Värmebehandling av segjärn med hög kiselhalt

(1)

Postadress: Besöksadress: Telefon:

Box 1026 Gjuterigatan 5 036-10 10 00 (vx) 551 11 Jönköping

Värmebehandling av segjärn med hög

kiselhalt

Heat treatment of ductile iron with high silicon content

Johan Hammarström

Patrik Zander

EXAMENSARBETE 2011

Maskinteknik

(2)

Postadress: Besöksadress: Telefon:

Box 1026 Gjuterigatan 5 036-10 10 00 (vx) 551 11 Jönköping

Detta examensarbete är utfört vid Tekniska Högskolan i Jönköping inom ämnesområdet Maskinteknik. Arbetet är ett led i den treåriga

högskoleingenjörsutbildningen.

Författarna svarar själva för framförda åsikter, slutsatser och resultat.

Examinator: Lennart Elmquist

Handledare JTH:Lennart Elmquist

Handledare Qumex Materialteknik: Karl-Olof Axelsson Wadell

Omfattning: 15 hp

(3)

Abstract

Abstract

The background to this thesis was that Qumex Materialteknik at several occasions had received material of type SS 0725 that had shown deficient heat treatment results. The material, which is relatively new, is a cast iron of type ductile iron and differ against other ductile irons because of its high silicon content. According to EN standard ductile irons are classified by their mechanical properties. A problem then occurs with the new material SS 0725 because of this. The material fulfils the requirements for EN-GJS-500-7 and is therefore in the same classification as a ductile iron with much lower silicon content. Two materials having major differences in chemical composition ending up in the same classification can be problematic. The purpose of this report is to determine impact of high silicon content in ductile iron when heat treated and quench hardened.

The experiment included four materials, and the major difference between the materials were their content of copper and silicon. The heat treatment process was performed at three different temperatures and three different treatment times. Afterwards the samples were quenched in oil. The ambition of the quench hardening was to obtain a material structure of 100% martensite. By optical microscopy and hardness measurements the results then were evaluated. An investigation of the phase transformation temperature in the materials was made by using Differential ScanningCalorimetry.

The results show that the amount of silicon content has great influence on the temperature for receiving good hardening results. To achieve 100% martensite after quench hardening in materials with low silicon content the temperature needs to be over 840ºC. For material with high level of silicon content the temperature for achieving 100% martensite needs to be 900ºC and the treatment time should be over 1 h. The relative difference in phase transformation

temperature was measured using Differential Scanning Calorimetry. The results of the measurements between the materials with high silicon content and materials with low silicon content was 45ºC. This result combined with the analysis of the heat treatment process shows that a major increase of the temperature is needed to heat treat SS 0725. Key words Cast iron Ductile iron Heat treatment Quench hardening Silicon

(4)

Sammanfattning

Bakgrunden till detta examensarbete var att Qumex Materialteknik vid ett flertal tillfällen konstaterat att material av typen SS 0725 har uppvisat bristfälliga härdresultat. Materialet, som är relativt nytt på marknaden, är ett gjutjärn av typen segjärn och utmärker sig gentemot andra segjärn på grund av sitt höga innehåll av kisel. Då segjärn enligt den nu gällande EN-standarden klassificeras efter sina mekaniska egenskaper uppstår ett problem gällande SS 0725. Materialet uppfyller de krav som är ställda för EN-GJS-500-7 och hamnar därmed under samma materialbeteckning som ett segjärn med betydligt lägre kiselhalt. Att två material med olika kemisk sammansättning hamnar under samma beteckning kan innebära problem. Syftet med denna rapport är att fastslå vilken påverkan den höga kiselhalten har på materialet vid värmebehandling av typen släckhärdning med efterföljande anlöpning.

I försöken ingick fyra material. Det som skiljde materialen åt var halterna av koppar och kisel. De härdades vid tre olika temperaturer och under tre olika tider för att sedan släckas i olja. Målet med släckhärdningen var att materialen skulle få en helt martensitisk struktur vilket då klassades som ett bra härdresultat. Resultatet utvärderades sedan genom optisk mikroskopi och hårdhetsmätningar. En undersökning av materialens fasomvandlingstemperaturer genomfördes med hjälp av Differential ScanningCalorimetry.

Resultatet visar att kiselhalten har stor påverkan på den temperatur som krävs för att erhålla ett bra härdresultat. För material med låg kiselhalt uppnåddes fullständig martensitbildning efter släckhärdning från 840ºC. För material med hög kiselhalt uppnåddes liknande strukturella och hårdhetsmässiga resultat först vid en så hög temperatur som 900ºC och behandlingstider längre än 1 h. Den relativa skillnad som uppmättes i fasomvandlingstemperatur med hjälp av Differential Scanning Calorimetry mellan högkiselmaterial och lågkiselmaterial var 45ºC. Detta resultat kombinerat med analyserna av härdprocesserna visar att det krävs kraftigt ökad temperatur vid värmebehandling av högkiselmaterialet SS 0725.

Nyckelord Gjutjärn Segjärn Värmebehandling Släckhärdning Kisel

(5)

Innehållsförteckning

1

Innehållsförteckning

1 Inledning ... 3

1.1 BAKGRUND OCH PROBLEMBESKRIVNING ... 3

1.2 SYFTE OCH FRÅGESTÄLLNINGAR ... 4

1.3 AVGRÄNSNINGAR ... 4 1.4 DISPOSITION ... 4 2 Teoretisk bakgrund ... 5 2.1 GJUTJÄRN ... 5 2.1.1 Allmänt ... 5 2.1.2 Segjärn ... 6 2.1.3 Materialstruktur ... 7

2.1.4 Legeringsämnen (Cu och Si)... 9

2.2 VÄRMEBEHANDLING ... 9 2.2.1 Härdning ... 9 2.2.2 Anlöpning... 11 2.3 HÅRDHETSPROVNING ... 11 2.3.1 Vickersprovning ... 12 2.3.2 Rockwellprovning ... 12 2.4 MATERIALSTANDARDER ... 13

3 Metod och genomförande ... 14

3.1 UTFORMNING AV EXPERIMENTSERIE ... 14

3.2 MATERIALFRAMTAGNING SAMT BEREDNING ... 15

3.2.1 Gjutning av provmaterial ... 15

3.2.2 Utvärdering av gjutresultat ... 16

3.2.3 Beredning av provmaterial före härdning ... 17

3.3 GENOMFÖRANDE DSC ... 17

3.4 GENOMFÖRANDE HÄRDPROCESS ... 18

3.5 BEREDNING AV HÄRDPROVER FÖR ANALYS ... 20

3.6 GENOMFÖRANDE AV ANALYS ... 21

3.6.1 Optisk mikroskopi ... 21

3.6.2 Mätning av Vickershårdhet ... 21

3.6.3 Mätning av Rockwell C-hårdhet ... 22

4 Resultat och analys ... 23

4.1 RESULTAT DSC ... 23

4.2 RESULTAT AV HÄRDPROCESS UTFÖRD VID 840ºC ... 28

4.2.1 Strukturförändring material 1 ... 28

4.2.5 Resultat av hårdhetsmätning efter härdprocess vid 840ºC ... 32

4.3.6 Strukturförändring extraserie material 2 ... 42

4.3.7 Resultat av hårdhetsmätning efter extraserie vid 880ºC ... 43

(6)

2

4.5 ANALYS AV HÅRDHETSVÄRDEN FÖR SAMTLIGA HÄRDPROCESSER ... 53

4.5.1 Jämförelse av material 2 och material 3 ... 53

4.5.2 Jämförelse av material 1 och material 4 ... 55

5 Diskussion och slutsatser ... 57

5.1 RESULTATDISKUSSION ... 57

5.2 METODDISKUSSION ... 59

6 Referenser ... 61

7 Sökord ... 62

(7)

Inledning

3

1 Inledning

Dagens allt högre krav på komponenter och dess prestanda driver ständigt materialutvecklingen framåt. Denna utveckling leder till nya material och egenskapsmässigt förbättrade varianter av tidigare generationer. Då material skräddarsys för att erhålla specifika egenskaper händer det att andra egenskapsförändringar förbises. Till synes mycket små förändringar i materialsammansättning kan få stora effekter vid bearbetning och efterbehandling. En typ av efterbehandling är värmebehandling, vilket undersökts i denna rapport. I de fall effekterna av en materialutveckling inte är helt utredda kan det uppstå problem. Det belyser vikten av att undersöka alla möjliga effekter vid nyutveckling.

