HighT, WP4 – New Technologies

(1)

Appendix No 4

HighT, WP4 – New Technologies

(2)

Swerea SWECAST AB PO Box 2033, SE-550 02 Jönköping

Phone 036 - 30 12 00 swecast@swerea.se http://www.swereaswecast.se

(3)

Swerea SWECAST AB Status Open

Project No. Project title

1854 Multifunctional properties

Author Report No. Date

Stefan Fredriksson 2013-006 2013-05-24

Summary in Swedish

Denna rapport behandlar ett delprojekt i ett större projekt som bedrivits på Swerea SWECAST mellan 2010 och 2013. Projektets namn är HighT - ”Development of High Technology Castings”

Inom delprojektet har det arbetats med att försöka gjuta samman olika metalliska material. I en del av projektet har det arbetats med manganstål och verktygsstål medan det i en annan del arbetats med vitjärn och stål. I delen men manganstål och verktygsstål har det bl.a. gjorts provgjutningar på skandinaviska gjuteriskolan i Jönköping och i fallet med vitjärn och stål har en speciell utformning på en vitjärnsdetalj tagits fram som ska sitta i en grävtand.

Projektgruppen är nöjd över resultaten men det finns fortfarande några frågetecken att räta ut. Förhoppningsvis kan de redas ut i en fortsättningen av projektet.

Summary

This report is a sub project report of a larger project at Swerea SWECAST between 2010 and 2013. The project name is HighT - "Development of High Technology Castings"

Within the sub-project the aim was to cast mix materials. In one part of the project, the combination was manganese steel and tool steel. In that part there has been casting trials at Scandinavian Foundry School in Jönköping. In another part of the projet, the combination of different metallic material was white iron and low alloyed steel. In the case with white iron and low alloyed steel a special designed tooth for excavators were designed and cast together with low alloyed steel. The project team is pleased with the results but there are still some

questionmarks to straighten out. Hopefully they can be sorted out in a continuation of the project.

(4)

Swerea SWECAST AB ReportNo. 2013-006

(5)

Index

1 INTRODUCTION ... 7

2 WORKPACKAGE DESCRIPTION ... 7

2.1 GOALS AND OBJECTIVES... 7

2.2 SCIENTIFIC CHALLENGES ... 7

2.3 INDUSTRIAL CHALLANGES AND BENEFITS ... 8

3 IMPLEMENTATION ... 8

3.1 PROJECT ORGANISATION ... 9

3.2 SUB-PROJECTS ... 9

4 RESULTS... 9

4.1 MULTIFUNCTIONAL PROPERTIES ... 9

4.1.1 Manganese steel and tool steel ... 11

4.1.2 Low alloyed steel and white iron ... 14

5 ACHIEVED GOALS ... 22

6 CONCLUSIONS... 23

7 FUTURE WORK ... 23

List of appendices

Antal sidor Appendix 4.1.1 Lars Pettersson, Sub-project report

Litteraturstudie – Gjutning av ytkompositer (12 pages) Appendix 4.1.2 Henrik Borgström, Sub project report

Litteraturstudie - Vitjärn för blandmaterial (9 pages) Appendix 4.1.3 Stefan Fredriksson, Sub project report

Casting simulaton of teeth for excavator

(16 pages) Appendix 4.1.4 Stefan Fredriksson, Sub project report

Casting trials at Combi Wear Parts

(10 pages)

Appendix 4.1.5 Åsa Lauenstein, Sub project report Analysis of teeth for excavator

(5 pages) Appendix 4.1.6 Åsa Lauenstein, Sub project report

Casting trials at Swerea Swecast (7 pages) Appendix 4.1.7 Åsa Lauenstein, Sub project report

Analysis of two samples

(6)

(7)

Swerea SWECAST AB Status Öppen

Projekt nr Projekt namn

Författare Rapport nr Datum

Stefan Fredriksson 2013-001_ 2013-05-10

Adress/Address Telefon/Telephone Telefax/Fax E-post/E-mail Swerea SWECAST AB Nat 036-30 12 00 Nat 036-16 68 66 swecast@swerea.se P O Box 2033 Int +46 36-30 12 00 Int +46 36-16 68 66 www.swereaswecast.se SE-550 02 Jönköping, Sweden

1 Introduction

It is very important that the Swedish foundries are involved in the research

regarding new technologies and new materials. If you then combine new materials with new technologies, it will lead to more cost effective components and light weight components.

