
Kostutuskulmalla on suora vaikutus siihen kuinka hyvin raeraja soveltuu
ydintymiseen, sillä mahdollisuus toimia ydintymispaikkana riippuu termistä cos 6 eli suhteesta Yaß/Yace Jos tämän suhdeluvun arvo on suurempi kuin 2 eli cos 6 = 0, niin ydintymiseen ei liity kynnystä. Suuren kulman raerajat ovat erityisen hyviä
ydintymispaikkoja, sillä niillä on suuri Yaß -arvo. (Porter & Easterling 2004)
Kuva 14. Erkauman muoto epäkoherentissa raerajalle tapahtuvassa ydintymisessä koostuu kahdesta vastakkain asetetusta pallokaloista. Kuvassa tähtimerkintää (*) käytetään korostamaan heterogeenista ydintymistä. (Porter & Easterling 2004).
Tilanne, jossa erkauman ja matriisin hilat ovat riittävän yhteensopivia, jotta niiden väliin muodostuu matalaenergistä rajapintaa, voivat termien V* ja AGhet saamat arvot
edelleen pienentyä. Kuvassa 15 on esitetty tilanne, missä erkauman yläpuolinen rajapinta on koherentti ja siten matalaenerginen. Tämän kaltaisessa tilanteessa erkauman ja matriisin hilojen välillä on orientaatiosuhde. Tällaisten erkaumien esiintyminen on todennäköistä, sillä näiden ydintymiskynnys on matala ja ydintymisnopeus suuri. (Porter & Easterling 2004)
Coherent
Incoherent
Kuva 15. Kriittinen ytimen koko voi pienentyä, jos ydin muodostaa toisen rakeen kanssa koherentin rajapinnan (Porter & Easterling 2004).
Myös muut tasomaiset hilavirheet, kuten erkauma/matriisi - rajapinnat, pinousviat ja vapaa pinta voivat toimia samalla tavalla kuin raerajat, eli pienentää ydintymiseen tarvittavaa aktivaatioenergiaa. Korkeaenergiset suuren kulman raerajat ovat kuitenkin todennäköisempiä ydintymispaikkoja kuin esimerkiksi matalaenergiset pinousviat. (Porter & Easterling 2004)
Ydintyminen dislokaatiohin
Ydintyminen voi tapahtua dislokaatioiden ympäristöön useasta eri syystä.
Dislokaatiota ympäröivä jännityskenttä vääristää hilaa paikallisesti, mikä pienentää jännitysenergiaa AGS, mikä taas edesauttaa erkaumien ydintymistä. Ydin, jonka
muodostuminen aiheuttaa negatiivisen jännitystilan, voi pienentää AG -termiä ydintymällä särmädislokaation puristuspuolelle. Vastaavasti ydintyminen voi tapahtua myös särmädislokaation alapuolelle, niissä vallitsee vetojännitystila (tämä aikaansaa positiivisen jännitystilan). Erkaumien ydintyminen dislokaatioiden ympäristöön voi tapahtua myös siitä syystä, että mikroseosaineet ovat rikastuneet dislokaatiota ympäröivään jännityskenttään siten, että tämän alueen koostumus on lähempänä erkauman kuin matriisin koostumusta. Dislokaatiot voivat siis ns. kerätä erkaumissa esiintyviä seosaineita ympäristöönsä. (Porter & Easterling 2004)
Erkaumien ydintyminen dislokaatioihin edellyttää matriisin ja erkauman välillä epäsopua, sillä dislokaation vaikutus a/ß -rajapinnan (erkauman ja matriisin
rajapinnan) pintaenergiaan ja sitä kautta ydintymiskynnykseen on suhteellisen pieni.
Tämän vuoksi ainakin yksi erkauman pinnoista täytyy olla koherentti tai puolikoherentti (ts. matalaenerginen). (Porter & Easterling 2004)
Eksessivakanssit
Ydintyminen voi tapahtua myös eksessivakanssien (ylimäärävakanssien) avulla.