1.1 Bakgrund och problembeskrivning

Qumex materialteknik är ett oberoende laboratorium som är specialiserat på undersökningar av metalliska material. De har vid flera tillfällen fått i uppdrag att analysera gjutna detaljer i segjärn som inte har uppnått förväntade egenskaper efter värmebehandling. Den troliga orsaken till detta är en okunskap om de skillnader som kan uppstå vid värmebehandling av olika segjärn.

Under lång tid har segjärn med beteckningen SS 0727 använts i stor utsträckning för gjutna komponenter. Nämnda material har en struktur bestående av perlit och ferrit. Förhållandet mellan de två strukturerna leder till stora variationer i hårdhet för komponenter gjutna i detta material. Denna variation påverkar bearbetbarheten av SS 0727 negativt. Med detta som bakgrund utvecklades ett helferritiskt material med beteckning SS 0725 som i obehandlat tillstånd är egenskapsmässigt likvärdigt med SS 0727. Den helt ferritiska stukturen har mindre variationer i hårdhet, vilket ökar bearbetbarheten. [1]-[3]

Problemet med utvecklingen av SS 0725 är att det enligt den nu gällande Europanormen (EN) anses vara egenskapsmässigt likvärdigt med SS 0727. Dessa två material har helt olika kemiska sammansättning men hamnar ändå under samma materialbeteckning. I de fall SS 0725 värmebehandlas på samma sätt som SS 0727, vilket det ska enligt SIS-standard [3], uppstår egenskapskillnader mellan materialen. Detta tyder på att dagens rekommendationer gällande värmebehandling av SS 0725 inte ger ett tillfredställande resultat. I dagens industri innebär detta kvalitetsproblem som i bästa fall upptäcks av värmebehandlaren, men i värsta fall kan leda till felaktiga komponenter hos slutkund. Oberoende av vart problemen upptäcks kostar de tid och pengar. Därför är det viktigt att fastställa eventuella egenskapsskillnader efter värmebehandling.

(8)

4

1.2 Syfte och frågeställningar

Observationer gjorda av Qumex Materialteknik tyder på att de rekommendationer som finns i SIS bok Gjutlegeringar [3] angående värmebehandling av SS 0725 inte är riktiga. På grund av den högre kiselhalten i SS 0725 påverkas den temperatur som krävs för att uppnå full härdeffekt. Syftet med denna rapport är att klarlägga skillnaderna i mikrostruktur och hårdhet som uppstår mellan SS 0727 och SS 0725 efter värmebehandling. Detta i syfte att fastslå vilken temperatur som krävs för att uppnå full härdeffekt i SS 0725. En temperatur som därmed skulle gälla som rekommendation för värmebehandling av detta material.

1.3 Avgränsningar

I denna rapport kommer endast värmebehandling av typen släckhärdning med efterföljande anlöpning behandlas. Effekten av härdningen kommer mätas genom hårdhetsprovning av typen Rockwell C och Vickers. Mikrostrukturen kommer att analyseras med hjälp av optisk mikroskopi. Utöver hårdhet kommer inte materialens mekaniska egenskaper att utvärderas.

1.4 Disposition

Kapitlet teoretisk bakgrund beskriver olika gjutjärn med fokus på de aktuella materialen samt grundläggande terminologi inom materialteknik. Metod och genomförande beskriver den apparatur som använts, hur experiment utformats samt genomförts för att svara på frågeställningarna. Resultat beskrivs med hjälp av bilder från optisk mikroskopi samt diagram och tabeller. Resultat och metod diskuteras sedan i efterföljande diskussionsdel.

(9)

Teoretisk bakgrund

5

2 Teoretisk bakgrund

2.1 Gjutjärn

2.1.1 Allmänt

Gjutjärn delas vanligtvis in i gråjärn, segjärn, kompaktgrafitjärn, aducerjärn samt vitjärn. Generellt för de olika typerna av gjutjärn är att de innehåller 3-4 % kol (C) samt 1-3 % kisel (Si). Det finns ett flertal variabler som avgör vilka fysikaliska samt mekaniska egenskaper ett gjutjärn erhåller. Exempel på faktorer som avgör gjutjärnets egenskaper är legeringsämnen, värmebehandling, kärnbildning och svalningsförhållanden. Vanliga legeringsämnen utöver C och Si är bland annat magnesium (Mg), koppar (Cu) och mangan (Mn). [2]-[3]

Grafitens form i gjutjärn kan radikalt förändra materialets egenskaper. Det är även detta som används för att kategorisera gjutjärn i undergrupper. Om grafiten ligger som fjäll, vilket är fallet i gråjärn, erhålls ett material med goda värmeledande egenskaper och bra vibrationsdämpning. En nackdel är att det inte klarar höga dragbelastningar. Det sistnämnda på grund av att grafitfjällen bidrar till spänningskoncentrationer. I de fall gjutjärnet legeras med små halter av magnesium erhålls istället grafit i form av noduler, detta material kallas segjärn. Segjärn har jämfört med gjutjärn generellt sämre vibrationsdämpande egenskaper och värmeledningsförmåga men klarar betydligt högre dragbelastningar. Alla dessa egenskapskillnader är direkt kopplade till grafitens form i materialet. Kompaktgrafitjärn är egenskapsmässigt ett mellanting mellan gråjärn och segjärn. Detta inkluderar hur grafiten har format sig i materialet. Grafiten återfinns som tjocka fjäll med rundade kanter. [2]-[3]

Vitjärn bildas antingen genom tillsatts av legeringsämnen eller då svalningshastigheten är hög samt Si-halten är låg. Legeringsämnen som har positiv inverkan för bildandet av vitjärn är nickel, molybden och krom. Vitjärn har en materialstruktur av perlit och cementit. Strukturen saknar större grafitansamlingar eftersom kolet är fastlåst i vitjärnets perlit och cementit. Användningsområden för vitjärn är på grund av sin hårdhet komponenter av typen krossplattor och kvarnsten. Aducerjärn framställs genom värmebehandling av vitjärn. Resultatet är ett gjutjärn med lägre hårdhet och högre seghet än vitjärn som hållfasthetsmässigt kan likställas med segjärn. [2]-[4]

(10)

2.1.2 Segjärn

Segjärn har betydligt bättre mekaniska egenskaper, framförallt seghet, jä gråjärn. Det beror på att kolet är format som

spänningskoncentrationer som gråjärnets grafitfjäll orsakar undviks genom segjärnets nodulformade grafit. Nodulerna bildas genom att 0,03

tillsätts i smältan. Segjärn kan levereras i en mängd olika varianter med olika egenskaper som beror av andelen perlit, austenit och ferrit. På

segjärn tack vare sina mekaniska egenskaper och goda gjutbarhet

för att tillverka tunnväggiga och lätta komponenter som klarar höga belastningar både statiskt och dynamiskt. [3]

Figur 2.1 Strukturbild över segjärn med perlit och ferrit

6

har betydligt bättre mekaniska egenskaper, framförallt seghet, jämfört med t beror på att kolet är format som noduler i materialet, se fig.2.1 spänningskoncentrationer som gråjärnets grafitfjäll orsakar undviks genom segjärnets nodulformade grafit. Nodulerna bildas genom att 0,03-0,06

tillsätts i smältan. Segjärn kan levereras i en mängd olika varianter med olika egenskaper som beror av andelen perlit, austenit och ferrit. På senare tid har sina mekaniska egenskaper och goda gjutbarhet börjat användas a tunnväggiga och lätta komponenter som klarar höga belastningar både statiskt och dynamiskt. [3]