Reducing cost and weight is the most common task for development of structural parts in the manufacturing industry. Selecting material has become a more complex object since the demand of components characteristics can vary in

different parts of the component. High performing materials is often too expensive to use in the entire component and therefore it would be desirable to use it only where it is necessary.

One example where the material properties could have difficulties to fulfill the specification, with one single material, is when wear resistance is desired to be combined with excellent toughness. Wear resistance materials are usually hard but brittle and tough materials usually have low wear resistance properties.

In the project practical trials has been carried out in the participant companies to try to achieve these new multifunctional properties.

2 Workpackage description

The focus of this project will be to create multifunctional components by getting a bonded phase between melt steel and solid hard metal/iron.

2.1 Goals and objectives

The goal is to produce multifunctional castings by combining steel with cast iron and ceramics. In the project plan are the following goals set.

• Reduce weight with 20 % for the chosen components

• Generic knowledgebase which can be used in other material combinations • Established design rules for the design of multifunctional components • Material data for multifunctional components

Embedded in these objectives for the project, one part is also to examining the possibility of combining various other combinations of materials to find out the potential of mixing materials together. One example could be to combine already used steel from cutting tools together with low alloyed steel. This is also more environmentally friendly.

2.2 Scientific challenges

To use casting simulation as a tool for design parts that should be casted together is a huge advantage. To be able to see how the two different alloys behave during

(8)

Swerea SWECAST AB Rapportnr 2013-006

8

mould filling, solidification and cooling give the designer important knowledge that works as an input in the product development process.

As with any kind of simulation it is dependent on good materials data, so also within casting simulation. Normally, the mould is filled with a molten metal which then solidifies and cools down, which means that the temperature drops more or less continuously thru the entire casting process. But when mixed materials should be simulated the program must be able to handle when a metal goes from solid phase to liquid phase, something that is not quite widespread among software for casting simulation.

It is also very important to assess the importance of the metallurgical bonding in each product. In some cases, the metallurgical bonding is of an enormous

importance for the component durability while in other cases it is more of a visual sense. In those cases it is more likely that the metallurgical bonding is

supplemented with a mechanical bonding which holds the cast piece in place.

2.3 Industrial challanges and benefits

Today it is used in the production known and well established manufacturing processes. It is something that has worked for a long time, and customers are well aware of the products and also the quality of the products. Trying to implement a new product or process requires a long time testing combined with field trials to ensure that the quality has not been lower in the new product. The companies of the project lies in the premium segment in their respective fields. They have spent a long time to build up its brand. Therefore it is particularly important that any new products that come out of their factories are of the same quality as the previous ones, otherwise they risk losing their loyal customers, and they can then be difficult to get back.

On the other hand, research and development is an important part of the business. That is what made them where they are today. Without the research they may not be the leader on market or have such large market shares.

Due to their commitment to research and development they have an opportunity to take advantage of the latest results in their field. The results and knowledge, they can then bring back to their business and add value to their own products.

3 Implementation

The project team consisted of people from both foundries but also people who are part owners. This mixture of product owners and manufacturers gave the group a good mix with a very good commitment and willingness to cooperate. Companies and people in the group, as well as the organisation, are described in chapter 3.1.

(9)

9

3.1 Project organisation

Figure 1. The picture shows a schematic illustration over the project organization.

WP 4.1 – Multifunctional properties Participants in the project:

Erik Stark Österby Gjuteri

Marcel Gustafsson Österby Gjuteri Per Quarfordt Combi Wear Parts Mehdi Aram Sandvik Rock Processing Stefan Fredriksson Swerea SWECAST AB

Åsa Lauenstein Swerea SWECAST AB

Henrik Borgström Swerea SWECAST AB Lars Pettersson Swerea SWECAST AB

3.2 Sub-projects

WP4 only had one sub project, WP4.1 – Multifunctional properties.