Eksessivakansseja syntyy kun erkautuskarkaistava seos sammutetaan
liuoshehkutuslämpötilasta. Tällöin materiaalissa olevien vakanssien määrä seuraa lämpötilan muutosta tietyllä viiveellä, jonka seurauksena materiaaliin syntyy enemmän vakansseja kuin tasapainotila edellyttäisi. Nämä eksenssivakanssit edistävät erkaumien ydintymistä nopeuttamalla korvausatomien diffuusiota.
Eksenssivakanssit myös pienentävät tilavuuseroista johtuvia jännityksiä, mikä myös osaltaan helpottaa erkaumien ydintymistä. Eksenssivakansseista saatava energia eli vakanssien tuhoutuessa vapautuva energia AGd on suhteellisen pieni, joten
ydintymiselle on useita ehtoja: täytyy olla matala rajapinnan energia, vähäinen jännitysenergia ja suuri erkautumista ajava voima. (Porter & Easterling 2004)
Eksessivakanssien vaikutus heterogeenisessä ydintymisessä voidaan vain epäsuorasti todeta, koska vakanssit ja vakanssiryhmät ovat niin pieniä, etteivät ne näy
elektronimikroskopiassa.
3.2.1 Erkaumien liukeneminen
Tässä kappaleessa on tutkittu ensisijaisesti niobierkaumien ja toissijaisesti titaanierkaumien muodostumista ja liukenemista austeniitti-ja ferriittialueilla.
Ferriittialueella ja austeniitti-ferriitti rajapinta-alueella muodostuneilla pienillä erkaumilla (halkaisija 3-5nm) on suurin terästä lujittava vaikutus (Gladman 1997).
Tämän takia tulisi karbidien/nitridien pysyä liuenneessa tilassa austeniittialueella, koska austeniitissa jo muodostuneet erkaumat pyrkivät karkenemaan ferriittialueella.
Erkaumien lujittava vaikutus pienenee niiden suuretessa joten karbidien ja nitridien erkautumisen ja liukoisuuksien tunteminen on tärkeää optimoitaessa
mikroseostettujen terästen ominaisuuksia.
Vaikka erkautumista voidaan laskennallisesti hyvin arvioida teräksen koostumuksen ja sen seosaineiden liukoisuuksien perusteella, täytyy huomioida, että
koostumussuhteet eivät ole tasaisesti jakautuneet matriisiin. Jos lasketaan esimerkiksi NbC-erkauman liukoisuuslämpötila austeniitissa teräkselle ilmoitetun koostumuksen mukaan, niin siinä ei huomioida seosaineiden epätasaista jakautumista. Tämä täytyy kuitenkin huomioida jos haluaa arvioida erkautumisreaktioita tarkasti. (DeArdo 2003, Palmiere 1996).
Austeniitti- tai ferriittialueella niobierkaumat voivat ydintyä homogeenisesti
matriisiin tai heterogeenisesti (useimmiten) esim. dislokaatioihin, rae-ja faasirajoille tai muihin erkaumiin kuten alumiini- tai titaaninitrideihin. (DeArdo 2003).
Jähmeässä faasissa tapahtuva erkautuminen on käytännössä lähes aina heterogeenista (Porter & Easterling 2004).
Tässä työssä tutkituista mikroseostetuissa teräksissä suurin osa erkaumista ovat NbC erkaumia, mutta myös titaani muodostaa erkaumia hiilen kanssa (TiC). Niobi ja titaani pystyvät myös muodostamaan nitridejä, tosin tavoitteena on usein välttää niobinitridejä. Niobikarbonitridit kuten myös titaanikarbonitridit ovat myös
mahdollisia [ Nb (C, N) tai Ti (C, N)]. Erkaumat voivat myös olla epästökiömetristä muotoa NbCx. Karbidien koostumusvaihtelu on laaja, esimerkiksi lämpötilassa
1100 °C x voi olla väliltä 0,72-1,00.