Figur 2.1 Strukturbild över segjärn med perlit och ferrit

mfört med

fig.2.1. De

spänningskoncentrationer som gråjärnets grafitfjäll orsakar undviks genom 0,06 % Mg tillsätts i smältan. Segjärn kan levereras i en mängd olika varianter med olika senare tid har örjat användas a tunnväggiga och lätta komponenter som klarar höga belastningar

(11)

2.1.3 Materialstruktur

Beroende på förutsättningar kan gjutjärnets kol

rumstemperatur. De vanligaste materialstrukturerna för gjutjärn är ferritisk, perlit ferritisk samt perlitisk. Perlit

cementit och ferrit. I fig.2.1

en struktur bestående av nästintill

områden. Cementit består av järnkarbider materialstrukturer återfinns i

fasområde 2, se fig.2.2, omvandlas de tidigare

Den temperatur som krävs för att austenitisering ska ske legeringsämnen, exempelvis Si

temperaturen för austenitisering fasområde 3 och 4, se fig.2.2 av smälta och austenit. Fe-C

att relativt långsamma kylningshastigheter de fall med högre kylningshastigheter,

fingervisning av materialets faser och transform

Figur 2.2 Fe-C-diagram och gjutjärns struktur beroende av temperatur [2] Teoretisk bakgrund

7

Beroende på förutsättningar kan gjutjärnets kol och järn anta olika strukturer . De vanligaste materialstrukturerna för gjutjärn är ferritisk, perlit

Perlit är en lamellär struktur med 0,8 % C bestående av

fig.2.1 ses tydligt den lamellära strukturen hos perlit

bestående av nästintill rent järn (Fe) och kan i fig.2.1 ses som vita består av järnkarbider (Fe3C) som har 6,67 % C.

rukturer återfinns i fasområde 1 i fig.2.2. Vid förhöjd temperatur till omvandlas de tidigare nämnda strukturerna till

krävs för att austenitisering ska ske är beroende av flera exempelvis Si. Andra exempel på legeringsämnen som påverkar temperaturen för austenitisering beskrivs i fig.2.3. För högre temperaturer

fig.2.2, i vilka gjutjärnet kommer vara helt smält eller

C-diagrammet bygger på jämviktstillstånd, detta innebär relativt långsamma kylningshastigheter måste användas för att det ska gälla. I fall med högre kylningshastigheter, som till exempel vid gjutning, ger det en fingervisning av materialets faser och transformationer. [2]

diagram och gjutjärns struktur beroende av temperatur [2]

järn anta olika strukturer vid . De vanligaste materialstrukturerna för gjutjärn är ferritisk,

perlit-C bestående av den lamellära strukturen hos perlit. Ferrit är ses som vita % C. Dessa höjd temperatur till strukturerna till austenit. är beroende av flera en som påverkar För högre temperaturer nås vara helt smält eller bestå bygger på jämviktstillstånd, detta innebär för att det ska gälla. I ger det en

(12)

Austenit kan lösa in betydligt mer kol än ferrit på grund av fler atomer i strukturen. [2]

förklaras senare i rapporten.

Figur 2.3 Diagram över legeringsämnens påverkan av temperaturen för austenitisering

Hög C-halt ger ett mer ferritiskt material. Anledningen till detta är att det finns fler grafitansamlingar, i form av t.ex. noduler ell

temperaturen sjunker genom fasområde mer ferritisk struktur. Efterfrågas

att använda låga till måttliga halter av

högre kylningshastighet förstärks den perlitbildande effekten. [2]

Då Si-halten eller C-halten höjs blir

gäller om fosforhalten höjs. Dessa tre grundämnens påverkan på gjutjärnet beräknas enligt formel 2.1. Det erhållna värdet kallas

mer ferritiskt material. [2]

Formel 2.1 Beräkning av kolekvivalent.

8

kan lösa in betydligt mer kol än ferrit på grund av att den har plats för [2] Detta är grunden till släckhärdning som närmare förklaras senare i rapporten.

iagram över legeringsämnens påverkan av temperaturen för austenitisering

ett mer ferritiskt material. Anledningen till detta är att det finns fler grafitansamlingar, i form av t.ex. noduler eller fjäll, som C kan samlas vid

genom fasområde 2, se fig.2.2. Även höga halter av Si ger en fterfrågas istället en perlitisk struktur uppnås dett

att använda låga till måttliga halter av Si, se fig.2.2. Genom att använda en något högre kylningshastighet förstärks den perlitbildande effekten. [2]

halten höjs blir alltså materialet mer ferritiskt. Detsamma halten höjs. Dessa tre grundämnens påverkan på gjutjärnet . Det erhållna värdet kallas kolekvivalent. Högre värde ger

Cekv = C + 0,25 Si + 0,5 P

Formel 2.1 Beräkning av kolekvivalent. [2]

att den har plats för om närmare

iagram över legeringsämnens påverkan av temperaturen för austenitisering [5]

ett mer ferritiskt material. Anledningen till detta är att det finns fler kan samlas vid då Även höga halter av Si ger en uppnås detta genom Genom att använda en något

ferritiskt. Detsamma halten höjs. Dessa tre grundämnens påverkan på gjutjärnet ekvivalent. Högre värde ger

(13)

9 2.1.4 Legeringsämnen (Cu och Si)

Genom att tillföra legeringsämnen påverkas bildandet av ett gjutjärns olika faser och därmed dess egenskaper. De vanligaste legeringsämnena delas in i två grupper, austenitbildare samt ferritbildare. Genom tillsatser av legeringsämnen kan därmed ett gjutjärn styras mot en mer ferritisk eller austenitisk fas. För förståelse av denna rapport är betydelsen av legeringsämnena Cu och Si viktig, därav följande fördjupning. Kisel är ett ferritbildande legeringsämne. Enligt fasdiagrammet för Fe-Si behövs 1,95 % Si för att uppnå en helt ferritisk fas, se fig.2.4. I realiteten behöver ca 3 % Si användas för att kompensera för de austenitbildande legeringsämnena. Koppar har en austenitbildande effekt som är betydligt mindre än den ferritbildande effekt som Si har. [6]

Figur 2.4 Fasdiagram Fe-Si [3]

2.2 Värmebehandling

Material värmebehandlas i de fall en förändring av dess egenskaper efterfrågas. Värmebehandling delas in i följande undergrupper: Normalisering, glödgning, härdning och anlöpning. [2] Denna rapport berör de två undergrupperna härdning och anlöpning, därför beskrivs de närmare.

2.2.1 Härdning

En metod för att härda gjutjärn är släckhärdning. Släckhärdning innebär att materialet värms upp till en austenitfas, hålls vid denna temperatur tillräckligt lång tid för att kolet ska lösas upp och fördelas jämnt i materialet. Efter det att materialet nått jämvikt vid den förhöjda temperaturen kyls det snabbt i t.ex. vatten eller olja. På grund av det snabba kylningsförloppet hinner inte kolet fördelas utan låses fast i en struktur kallad martensit, se fig.2.5. [4]

(14)

10

Figur 2.5 Strukturbild på martensit

I fig.2.5 kan ljusa kantiga områden observeras i den martensitiska strukturen. Detta är restaustenit och den är en följd av att släckmedlets temperatur varit för hög och därmed har inte en fullständig martensitomvandling skett. Restaustenit förekommer mer eller mindre alltid efter släckhärdning. Mängden restaustenit kan minimeras genom att rätt temperatur används vid härdning och släckning. För låg eller för hög härdtemperatur ger större andel restaustenit. Ju högre andel restaustenit desto lägre hårdhet. [5]