4 Results

4.1 Multifunctional properties

The work in WP4 has been divided into different part. First the project looked into the possibility to cast surface composites as on part. The work started with an Literature survey, with the purpose to gain better understanding about the casting of surface composites realized by combining cast alloy steel with carbide-forming powders. The work has been performed by through various article databases. The literature indicates it is possible to produce composite materials with a base material of steel and carbide surface, up to 7.2 mm, with a sound metallurgical bond between the surface and base material. Whilst dry wear has improved significantly in

(10)

10

comparison to both carbon steel and white cast iron, no other mechanical parameters have been reported. (See appendix 4.1.1 for more detailed results). For the foundry Österby Gjuteri, this was a very interesting topic, but one drawback is the

machining operation. If managed to caste surface composites, one definitely wants to skip the machining. Today Österby is manufacturing large screws for the paper mass industry. To get sufficient quality they need to machine it to very narrow tolerances. This operation would be much tougher if the surface was a composite. A second approach for multifunctional properties was used for material from Sandvik Rock Processing. The manganese alloyed steel commonly used for crush cones was combined with tool steel inserts to enhance the abrasive properties of the material. Since the two materials are not too far away considering melting temperatures and thermal treatment, a good surface interaction was to be expected.

Two examples of the internal boundary within cast mixed materials are shown in Figure 2. Both samples are unetched. The white cast iron/steel sample has a very good adherence throughout the sample while the manganese steel/tool steel sample shows partially bad or no adherence.

Figure 2. Unetched samples of white cast iron/ steel (left) and manganese steel/tool steel (right).

Microstructures of the two different approaches are shown in Figure 3. Between white iron and carbon steel, a dark transmission zone is visible, probably the result of carbon diffusion from iron to steel. No transmission zone, on the other hand, is found between manganese steel and tool steel, even in sections where the two materials show a good adherence.

Figure 3. Microstructure of white cast iron/carbon steel (left) and manganese steel/tool steel (right).

(11)

11

A hardness profile was collected across each sample as shown in Figure 4. Both samples exhibit a decrease in hardness at the interface between materials. For white cast iron/steel, a gradual decrease in hardness starts at approx. 0,75 mm from the interface, as expected from the extensive decarburization of the material.

Figure 4. Hardness profile across the samples.

The two samples represent two different approaches of producing mixed materials through casting. In the case of steel cast onto white cast iron, a very good

adherence is achieved, but to the price of the formation of a transmission zone with intermediate properties. When manganese steel is cast onto tool steel, on the other hand, the microstructure and properties of the two materials are hardly affected at all.

4.1.1 Manganese steel and tool steel

The most common SRP crush cone for rock processing is cast in one piece, using austenitic steel with a manganese content of approximately 15 %. The life-time of a crush cone is essential for an efficient crush process and primarily connected to the abrasive wear properties of the material. One approach to extend the cone life-time is to produce a manganese steel matrix filled with less ductile tool steel with an excellent wear resistance.

4.1.1.1 Casting trials at Swerea SWECAST

Casting trials with manganese steel cast onto tool steel inserts were performed at Swerea SWECAST. The inserts were welded together and fixed at the bottom of the sand molds. Onto some of the inserts, additional hard metal or glass fibre components were attached. For detailed information about the casting trials, see appendix 4.1.6: Casting Trials at Swerea SWECAST.

4.1.1.2 Material analysis

Figure 5 shows the insert for the casting trial. A number of similar tool steel inserts were prepared with different combinations of ceramic and hard metal components, as shown in the figure. The sample cut out from the casting by SRP, however, turned out to contain only tool steel and the manganese steel, as

indicated in the figure. Therefore, the microstructure investigation focused on the interaction of these two materials only.

(12)

12

Figure 5. Tool steel insert. Red square indicates sample outtake for analysis of microstructure.