Niobierkaumien koostumus ja koko riippuu niiden muodostumislämpötilasta ja teräksen sisältämistä muista seosaineista. Esimerkiksi korkeamassa lämpötilassa syntyneet niobierkaumat sisältävät enemmän typpeä (DeArdo 2003). Teräksessä olevat muut mikroseosaineet kuten alumiini ja typpi vaikuttavat syntyviin
yhdisteisiin, sillä niillä on voimakas taipumus muodostaa nitridejä, joten seostamalla näitä syntyy enemmän niobikarbideja (DeArdo 2003). Kuvasta 16 nähdään miten
alumiiniin tai titaaniin sitoutunut typpi pienentää typen määrää niobikarbidinitrideissä.
N in NbCxN0 85_x 1.0
0.9
0.8
0.7 0.6 0.5 0.4 0.3
0.2 0.1
Kuva 16. Alumiiniin ja titaaniin sitoutuneen typen vaikutus niobikarbonitridien koostumuksiin.
(Ouchi & Izumi 1999)
■ Ti-added
S Nb
— O Nb (Watanabe)
1 1______ I______ I______ I—
0 0.002 0.004 0.006 0.008 N as AIN or Ti N (%)
Erkaumia tutkittaessa on tärkeätä tietää miten eri seosaineet liukenevat austeniitti ja ferriittialueilla. Kun tiedetään kuinka suuri osuus eri seosaineista liukenee kussakin lämpötilassa, pystytään arvioimaan paljonko erkaumia ydintyy tietyssä lämpötilassa.
Erkaumien liukoisuuden perusreaktio on esitetty kaavassa 10 ja sitä vastaava vapaan energian muutos kaavassa 11. Ideaalitilanteessa liukoisuuden laskemiselle voitaisiin käyttää kaavaa 12, mutta käytäntö poikkeaa tästä. Tämän vuoksi erkaumien
liukoisuuksille on johdettu useita eri kaavoja, jotka on esitetty taulukossa 2.
NbC = [Nb] + [C] (10)
AG° =137235-64,437 =-2,303/?riog^-^ (11)
a NbC
missä AG° = Vapaan energian muutos (J/mol) T = lämpötila (K)
R = yleinen kaasuvakio
Ьнь = niobin aktiivisuus liuenneena austeniitissa he = hiilen aktiivisuus liuenneena austeniitissa
aNbc = niobikarbidin aktiivisuus austeniitissa Raouliin standarditilassa.
log[M>][C ] = 3,36 - (12)
Kirjallisuudessa on esitetty erkaumien liukoisuudelle useita eri laskukaavoja jotka ovat koottu taulukkoon 2. DeArdon mukaan todennäköisesti tarkin laskukaava niobikarbidin liukoisuudelle austeniitissa on vuonna 1994 Palmiere et ai.
tutkimuksessa julkaistu laskukaava (DeArdo 2003, Palmiere et ai. 1994). Palmiere et ai. mittaustulokset perustuvat APFIMrn (Atom Probe Field Ion Microscope) avulla mitattuihin liukoisuusarvoihin. Verrattaessa kyseistä liukoisuuden kaavaa
aikaisemmin ilmestyneisiin yhtälöihin huomataan, aikaisempien tutkimusten yliarvioivan liuenneen niobin määrän austeniitissa ja aliarvioivan
liukenemislämpötilan.