Martensit är en struktur kraftigt övermättad på kolatomer. Detta ger martensiten mycket hög hårdhet men även stor sprödhet. För att fullständig omvandling till martensit skall ske vid släckning krävs hög kylningshastighet, om detta inte uppnås erhålls istället ett material bestående av bainit och perlit eller ofullständig martensit. En annan förutsättning för fullständig martensitomvandling är en C-halt över 0,6 %. [4] Martensitomvandlingen sker blixtsnabbt och diffusionslöst, hur och när den sker kan utläsas i ett TTT-diagram. TTT står för Tid, Temperatur och Transformation. Ur detta diagram går det att utläsa mängden av en viss struktur givet att temperaturen är känd, se fig.2.6. [2]

(15)

11

Figur 2.6 TTT - diagram som visar austenitens omvandling till martensit [2]

2.2.2 Anlöpning

Anlöpning är en värmebehandling som utförs för att minska hårdheten och sprödheten i ett martensitiskt material. Materialets egenskaper efter anlöpning kan styras mycket exakt. Tid och temperatur är de två parametrar som kan varieras vid anlöpning för att uppnå önskat resultat. På grund av martensitens kraftigt övermättade struktur vill kolatomerna diffundera till en mer naturlig form. Detta sker redan vid rumstemperatur men sker betydligt fortare vid förhöjd temperatur. Denna diffusion kommer att skapa urskiljningar av finfördelade Fe3C. [6]

2.3 _{Hårdhetsprovning}

För att verifiera resultatet av en värmebehandling är det vanligt att en hårdhetsmätning utförs. För att mäta hårdheten appliceras en bestämd last på en intryckskropp. Detta skapar en plastisk deformation i provobjektet. Intryckets storlek eller djup relateras sedan till standardiserade hårdhetsvärden. [6]

(16)

12 2.3.1 Vickersprovning

Intryckskroppen som används vid Vickersprovning är en pyramidformad diamant med spetsvinkeln 136°. Vid utförandet anbringas en last som mäts i kilopond. Denna kan variera mellan 0,01 kp till 100,0 kp, 1 kp motsvarar 9,81 N. Det stora intervallet gör Vickersprovning lämplig för såväl mjuka som hårda material. Säkerheten i provresultatet ökar om en högre last används för då undviks att resultatet påverkas av mikrostrukturella variationer. Efter att intrycket har utförts mäts det kvadratiska intryckets båda diagonaler och HV-värdet beräknas enligt

formel 2.2. Ett mätvärde uttryckt i Vickers har förutom mätvärde och enhet ett

tillägg som anger lastens storlek. Exempelvis innebär 150 HV0,3 ett uppmätt värde på 150, enhet HV och lasten 0,3 kp. [6]

HV 0,102 intryckskraft intryckets area

Formel 2.2 Beräkning av Vickershårdhet [6]

2.3.2 Rockwellprovning

Vid provning med Rockwell kan intryckskroppen ha ett flertal olika utseenden beroende på vilken metod av Rockwell som används. Den vanligaste metoden är Rockwell C där intryckskroppen är formad som en kon med spetsvinkeln 120°. Lasten som anbringas intryckskroppen läggs på i två steg, först läggs en förlast på 98,07 N, för att sedan efterföljas av en tilläggslast som för Rockwell C är 1373 N. När avlastning av tilläggslasten har skett registreras skillnaden mellan intrycksdjupet före och efter att tilläggslasten har lagts på. Värdet i Rockwell beräknas sedan med formel 2.3, där n och S är konstanter som beror av vilken Rockwellmetod som används och h är skillnaden i intryckets djup före och efter tilläggslasten. [6]

HRC n

(17)

13

2.4 Materialstandarder

Det finns ett flertal olika standarder som används för att namnge och definiera material. Exempel på olika standarder är den svenska (SS), europeiska (EN) och den internationella (ISO). Sedan 1940-talet bedrivs ett standardiseringsarbete inom Sverige på materialområdet. Ansvarig för detta arbete är Swedish Standards Institutes (SIS). Arbetet har resulterat i ett materialbeteckningssystem som börjar med Svensk standard förkortat SS följt av en serie siffror som beskriver vilket material det gäller. Tanken är att Europastandarden som förkortas EN ska bli den gällande på sikt. Materialstandarden enligt EN beskriver materialets mekaniska egenskaper, se fig.2.7. Som kan ses i fig.2.7 har inte SS 0725 någon egen symbol. Detta eftersom SS 0725 överträffar alla mekaniska egenskaper som ställs för EN-GJS-500-7 kategoriseras materialet under denna. [3]-[7]

Beteckningarna Rm, Rp0,2 och A står för brottgräns, 0,2 % förlängningsgräns och

förlängning. HB-intervall är materialets hårdhetsintervall mätt i Brinell, se fig.2.7. [7]

(18)

14

3 Metod och genomförande

3.1 Utformning av experimentserie

Utifrån den givna frågeställningen utformades en första materialmatris bestående av SS 0725 och SS 0727. Anledningen till detta är att båda dessa material kategoriseras under EN-GJS-500-7 trots stor variation i kemisk sammansättning. De största skillnaderna i kemisk sammansättning mellan SS 0725 och SS 0727 återfinns i Si-halt och Cu-halt. Därför bestämdes det att endast dessa två variabler skulle varieras. Detta för att med säkerhet kunna avgöra vilken förändring som kan knytas till vilket legeringsämne. På grund av detta vidareutvecklades materialmatrisen till att innehålla fyra material för att på ett bra sätt få grepp om variationer orsakade av legeringsämnena Cu och Si. Den slutgiltiga provmatrisen har SS 0717 som bas eftersom det är ett segjärn med både låg Si-halt och Cu-halt. Från denna bas kunde Cu-halten höjas för att erhålla motsvarigheten till SS 0727. För att framställa motsvarigheten till SS 0725 höjdes Si-halten. Ett fjärde material med hög Si-halt och hög Cu-halt ingår i materialmatrisen för att göra den komplett. Det sistnämnda materialet saknar standardiserad beteckning. Halterna av Si och Cu för SS 0717 är de som SKF Mekan använder för denna typ av segjärn. De högre halterna av Cu i SS 0727 och Si i SS 0725 valdes för att uppfylla de kemiska rekommendationer som finns för dessa material. Vidare i denna rapport kommer material 1, 2, 3 och 4 att användas som beteckning för de fyra olika materialen, se fig.3.1.

Si -ha l t Låg ≈ 0,05 % Material 1 ≈ SS0717 Material 2 ≈ SS0725 Hög ≈ 0,45 % Material 3 ≈ SS0727 Material 4 Låg ≈ 2,55 % Hög ≈ 3,70 % Cu-halt Figur 3.1 Materialmatris

I SIS bok Gjutlegeringar [3] rekommenderas att härdning av segjärn ska utföras genom värmebehandling vid 840-880ºC i 0,5-2 h för att sedan släckas. Utifrån dessa rekommendationer skapades en provmatris där varje material härdas vid temperaturerna 840ºC och 880ºC samt under tiderna 0,5 h, 1 h och 2 h. På grund av att Si höjer den temperatur som krävs för austenitisering, se fig.2.3, valdes även 900ºC in i provmatrisen. Den slutliga provmatrisen över de 36 st proverna kan ses i fig.3.2. För att skilja de olika materialproven åt användes ett tresiffrigt system där första siffran står för material, andra siffran står för tid och tredje siffran står för temperatur.

(19)

Metod och genomförande 15 840 880 900 840 880 900 0,5 1-1-1 1-1-2 1-1-3 0,5 2-1-1 2-1-2 2-1-3 1 1-2-1 1-2-2 1-2-3 1 2-2-1 2-2-2 2-2-3 2 1-3-1 1-3-2 1-3-3 2 2-3-1 2-3-2 2-3-3 840 880 900 840 880 900 0,5 3-1-1 3-1-2 3-1-3 0,5 4-1-1 4-1-2 4-1-3 1 3-2-1 3-2-2 3-2-3 1 4-2-1 4-2-2 4-2-3 2 3-3-1 3-3-2 3-3-3 2 4-3-1 4-3-2 4-3-3 Material 2 Material 4 Material 1 Material 3 Temperatur (˚C) Tid (h) Temperatur (˚C) Tid (h) Temperatur (˚C) Tid (h) Temperatur (˚C) Tid (h) Figur 3.2 Provmatris

3.2 Materialframtagning samt beredning

3.2.1 Gjutning av provmaterial

Tillsammans med SKF Mekan i Katrineholm göts provmaterialet i formar av typen QuiK cup, se fig.3.3. Normalt används QuiK cup för termiska analyser. I detta fall användes den endast som gjutform då storleken ansågs lämplig. Eftersom ingen termisk analys utfördes demonterads det termoelement som ursprungligen är monterat i formen, detta för att inte påverka resultatet.

Figur 3.3 QuiK cup

Bassmältan som alla material i provmatrisen utgår ifrån är SS 0717. Till denna tillsattes legeringsämnena Cu och Si för att motsvara materialen i provmatrisen, se

(20)

16

Gjutningen av provmaterialet genomfördes parallellt med normal produktion vid SKF Mekan. Ur en batch på 18 ton smälta tappades 1 ton upp i en mindre gjutskänk. Från denna gjutskänk fylldes en mindre handskänk med 18 kg smälta. I handskänken tillsattes Cu och Si beroende på vilket material i provmatrisen, se

fig.3.1, som skulle erhållas. Legeringsämnena tillsattes i handskänken under

omrörning. Fig.3.4 visar råämnets utseende.

Figur 3.4 Råämne

3.2.2 Utvärdering av gjutresultat

Efter gjutning verifierades mängden legeringsämnen med spektrometeranalys. Spektrometer är en utrustning som används för att bestämma ett materials kemiska sammansättning. De fyra erhållna materialen har kemisk sammansättning enligt tabell 3.1. Endast de viktigaste legeringsämnena tas upp i denna tabell, för fullständigt resultat av spektrometeranalysen se bilaga 1.

Material C Si Cu Mg Fe Cekv 1 3,47 2,54 0,052 0,039 93,5 4,12 2 3,33 3,68 0,047 0,075 92,43 4,27 3 3,42 2,53 0,429 0,032 93,18 4,06 4 3,14 3,78 0,427 0,038 92,18 4,1

(21)

Metod och genomförande

17

Utöver kemisk analys genomfördes även en inledande strukturell analys. Syftet med denna var att undersöka om materialstrukturen var densamma i hela råämnet eller om den var kopplad till svalningshastigheten som är beroende av råämnets tjocklek. Materialet delades mitt itu, se fig.3.5. Därefter polerades och etsades materialet innan det undersöktes med hjälp av optisk mikroskopi. Utifrån denna analys valdes lämpliga områden i råämnet för de materialprover som skulle tas fram.

Figur 3.5 Råämne delat på mitten

3.2.3 Beredning av provmaterial före härdning

Efter inledande analys bearbetades råämnet till rektangulära rätblock med de ungefärliga måtten 14x14x25 mm. Dessa mått valdes för att fullständig martensitbildning skulle uppnås vid släckning. Varje prov märktes enligt det system som beskrivs i fig.3.2. Under bearbetningen kyldes materialet noggrant för att minimera den värmepåverkan skärande bearbetning medför. I fig.3.5 ses porositeter i mitten av råämnet. Dessa porositeter fanns mer eller mindre i alla de råämnen som göts i QuiK cup-formarna. Vid framställning av materialproverna användes inget råämne från de områden med porositeter.

3.3 Genomförande DSC

Differential Scanning Calorimetry (DSC) används för att analysera temperaturrelaterade egenskaper hos material. Principen för DSC är att en ugn värmer två materialprov, ett referensprov och ett prov som ska analyseras. Genom att mäta den energi som krävs för att höja temperaturen hos provet kan t.ex. fasomvandlingstemperatur undersökas. [8]

En analys med DSC genomfördes för att ge svar på om det fanns någon relativ temperaturskillnad mellan materialen då austenitiseringen inleds. Därför bestämdes det att denna undersökning skulle inleda arbetet.

(22)

18

För att analysera ett material i DSC krävs ett materialprov med väl bestämd vikt. Materialproven utformades som diskar med diametern 4 mm och tjockleken 1 mm, se fig.3.6. Vikten för materialproven med dessa mått blev ungefär 83 mg.

Figur 3.6 Materialprov för DSC

Undersökningen i DSC utfördes genom en temperaturökning med hastigheten 10 K/min tills måltemperaturen 940ºC nåddes. Efter detta kyldes materialet med en hastighet av 50 K/min. Inledningsvis genomfördes en kalibrering utan materialprov i ugnen. Detta gav ett korrigeringsvärde som användes under de följande undersökningarna. När de fyra materialen undersökts i DSC-utrustningen analyserades erhållen data.

3.4 Genomförande härdprocess

Härdningen av materialproverna utfördes i en ugn av typ Nabertherm L4/10 vid tre olika tillfällen. Vid varje tillfälle genomfördes värmebehandling för en av de tre temperaturerna. Inledande temperatur valdes till 880 ºC. Anledningen till att denna temperatur valdes är att den anges som en övre gräns vid värmebehandling av segjärn i SIS bok Gjutlegeringar. [3] Därmed skulle resultatet av denna undersökning svara på om standardens rekommendation avseende temperatur vid värmebehandling var tillräcklig för alla ingående material i materialmatrisen, se

fig.3.1.

För att placera materialproverna nära ugnens centrum användes en låda av bockad stålplåt som distans, se fig.3.7. Anledningen till detta är att det uppstår en temperaturdifferens nära ugnens ytterväggar. För att underlätta förflyttning av materialproven från ugnen till härdoljan tillverkades en bricka, se fig.3.8. Tidsåtgången vid släckning minimerades genom att härdoljan placerades rakt under ugnen. Härdoljan, som var av typen mineralolja, förvärmdes till 60 ºC då detta ökar kylförmågan, se fig.3.9.

(23)

19

Figur 3.7 Materialprov placerade på distansplåt Figur 3.8 Bricka med materialprov

Figur 3.9 Oljetemperaturens inverkan på oljans kylförmåga [5]

Vid varje körning i härdugnen ingick fyra materialprov. Endast en temperatur och en tid behandlades per körning. Alternativet till denna metod hade varit att samtliga materialprov som skulle behandlas vid en temperatur ingått i en och samma körning. Detta hade inneburit att ugnens lucka öppnats efter 0,5 h och 1 h. Problemet med denna metod hade varit att ugnens regulator övervärmer efter hastiga temperatursänkningar. Konsekvensen av en sådan övervärmning är att materialprover tänkta att behandlas vid t.ex. 880ºC i själva verket behandlas vid en märkbart högre temperatur. För att med säkerhet undvika en sådan övervärmning kördes endast en tid per omgång och regulatorn gavs tid att stabilisera temperaturen innan nästa omgång kördes. Den övervärmning som inträffade när kalla provmaterial ställdes in i ugnen kan bortses ifrån. Detta på grund av att materialproven har relativt låg temperatur då övervärmningen sker. Direkt efter

(24)

20

värmebehandlingen flyttades materialproverna från ugnen till härdoljan för släckning, se fig.3.10 och fig.3.11.

Figur 3.10 Materialprov i härdugn Figur 3.11 Släckning i härdolja

De släckta materialproverna delades på mitten för att blottlägga en snittyta. En halva av det ursprungliga provet placerades på samma typ av bricka som användes vid härdningför att sedan anlöpas. Den andra halvan sparades som referensprov. Tolv prov anlöptes samtidigt under 75 minuter vid temperaturen 180ºC. Efter avslutad anlöpning fick proverna svalna i rumstemperatur. Utrustningen som användes vid anlöpning var en ugn av typ Ecocell 55.

3.5 Beredning av härdprover för analys

Både de anlöpta proven och referensproven göts in i bakelitkutsar. Därefter slipades kutsarna med följande slippapper; P220, P320, P600, P1200 och P2400. Efter slipning polerades ytorna i två steg. Inledningsvis polerades ytorna med en polervätska innehållande diamanter av storleken 6 µm, därefter följde polering med storleken 1 µm. En färdigpolerad kuts visas i fig.3.12.