Taulukko 2. Yhtälöt Nb-karbidien/nitridien liukoisuuksien laskemiselle
Faasi Karbidi Kaava Lähde
Austeniitii iog10[Nb][C]r -6770/T + 2,26 Taylor 1995
logio[Nb][C]y -7407/T + 2,78 Klinkenberg et ai. 2004 log10[Nb][C]r -6700/T + 2,06 Palmiere et ai. 1994 log10[Nb][C]y -7510/T+ 2,96 Nordberg & Aaronson 1968 log10[Nb][N+C]y -5860/T + 1,54 Nordberg & Aaronson 1968 log10[Nb][N]y -9940/T + 3,82 Klinkenberg et ai. 2004 a-у rajapinta log10[Nb][C]a/y -3160/T + 1,64 Taylor 1995
Ferriitti logi0[Nb][C]a -9930/T + 3,9 Taylor 1995
iog,0[Nb][C]a -11030/T+ 4,90 Klinkenberg et ai. 2004 iog10[Nbi[C]a -10960/T + 5,43 Gladman 1997
iog10[Nb][NL -12000/T + 4,93 Klinkenberg et ai. 2004
z 0 02
Kuva 17. NbC liukoisuuskäyrä niobiseosteiselle teräkselle (Honeycombe & Bhadesia 1995).
Kuvassa 17 on esitetty niobikarbidin liukoisuuskäyrä mikroseostetulle teräkselle (0,15C-l,14Mn-0,04Nb wt%) (Honeycombe & Bhadesia 1995). Kuvasta 17 huomataan, että lämpötilan jäähtyessä austeniittialueella niobikarbidien osuus lisääntyy melko lineaarisesti. Kaiken niobin on laskettu olevan täysin liuennutta lämpötilan 1270 °C:n yläpuolella (Nordberg & Aaronson 1968).
Kuvassa 18 on taas verrattu eri niobierkaumien koostumuksen vaikutusta
liukoisuustuloihin austeniitissa. Nämä yhtälöt noudattavat liukoisuuden perusyhtälöä (kaava 11 ). Kuvasta 8 nähdään, että liukenevuus pienenee selkeästi kun typen
pitoisuus kasvaa erkaumissa. Kuvasta 18 nähdään myös, että erkautuvan seosaineen määrä pienenee vakanssiosuuden pienetessä. Kuvassa 18 esitetyt käyrät on laskettu käyttäen Nordberg & Aaronsonin kaavaa, joka on esitetty taulukossa 2.
Temperature, *C
Kuva 18. Niobierkaumien pitoisuuksien vaikutus liukenevuustuloihin (DeArdo 2003).
Lämpötilan laskiessa austeniittialueelta ferriittialueelle mikroseosaineiden liukoisuus muuttuu selvästi pienemmäksi (Kuva 19). Tästä syystä jo austeniittialueella
syntyneistä erkaumista vain hyvin pieni osa voi liueta rekristallisaatiohehkutuksessa.
Jos rekristal 1 isaatiohehkutus suoritetaan 800 °C:ssa vain 0,01 p-% niobista voi esiintyä liuostilassa (Takechi 1994). Kuumavalssauksessa syntyneet erkaumat lähinnä karkenevat rekristallisaatiohehkutuksessa ja keräävät itseensä liuenneen niobin, mikä vaikeuttaa uusien erkaumien ydintymistä (DeArdo 2003).
800 в00(‘С)
Kuva 19. Liukenevuus eri erkaumille austeniitti- ja ferriittialueella (Takechi 1994).
Kuvassa 20a ja 20b on verrattu niobin ja titaanin liukoisuutta eri lämpötiloissa austeniittialueella. Ferriittialueella näiden kahden mikroseosaineen liukenevuus on hyvin vähäistä (niobilla ks » 10"6 ja titaanilla ks< 10 5, kun lämpötila on 700°C) (Gladman 1997).
Taulukko 3. Liukenevuusrajoja eri karbideille austeniitissa ja ferriitissä
Liukoisuus tuote [M][C] x 104 NbC [y] 8,9 X 10"5 NbC [a] 4,5 x 10"6 TiC [y] 1,7 x 10"
TiC [a] 3,0 x 10"5 VC M 7,9 x 10"3 VC [a] 1,1 x 10"3
Taylor on vertaillut eri karbidien liukoisuusrajoja austeniitissa ja ferriitissä taulukossa 3 (lämpötilassa 800 °C). Taulukosta nähdään selvästi, että karbidien liukeneminen ferriitissä on moninkertaisesti pienenpää kuin austeniitissa.
Esimerkiksi niobikarbidin liukenevuusraja on lämpötilassa 800 °C 20 kertaa pienempi ferriitissä kuin austeniitissa (Taylor 1995). Titaanikarbideillakin liukoisuusraja on seitsemän kertaa pienempi ferriitissä.
0.15 -
wt% niobium
a)
Kuva 20. a) Niobin liukenevuus austeniitissa.
b) Titaanin liukenevuus austeniitissa. (Gladman 1997)
Kuvan 20 perusteella voidaan päätellä, että niobi liukenee titaania paremmin alhaisemmissa lämpötiloissa.
Wadsworth et ai. ovat tutkineet stökiömetrian vaikutusta niobikarbidien
liukenevuuteen. Wadsworthin mukaan potentiaalisten niobikarbidien määrä riippuu voimakkaasti karbidien stökiömetriasta. Suurin karbidin määrä saavutetaan kun mikroseosaine ja välisija-atomi ovat stoikiometrisessa suhteessa. Karbidin määrä pienenee koostumuksen poiketessa stoikiometrisesta suhteesta (Kuva 21).
(Wadsworth 1976)
0.25
Kuva 21. Potentiaalisten niobikarbidin määrä vaihtelee riippuen karbidin koostumuksesta.
Positiiviset r-arvot kuvaavat hiili ylimäärää ja negatiiviset niobiylimäärää teräksen pitoisuuksia (Wadsworth 1976)
3.2.2 Erkaumien orientaatiosuhteet
Erkaumien ja matriisin orientaatiosuhteiden perusteella voidaan päätellä onko erkauma ydintynyt austeniitissa vai ferriitissä (DeArdo 2003). Niobi-, titaani-ja vanadiini-karbonitridit voivat kaikki ydintyä kummassakin faasissa tai faasien rajapinnassa (DeArdo 2003). Tosin titaaninitridien mahdollisuus ydintyä ferriitissä on hyvin pieni, kuten edellisen kappaleen liukoisuuskäyrästä (kuva 19) voidaan päätellä.
Niobi-, titaani-ja vanadiinierkaumat omaavat NaCl (Bl) kiderakenteen (Davenport et ai. 1975). Kyseisten erkaumien hilojen orientaatiosuhde austeniitin p.k.k.
(pintakeskinen kuutiollinen) matriisiin on (Davenport et ai. 1975):
[100]m(cn) Il [100]y
[010]m(Cn> Il [010] y
Ferriitissä tapahtuva NbCxNy erkautuminen noudattaa Baker-Nuttingin orientaatiosuhdetta (DeArdo 2003):
[lOObc II [100]a [Oil]Nbc II [010]«
Erkaumien orientaatiosuhdetta matriisin nähden voidaan myös havainnoida kuvan 22 mukaisen oktaedrien avulla. Kuvassa 22 on esitetty atomioktaedrit austeniitille (a), NbCNdle (b) ja ferriitille (e). Austeniitin ja niobi-karbonitridin rakenteet kuvassa 22 kuvaavat yhdensuuntaista orientaatiosuhdetta, kun taas ferriitin ja niobikarbonitridin rakenteet esittävät Baker-Nuttingin orientaatiosuhdetta.
Symbols
• Fe Atoms o Nb Atoms
Kuva 22. Orientaatiosuhteita voidaan myös havainnoida atomistisilla oktaedreilla, a kuvaa austeniittia, b kuvaa niobikarbonitridiä ja c kuvaa ferriittiä. (DeArdo 2003)
Kun austeniitti transformoituu ferriitiksi myös orientaatiosuhteet muuttuvat.