(25)

21

För att materialstrukturen skulle vara möjlig att se med optisk mikroskopi etsades kutsarna i en blandning av etanol och salpetersyra kallad nital. Etsning innebär att höjdskillnader skapas beroende på vilka faser som ingår i sammansättningen, hur tätt atomerna är packade och hur atomgittret är orienterat i förhållande till ytan. [9] All etsning utfördes med nital bestående av 2 % salpetersyra. Efter ingjutningen i bakelit graverades kutsarna enligt samma system som innan härdning, se fig.3.2.

3.6 Genomförande av analys

Mätning av Vickers har uteslutande genomförts med utrustning av typ Shimadzu HMV-2000. Mätning av Rockwell C har uteslutande genoförts med utrustning av typ Wolpert Dia testor 2Rc.

Kalibrering av de båda mätutrustningarna har skett enligt anvisning från Qumex Materialteknik. Kalibrering har genomförts inför varje tillfälle utrustningen har använts. Mätvärdena korrigerades i de fall en avvikelse uppmäts vid kalibreringen. Hårdhetsmätningarna har genomförts enligt den metod som tillämpas av Qumex Materialteknik.

3.6.1 Optisk mikroskopi

Undersökning med hjälp av optisk mikroskopi genomfördes för att identifiera materialstrukturer och förändringar av dessa som inträffat på grund av härdprocessen.

3.6.2 Mätning av Vickershårdhet

Anledningen till att Vickers valdes som en av de två metoderna för att mäta hårdhet är att metoden lämpar sig väl för material med hög hårdhet. Vid mätning i Vickers kan en enskild strukturs hårdhet mätas. Detta innebär om hårdhetsmätning utförs i material med varierande struktur visar sig detta som stor spridning mellan mätvärdena. Medelvärdet av en mätserie kan ses som ett snittvärde för materialet.

(26)

I varje kuts gjordes fem stycken intr

beräknades medelvärde och standardavvikelsen. Hårdhetsvärdena beräkna

hjälp av analysprogram. Exempel på hur intrycket ser ut vid Vickersmätning visas i

fig.3.13.

Figur 3.

3.6.3 Mätning av Rockwell C

Rockwell C användes som mätmetod

medelvärde av alla ingående strukturer i materialet. Fyra stycken intryck gjordes i varje kuts men första mätvärdet som erhölls ströks

de tre mätvärdena beräknades därefter. Den totala lasten som anb kutsarna var 1472 N

22

fem stycken intryck med en anbringad last på 0,3 kp. Därefter medelvärde och standardavvikelsen. Hårdhetsvärdena beräkna

hjälp av analysprogram. Exempel på hur intrycket ser ut vid Vickersmätning visas i

Figur 3.13 Vickersmätning av hårdhet

Mätning av Rockwell C-hårdhet

s som mätmetod för att den till skillnad från Vickers ger ett medelvärde av alla ingående strukturer i materialet.

Fyra stycken intryck gjordes i varje kuts men endast tre mätvärden noterades. första mätvärdet som erhölls ströks för att höja tillförlitligheten. Medelvärde de tre mätvärdena beräknades därefter. Den totala lasten som anbringades på

. Därefter medelvärde och standardavvikelsen. Hårdhetsvärdena beräknades med hjälp av analysprogram. Exempel på hur intrycket ser ut vid Vickersmätning visas i

för att den till skillnad från Vickers ger ett

en noterades. Det edelvärdet av ringades på

(27)

Resultat och analys

23

4 Resultat och analys

Följande kapitel innehåller optiska iakttagelser och mätdata från de experiment som genomförts hos Qumex Materialteknik och vid Jönköpings Tekniska Högskola. Tidsangivelser i detta kapitel hänvisar till den tid materialprovet har värmebehandlats i härdugn.

4.1 Resultat DSC

I följande avsnitt presenteras de resultat som erhållits vid körning i DSC. De temperaturer som erhålls med DSC kan inte ses som exakta temperaturer för när en fasomvandling börjar och slutar. Istället ska resultatet av följande DSC-körningar användas för att se om det finns relativa skillnader i temperatur mellan de fyra materialen.

Grafens utseende i fig.4.1 är representativt för alla material fram till temperaturen 700ºC. Informationen som söktes finns för samtliga material inom intervallet 700-900ºC, därför presenteras en förstoring av detta intervall med egen figur. I fig.4.1 kan tre tydliga fasomvandlingar ses som tre dippar i grafen. Förklaring av första dippen går utanför området för denna rapport. Andra dippen representerar perlitens omvandling och den tredje står för ingången i austenitfasen. De tangenter som placerats ut i fig.4.1 ger ett uppskattat värde för när austenitfasen inleds. Placeringen av tangenterna gjordes manuellt i det analysprogram som användes.

(28)

24

Resultatet av körningen med material 1 visas i fig.4.2. Det sökta värdet i grafen är den temperatur då austenitisering inleds. Denna temperatur uppskattades genom att placera tangent 1 och tangent 2, se fig.4.1 och fig.4.2. Skärningspunkten mellan tangenterna inträffar vid 803,7ºC vilket enligt denna analys motsvarar temperaturen då material 1 inleder austenitisering.

(29)

25

I fig.4.3 visas resultatet som erhölls efter körning av material 2. På samma sätt som i fig.4.1 placerades två tangenter ut för att finna den temperatur som inleder austenitiseringen. Skärningspunkten anger att austenitfasen påbörjas vid 848,4ºC, se fig.4.3.

(30)

26

För material 3 erhölls de resultat som visas i fig.4.4. Två tangenter placerades ut enligt den princip som kan ses i fig.4.1. Tangenternas skärningspunkt visar att austenitiseringen inleds vid temperaturen 805,5ºC.

(31)

27

För material 4 erhölls de resultat som visas i fig.4.5. Tangenterna placerades enligt samma princip som tidigare, se fig.4.1. Skärningspunkten för tangenterna visar att austenitisering inleds vid 852,2ºC.

Figur 4.5 Resultat av DSC för material 4, temperaturintervall 700-900ºC

Resultatet av körningarna med DSC visar att material 1 och material 3 går in i austenitfas vid ungefär 805ºC. Material 2 och material 4 inleder austenitisering vid ungefär 850ºC. Detta ger en relativ temperaturskillnad för austenitisering på ca 45ºC, vilket visar att det finns en skillnad mellan materialen. Detta styrker teorin om att kiselhalten höjer temperaturen som krävs för austenitisering, vilket undersöks närmare i kommande kapitel.

(32)

28

4.2 Resultat av härdprocess utförd vid 840ºC

4.2.1 Strukturförändring material 1

Bildserien bestående av fig.4.6 – fig.4.9 visar den strukturförändring material 1 genomgick under härdprocessen vid temperaturen 840ºC.

Figur 4.6 Material 1före härdprocess Figur 4.7 Material 1 efter 0,5 h

Figur 4.8 Material 1efter 1 h Figur 4.9 Material 1 efter 2 h

Figur 4.6 visar strukturen i materialet före härdprocessen. Strukturen består av

perlit, ferrit och grafitnoduler. Perlit är den mörkgrå lamellära strukturen, ferrit de vita områdena och grafitnodulerna ses som svarta cirklar. Anledningen till den höga andelen ferrit runt nodulerna beror på nodulernas förmåga att attrahera C-atomer. Längre ifrån grafitnodulerna kommer C-atomerna istället samlas som cementit och tillsammans med ferrit bilda perlit.

Efter härdprocesserna, se fig.4.7-fig.4.9, är materialstrukturen nästintill likvärdig för de tre olika tiderna. Efter 0,5 h och 1 h, se fig.4.7-fig.4.8, kan små områden med vit restaustenit observeras. För övrigt är strukturen helt martensitisk.