Transformoituva teräksen hila noudattaa Kurdjumov-Sachs orientaatiosuhdetta (DeArdo 2003):
(1 1 l)y II (1 10)a [110] y II [lilja
Täten austeniitissa ydintyneet erkaumat voidaan tunnistaa ferriitissä Kurdjumov- Sachsin orientaatiosuhteen avulla.
3.2.3 Erkaumien esiintyminen eri faaseissa
Tässä kappaleessa on tutkittu kirjallisuuden pohjalta erilaisten erkaumien morfologiaa ja esiintymispaikkoja. Kappaleessa on keskitytty niobi-ja titaani
karbidinitrideihin, koska kyseiset mikroseosaineet ovat tämän tutkimustyön kannalta tärkeimpiä.
Ferriitissä Nb-karbidien erkautuminen tapahtuu Charleux et ai. tutkimusten mukaan aina ensisijaisesti dislokaatiohin (Charleux 2001). Myös Perrard et al. TEM-
tutkimukset tukevat tätä väitettä (Perrard et ai. 2006). Perrard et ai. ovat myös (kuten Charleux et ai.) huomanneet, että niobierkaumat ovat ellipsoidin tai hiutaleen
muotoisia.
Austeniitissa Nb-erkaumat ydintyvät lähes aina raerajoille (DeArdo 2003).
Tutkittaessa muokattua austeniittia Hansen et ai. ovat havainneet, että NbCN- erkaumat sijaitsevat kohdissa, jossa on ennen deformaatiota ollut raerajoja (Hansen et ai. 1980).
Faasien rajapinta erkautumisessa (interphase precipitation) niobikarbonitridit ydintyvät kasvavaa austeniitti-ferriitti faasirajaa pitkin (DeArdo 2003). Faasirajan siirtyessä uuteen paikkaan erkaumat jäävät jo ydintyneille paikoille muodostaen
jonomaisen ketjun. (DeArdo 2003) Faasien rajapinta erkautuminen on mahdollista ainoastaan, kun у-кх muutoksen tapahtuessa hitaalla jäähtymisnopeudella (Charleux 2001)
3.2.4 Lujittamismekanismit
Valmistettaessa mikroseostettuja teräksiä lujittamismekanismeina toimivat raekoon hienonnus, liuoslujitus ja erkautuslujitus. Raekoon pieneneminen nostaa lujuutta materiaalissa, sillä dislokaatioden liike vaikeutuu raerajojen lisääntyessä (Callister 2000). Dislokaatioiden liikkeen hankaloituessa, ne takkuuntuvat ja muodostavat lukkiintuneita ryhmityksiä, jotka aikaansaavat muokkauslujittumista (Callister 2000).
Raekoon vaikutusta lujuuteen voidaan arvioida Hall-Petch yhtälön avulla (kaava 13, Callister 2000). Liuoslujituksen lujittava vaikutus perustuu taas siihen, että
seosaineet aiheuttavat hilaan jännityskentän. joka vaikeuttaa dislokaatioden liikettä (Honeycombe & Bhadeshia 1995) mikä näkyy myös materiaalin lujittumisessa.
Oy = Oq "t" kyd 1/2 (13)
missä Oy = (alempi) myötöraja
o0 = materiaalikohtainen vakio (hilakitka)
ky = materiaalikohtainen vakio (lujittumiskerroin) d1/2 = rakeen halkaisijan neliöjuuri
Kuvassa 23 on havainnoitu näiden kolmen eri lujittamisvaikutuksia kylmävalssatulle HSLA-teräkselle rekristallisaatiohehkutuksen jälkeen. Tässä tapauksessa hehkutus on suoritettu panostyyppisessä uunissa, mutta jatkuvatoimisessa hehkutuksessa
erkautuslujituksen vaikutus olisi vielä suurempi. Kuvan 23 perusteella erkautuslujituksella pystytään Nb-seostetun HSLA teräksen myötölujuutta nostamaan noin 50 MPa. Erkautuslujituksen suuruutta pystytään kasvattamaan entisestään HSLA teräksessä seostettaessa niobin lisäksi titaania, jolloin myötölujuudelle voidaan saavuttaa noin 100 MPa kasvu (Kuva 23).
groin refinement solid solutan strengthening
HSLA(Nb) HSLA(IrNb)
— alloying content ——
Kuva 23. Kylmävalssatun HSLA-teräksen lujittamismekanismit (Bleck et al. 1988a).
Erkautuslujituksessa lujittaminen perustuu siihen, että mikroseosaineet muodostavat hiilen ja/tai typen kanssa erkaumia. Tällöin dislokaatiot joutuvat kiertämään tai lävistämään ne, jolloin niiden liukuminen vaatii suurempaa leikkausjännitystä. Tämä näkyy taas teräksen lujuuden nousuna.
pptdia.Å
o ooi o oi
VOLUME FRACTION OF PRECIPITATE ( f)
Kuva 24. Erkauman koon vaikutus erkautusluj itu kseen (Gawne & Lewis 1985).
Suurin erkautuslujitus saavutetaan koherenteilla erkaumilla, jotka ovat pienikokoisia (<5 nm) ja tiheästi jakautuneena matriisissa (Gladman 1997). Kuvassa 24 on esitetty erkaumakoon vaikutusta erkautusluj itukseen. Kuten kuvasta (24) nähdään, niin koon pienetessä erkaumien lujittava vaikutus kasvaa (Gawne & Lewis 1985). Tällöin myös erkaumien määrä kasvaa erkaumien tilavuusosuuden pysyessä samana. Tehokas erkautuslujitus aikaansaadaan kun, koherenttien erkaumien välinen etäisyys on noin 25-50 atomietäisyyttä (Lindroos et ai. 1986). Erkautuslujituksen suuruus voidaan laskea Ashby-Orowanin kaavalla (Gladman 1997):
crp
f
•In
V X
2,5-10’4 x
У
(14)
missä (7P = erkautuslujitus
f = erkaumien tilavuusosuus
x = erkaumien keskimääräinen halkaisija (pm)
Kuvassa 25 on esitetty kokeellisesti selvitettynä ja Ashby-Orowanin mallilla arvioitu eri mikroseosaineiden erkautuslujittumista.
Predicted t Titaniumj Experimental
Vanadium
10 I----
0.0002 0.0005 0.001 0.002 0.00Ï Precipitate volume traction f
Kuva 25. Mikroseosaineiden vaikutus erkautuslujitukseen. Teoreettisesti eri
erkaumahalkaisijoille arvioituja arvoja (piirretty suorina) ja kokeellisesti mitattuja arvoja (varjostetut alueet) (Gladman 1977).
Erkautuslujituksen suuruuteen vaikuttaa myös faasi, jossa erkautuminen tapahtuu.
Kirjallisuuden mukaan suurin erkautuslujitus saadaan, kun erkautuminen tapahtuu ferriitissä tai austeniitti-ferriitti rajapinnalla (Gladman 1997, Kestenbach 1997).
Kestenbachin tutkimusten mukaan erkautuminen у-a rajapinnalla voi lujittaa terästä 200 MPa ja ferriitissä 90 MPa. kun taas austeniitissa sillä ei ole lujittavaa vaikutusta (Gladman 1997). Itman et ai. sitä vastoin havaitsi myös austeniitissa tapahtuvan erkautumisen lujittavan rakennetta 60-80 MPa:n verran (Itman 1997).
Erkautuslujituksen alkuperää ja voimakkuutta ei siis vielä ole pystytty tarkasti määrittämään (Charleux et ai. 2001).