(33)

29 4.2.2 Strukturförändring material 2

Figur 4.10 Material 2 före härdprocess Figur 4.11 Material 2 efter 0,5 h

Figur 4.12 Material 2 efter 1 h Figur 4.13 Material 2 efter 2 h

Material 2 hade före härdprocessen en huvudsaklig struktur bestående av ferrit. Ferriten ses i fig.4.10 som det vita området. Små partiklar av cementit kan urskiljas som svarta prickar och noduler med grafit ses som större svarta cirklar.

I fig.4.11-fig.4.13 ses en blandning mellan martensit och ferrit. Omvandlingen till martensit är i samtliga fall ofullständig vilket innebär att temperaturen under härdprocessen har varit för låg. Anledningen till att viss martensitbildning skett är att temperaturen varit tillräcklig för att cementiten ska omvandlas till austenit. Vid släckning ombildas denna austenit till martensit som ses i bildserien, se

(34)

4.2.3 Strukturförändring ma

Bildserien bestående av fig.4.1 genomgick under härdprocessen

Figur 4.14 Material 3 före härdprocess

Figur 4.16 Material 3 efter 1

Figur 4.14 visar strukturen hos material 3 före härdprocessen. Den består likt

material 1 av ljusa ferritiska områden, mörka perlitiska och noduler av grafit. Efter härdprocesserna kan

fig.4.15-fig.4.17. Andelen restaustenit är betydligt mindre vid 1 h och 2 h jämfört

med 0,5 h. Förutom restausteniten är materialet helt martensitiskt vid alla tider.

30 Strukturförändring material 3

fig.4.14 – fig.4.17 visar den strukturförändring material 3

enomgick under härdprocessen vid temperaturen 840ºC

Material 3 före härdprocess Figur 4.15 Material 3 efter 0,5

Material 3 efter 1 h Figur 4.17 Material 3 efter 2

visar strukturen hos material 3 före härdprocessen. Den består likt material 1 av ljusa ferritiska områden, mörka perlitiska och noduler av grafit.

områden med restaustenit anas efter samtliga tider, Andelen restaustenit är betydligt mindre vid 1 h och 2 h jämfört Förutom restausteniten är materialet helt martensitiskt vid alla tider.

visar den strukturförändring material 3

Material 3 efter 0,5 h

Material 3 efter 2 h

visar strukturen hos material 3 före härdprocessen. Den består likt material 1 av ljusa ferritiska områden, mörka perlitiska och noduler av grafit.

efter samtliga tider, se Andelen restaustenit är betydligt mindre vid 1 h och 2 h jämfört Förutom restausteniten är materialet helt martensitiskt vid alla tider.

(35)

Material 4 har före härdprocessen en struktur som till övervägande del är ferritisk, men med mindre inslag av perlit, se fig.4.18. Grafiten kan även här ses i form av noduler, se fig.4.18-fig.4.21.

Efter härdprocesserna, se fig.4.19-fig.4.21, finns områden omvandlade till martensitisk struktur. En tillväxt beroende av tid för dessa mörka områden kan urskiljas. Omvandlingen till martensit har varit ofullständig eftersom stora områden ferrit fortfarande finns kvar efter härdprocessen.

(36)

32

4.2.5 Resultat av hårdhetsmätning efter härdprocess vid 840ºC

Fig.4.22 visar de medelvärden som erhölls vid hårdhetsmätning med Rockwell C

för alla material som genomgått härdprocess vid 840ºC. Material 1 och material 3 uppvisar vid denna temperatur en hög hårdhet, ungefär 53 HRC. Material 2 och material 4 uppvisar en lägre hårdhet på ungefär 23 HRC. Den betydligt lägre hårdheten i material 2 och material 4 beror på den ofullständiga omvandlingen till martensit, se fig.4.11-4.13 och fig.4.19-4.21.

Figur 4.22 Medelvärde hårdhetsmätning Rockwell C efter härdprocess vid 840ºC 18,0 23,0 28,0 33,0 38,0 43,0 48,0 53,0 58,0 0 1 2 3 4 5 H å rd h e t (H R C ) Material

Medelvärde hårdhetsmätning Rockwell C

efter härdprocess vid 840˚C

0,5h 1h 2h

(37)

I fig.4.23 presenteras resultaten av hårdhetsmätningen

Vickersmätningen överensstämmer med de resultat som erhölls vid mätning med Rockwell C. Material 1 och material 3 uppvisar hög hårdhet, ungefär

Material 2 och material 4 är betydligt mjukare, ungefär

Figur 4.23 Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter härdprocess vid 840

Diagrammen visar den problematik som lig

fig.4.22 och 4.23. Material 1 (SS 0717) och material 3 (SS 0727)

hårdhet efter härdprocess vid 840 temperatur tillräcklig för att

samma höga hårdhet som material 1 och material 3.

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 0 1 H å rd h e t (H V 0 ,3 )

Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter

härdprocess vid 840

33

presenteras resultaten av hårdhetsmätningen med Vickers. Resultaten av Vickersmätningen överensstämmer med de resultat som erhölls vid mätning med Rockwell C. Material 1 och material 3 uppvisar hög hårdhet, ungefär 780 HV0,3. Material 2 och material 4 är betydligt mjukare, ungefär 300 HV0,3.

Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter härdprocess vid 840º

Diagrammen visar den problematik som ligger till grund för detta arbete, se Material 1 (SS 0717) och material 3 (SS 0727) uppnådde

hårdhet efter härdprocess vid 840ºC. För material 2 (SS 0725) var inte denna tillräcklig för att uppnå full härdeffekt och därmed uppnåddes inte samma höga hårdhet som material 1 och material 3.

2 3 4 5

Material

Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter

härdprocess vid 840°C

Resultaten av Vickersmätningen överensstämmer med de resultat som erhölls vid mätning med 780 HV0,3.

ºC

ger till grund för detta arbete, se uppnådde en hög inte denna uppnå full härdeffekt och därmed uppnåddes inte

Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter

0,5h 1h 2h

(38)

34

Standardavvikelsen för Vickersmätningen presenteras i fig.4.24. Diagrammet visar på en stor spridning för material 1 vid 0,5 h. Detta tyder på att strukturen inte är enhetlig och att någon av mätningarna gjordes där strukturen var mjukare. Övriga material visar en låg spridning, för material 2 och material 4 betyder detta att materialen varit alltigenom mjuka. Material 3 uppvisar en låg spridning av mätvärden, detta tyder på att alla mätningarna genomförts i samma typ av struktur.

Figur 4.24 Standardavvikelse för hårdhetsmätning Vickers efter härdprocess vid 840ºC 0,0 20,0 40,0 60,0 80,0 100,0 120,0 140,0 160,0 0 1 2 3 4 5 S ta n d a rd a v v ik e ls e ( H V 0 ,3 ) Material

Standardavvikelse Vickersmätning 840°C

0,5 h 1 h 2 h

(39)

35

4.3 Resultat av härdprocess utförd vid 880ºC

Strukturen i alla fyra materialen före härdprocessen har beskrivits i kap.4.2. Någon ytterligare beskrivning av den strukturen kommer därför inte att genomföras. För att tydligt visa strukturförändringen som härdprocessen innebär kommer dock bilder av ursprungsmaterialen även fortsättningsvis att presenteras.

Efter genomförd härdprocess, se fig.4.26-fig.4.28, uppvisar material 1 även för denna temperatur en helt martensitisk struktur vid alla tre tider bortsett från små vita områden med restaustenit.

(40)

Omvandlingen till martensit har varit ofullständig vid samtliga tider. Se

fig.4.30-fig.4.32. De områden som inte omvandlats till martensit består av ferrit, observeras

som ljusa områden. En tillväxt av andelen martensit beroende på tid i härdugn kan ses mellan fig.4.30 och fig.4.31.