Kirjallisuudessa on myös pohdittu niobierkaumien todellista vaikutusta teräksen lujittumiseen (DeArdo 2003) ferriitissä. DeArdon mukaan niobin lisääminen seokseen epäilemättä lujittaa rakennetta, mutta tapa millä se lujittaa on vielä
epäselvä. Erkautuslujituksen suuruutta on usein laskettu laajennetulla Hall-Petch yhtälöllä:
YSobs ~ [YSp-n + AYSss + AYStexture + AYSdisi] + AYSpptn + kyDa (15)
missä YSobs = mitattu myötölujuus YSp-n = hilakitkajännitys
AYSss = liuoslujituksesta johtuva lujittuminen AYStexture= tekstuurista johtuva lujittuminen AYSdisi = dislokaatioista johtuva lujittuminen AYSpptn = erkautumisesta johtuva lujittuminen kyDa"l/2 = kuvaa ferriitti raekoon vaikutusta lujuuteen
Tämä yhtälön tarkkuutta on viime aikoina kritisoitu, sillä sen on katsottu yliarvioivan mitatun myötölujuuden suuruutta. Lisäksi lujuuksien yhteenlaskuihin voisi olla tarkempia menetelmiä, kuten neliöiden keskiarvon neliöjuuri menetelmä.
Erkautusluj ituksen suuruus lasketaan usein tästä yhtälöstä vähentämällä mitatusta myötöluj uudesta yhtälön muut komponentit. Tämä yhtälön on katsottu yliarvioivan erkautusluj ituksen suuruutta. (DeArdo 2003).
DeArdon mukaan on myös vain vähän suoria todisteita siitä, että teollisesti valmistetuissa teräksissä, erityisesti nauhatuotteissa (strip steels) niobikarbidien erkautuminen juurikaan lujittaisi ferriittistä rakennetta. Ensinnäkin NbC ja austeniitti/ferriitti hilojen välillä on suuri epäsopu (taulukko 1, s.23), joten erkaumista muodostuu epä- tai puolikoherentteja, jotka taas vaativat
ydintymispaikoikseen kidevirheitä, kuten raerajoja tai dislokaatioita. Toisekseen DeArdo pitää hyvin epätodennäköisenä, että teollisessa teräksen valmistus prosessissa erkautumista juuri faasirajalle, millä on uskottu olevan suurin erkautuslujittava vaikutus. Hänen mukaan kuumennus- ja jäähdytysparametrien arvojen pitäisi olla sen verran tarkat, jotta kuvassa 26 olevat lämpötila-aika käyrät leikkaisivat erkautumisalueen. Teollisesti valmistetuilla teräksillä tämä on hyvin vaikeaa. (DeArdo 2003)
- 800 r
i
700 ”.
10000
Kuva 26. Skemaattiset lämpötila-aika käyrät Fe-0,036Nb-0,09C ja Fe-0,036Nb-0,09C-l,07Mn teräksille, y/a-faasirajapinta erkautuminen tapahtuu varjostetuilla alueilla. (DeArdo 2003)
3.2.5 Hehkutuslämpötilan ja kylmävalssauksen vaikutus erkaumiin
Erkautuslujitus ei ole kylmävalssatussa ja sinkityssä teräksessä yhtä voimakasta kuin kuumavalssatussa teräksessä koska erkaumat pyrkivät karkenemaan ja muuttumaan epäkoherentiksi rekristallisaatiohehkutuksen aikana. Hehkutuslämpötilan vaikutusta mikroseosaine-erkaumien määrään voidaan tutkia märkäkemiallisella menetelmällä, jossa määritetään mikroseosaineiden happoon liuennut määrä. Happoon liukenevat
vain pienet erkaumat karkeiden erkaumien jäädessä liukenematta. Bleck et ai.
raportoivat mikroseosaineiden happoon liuenneen määrän vähenevän
hehkutuslämpötilan noustessa sekä kylmävalssausreduktion kasvaessa kuvan 27 mukaisesti. (Bleck et ai. 1988a, Bleck et ai. 1988b)