Fig.4.32 uppvisar ett anmärkningsvärt utseende då den diffusion runt

grafitnodulerna som förekommer i fig.4.30 och fig.4.31 inte har skett. Strukturen i

fig.4.32 liknar den strukturen som återfinns för detta material när härdprocess

(41)

Bildserien bestående av fig.4.33

genomgick under härdprocessen vid temperaturen 880

Figur 4.33 Material 3 före härdproc

Figur 4.35 Material 3 efter 1

Efter härdprocessen kan mindre områden med restaustenit observeras i en för övrigt helt martensitisk struktur

gentemot körningarna av samma material vid 840

37 Strukturförändring material 3

fig.4.33 – fig.4.36 visar den strukturförändring material 3

genomgick under härdprocessen vid temperaturen 880ºC.

före härdprocess Figur 4.34 Material 3 efter 0,5

efter 1 h Figur 4.36 Material 3 efter 2

kan mindre områden med restaustenit observeras i en för övrigt helt martensitisk struktur, se fig.4.34-fig.4.36. Inga strukturella skillnader gentemot körningarna av samma material vid 840ºC observerades.

visar den strukturförändring material 3

efter 0,5 h

Material 3 efter 2 h

kan mindre områden med restaustenit observeras i en för Inga strukturella skillnader

(42)

Material 4 uppvisar inte någon fullständig omvandling till martensitisk struktur. Däremot är tillväxten av de martensitiska områdena tydligt beroende av tiden i härdugn, där en ökning av andelen martensit ses med ökande tid, se

(43)

39

4.3.5 Resultat av hårdhetsmätning efter härdprocess vid 880ºC

I fig.4.41 ses att material 1 och material 3 uppnådde en hög hårdhet med hårdhetsvärden på över 54 HRC. Detta är något högre än de mätvärden som uppmättes vid 840ºC. Material 2 och material 4 uppvisar en stor spridning av hårdhetsvärdena. Vid jämförelse av 2 h proverna av material 2 och material 4 är skillnaden i hårdhet omkring 10 HRC.

Figur 4.41 Medelvärde hårdhetsmätning Rockwell C efter härdprocess vid 880ºC 40,0 42,0 44,0 46,0 48,0 50,0 52,0 54,0 56,0 58,0 0 1 2 3 4 5 H å rd h e t (H R C ) Material

Medelvärde hårdhetsmätning Rockwell C

vid 880°C

0,5h 1h 2h

(44)

40

Material 1 och material 3 har vid alla tider ett Vickersvärde som ligger stabilt runt 800 HV0,3, se fig.4.42. För material 2 är Vickersvärdet ungefär 530 HV0,3 för alla tider. Vickersvärdet för material 4 observerades öka från 430 HV0,3 till 500 HV0,3 när tiden ökades från 0,5 h till 2 h. Material 1 och material 3 uppvisar likvärdiga hårdhetsvärden som vid 840ºC. För material 2 och material 4 kan en tydlig ökning på omkring 250 HV0,3 observeras.

Figur 4.42 Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter härdprocess vid 880ºC 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 0 1 2 3 4 5 H å rd h e t (H V 0 ,3 ) Material

Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter

härdprocess vid 880°C

0,5h 1h 2h

(45)

41

I fig.4.43 presenteras standardavvikelsen för Vickersmätningen. Material 1 och material 3 visar för alla tider låg standardavvikelse. Detta tyder på en enhetlig struktur, vilket också kan ses i strukturbilderna, se fig.4.26-fig.4.28 och

fig.4.34-fig.4.36. Material 2 och material 4 uppvisar stor spridning för standardavvikelsen.

Anledningen till detta är variationen i struktur som kan ses i fig.4.30-fig.4.32 och

fig.4.38-fig.4.40.

Figur 4.43 Standardavvikelse för hårdhetsmätning Vickers efter härdprocess vid 880ºC

Efter strukturanalys och hårdhetsmätningar av alla material som genomgått härdprocess vid 880ºC upptäcktes en struktur och en hårdhet som var oväntad och svårförklarad. Material 2 efter 2 h uppvisar en struktur med betydligt mindre martensit jämfört med 0,5 h och 1 h, se fig.4.30-fig.4.32. Hårdheten mätt i Rockwell C för material 2 efter 2 h är väsentligt lägre än efter 1 h. På grund av dessa oväntade variationer bestämdes det att hela härdprocessen för material 2 vid 880ºC skulle köras om, detta för att verifiera struktur och hårdhet för material 2. Resultatet av denna körning kan ses i kap.4.3.6 och kap.4.3.7.

0 20 40 60 80 100 120 140 160 0 1 2 3 4 5 S ta n d a rd a v v ik e ls e ( H V 0 ,3 ) Material

Standardavvikelse Vickersmätning 880°C

0,5 h 1 h 2 h

(46)

42

4.3.6 Strukturförändring extraserie material 2

Bildserien bestående av fig.4.44 – fig.4.47 visar den strukturförändring extraserien av material 2 genomgick under härdprocessen vid temperaturen 880ºC.

Extraseriens härdprocess utfördes på samma sätt som den ordinarie. För att samma mängd material skulle värmas i härdugnen användes material 1, 3 och 4 som utfyllnad. På utfyllnadsmaterialet genomfördes ingen analys.

Efter genomförd härdprocess, se fig.4.45-fig.4.47, observerades materialstrukturer av martensit och ferrit. Martensitens tillväxt ökar vid längre behandlingstider i härdugn. Vid jämförelse av den ordinarie körningen och extraserien observeras en markant skillnad i struktur efter 2 h. Strukturen i fig.4.47 visar på tillväxt jämfört med 1 h, detta samband saknades för den ordinarie körningen.

(47)

43

4.3.7 Resultat av hårdhetsmätning efter extraserie vid 880ºC

Mellan extraserien och den ordinarie serien vid tiden 2 h uppmättes en skillnad i hårdhet på 10 HRC. För tiden 1h uppmättes en skillnad på 2 HRC och för 0,5 h blev skillnaden 4 HRC, se fig.4.48.

Figur 4.48 Medelvärde hårdhetsmätning Rockwell efter extraserie med material 2. 40,0 42,0 44,0 46,0 48,0 50,0 52,0 54,0 0 2 4 6 H å rd h e t (H R C ) Axis Title

Medelvärde hårdhetsmätning Rockwell C efter

extraserie med material 2 - 880˚C

0,5h 1h 2h

Material 2 Material 2 extraserie ordinarie serien

(48)

44

Mätvärdena presenterade i fig.4.49 visar att extraserien med material 2 ger ett Vickersvärde på 670 HV0,3 vid tiden 2 h, vilket är en skillnad på 150 HV0,3 gentemot den ordinarie serien. Resterande mätvärden för tiderna 0,5 h och 1 h ligger väl samlade vid 520 HV0,3.

Figur 4.49 Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter extraserie med material 2. 0,0 100,0 200,0 300,0 400,0 500,0 600,0 700,0 800,0 0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 H å rd h e t (H V 0 ,3 ) Axis Title

Medelvärde hårdhetsmätning Vickers efter

extraserie av material 2

0,5h 1h 2h

Material 2 Material 2

(49)

45

I fig.4.50 ses den standardavvikelse som uppmättes vid extrakörningen av material 2. Resultaten visar att hårdheten har varit varierande. Detta kan i ses i fig.4.45-4.47 då variationen av struktur är stor.

Figur 4.50 Standardavvikelse för hårdhetsmätning Vickers efter extraserie med material 2. 0 20 40 60 80 100 120 140 160 0 1 2 3 S ta n d a rd a v v ik e ls e ( H V 0 ,3 ) Material

Standardavvikelse Vickersmätning Extraserie

material 2

0,5 h 1 h 2 h

Material 2 Material 2

(50)

46

4.4 Resultat av härdprocess utförd vid 900ºC

Fig.4.52-fig.4.54 uppvisar alla en martensitisk struktur. De inslag av restaustenit

som observeras likt vita områden har ökat i omfattning jämfört med körningen av samma material vid 880ºC.

(51)

I fig.4.56 och fig.4.57 observeras små inslag av ferrit i en övervägande martensitisk struktur. Denna ferrit återfinns inte i fig.4.58 där strukturen är helt martensitisk. Den förändring som skett efter 2 h är likvärdig med den förändring som material 1 och material 3 uppnått för alla tider redan vid 840ºC.