Depending on the relative position in the mold, the different parts of the tool steel insert interacted in different ways with the melt. Figure 6 shows a cross-section through the casting. The top section of the insert, where the manganese steel melt was flowing constantly during the casting process, shows a good adherence between the two materials. In the lower part of the mold, however, the flow of the melt was restricted due to the shape of the insert as well as of the content of hard metal, ceramics etc. Additionally, the temperature of the melt was greatly reduced by the cooling effect of the insert material, resulting in a still more restricted flow. Therefore, the lower part of the insert does not adhere at all to the solidified manganese steel. There are also incompletely filled areas as well as cracks induced by temperature gradients.

Figure 6. Longitudinal section cut from the casting. Tool steel insert in cast manganese steel. Remelted material on top, cracked material in the bottom.

(13)

13

The upper and lower part of the tool steel insert was subjected to very different thermal histories, as demonstrated by the microstructural analysis. Figure 7 shows the microstructure in a section from the lowest part of the insert. This segment of the material was placed at the very bottom of the mold in direct contact with the sand, which provided enough cooling effect to leave the material principally unaffected. The cold-working direction of the tool steel is still visible and the carbides have a distinct color and shape.

Figure 7. Tool steel with “cold” history from bottom of insert. 90x and 450x magnification, respectively.

Material from the top section of the insert is shown in Figure 8. This section was totally surrounded by molten manganese steel during the casting process and subjected to the full heat from a large reservoir of melt during the cooling process. Here, all directional properties are lost and extensive carbon diffusion has resulted in a large amount of carbides within the grain boundaries. This is the result of remelting of the steel during the casting process and the new structure has been preserved through the subsequent heat treatment. Compared to the original tool steel, the transformed material is expected to be much more brittle due to the extensive amount of grain boundary carbides.

Figure 8. Tool steel with ”hot” history from top of insert. 90x and 450x magnification, respectively.

The boundary zone between manganese and tool steel is shown in Figure 9. Coming into contact with the manganese steel melt, the tool steel has remelted, resulting in an irregular boundary zone consisting both material types. (Cf. the corresponding material in figure 3 and the resulting hardness profile shown in figure 4.)

(14)

14

Figure 9. Boundary zone with manganese steel (top) cast onto fully remelted tool steel (bottom).

4.1.1.3 Conclusions

As manganese steel is cast onto tool steel, the resulting material properties are dependent on the thermal history of the tool steel.

• Where the tool steel is exposed to large quantities of melt, extensive remelting takes place resulting in good adherence between the materials but also in a throughout change in microstructure and expected material properties.

• If the tool steel, on the other hand, is shielded from a large temperature increase by direct contact with the sand mold, little or no remelting takes place. The material properties are preserved but the adherence between the two components is poor or non-existent.

It therefore appears that a choice must be made between good adherence on one hand and preserved material properties on the other. Both routes, however, are possible future areas of investigation.

• The remelted tool steel might still have a positive effect of the abrasive properties of the manganese steel, which could be investigated by properly designed wear testing.

• A perfect adherence between the components, on the other hand, is not necessary if the inserts are mechanically fixed within the manganese steel matrix e.g. by choosing an irregular shape.

4.1.2 Low alloyed steel and white iron

The teeth for excavators from CWP are today casted in one piece in steel. In their product range is already teeth for excavators with hard metal (tungsten). That tooth is a success from an earlier project together with Swerea SWECAST AB. The tooth with tungsten carbide has a superior life but is also clearly the most

(15)

15

expensive. If it would be possible to manufacture a tooth with steel and white iron then life wouldn’t not be quite as long as the tungsten carbide but the price would be much lower. So here is an opportunity to create a new segment of products that are currently not available.

Figure 10. Contributed part from Combi Wear parts in the project

4.1.2.1 Designing of inserts in white iron

In the project, casting trials were carried out at Combi Wear parts with a special designed white iron component. The design comes from an iteratively work with casting simulation and CAD design that resulted in a component with sex

different designs, see Figure 11. For more information about the work of designing the component in white iron, see appendix 4.1.3

Figure 11. The picture shows the pattern from which the sex different white iron components were casted at Österby Gjuteri. Each color represents one version. The reason for designing sex different version of the component was to be able to compare different versions. In the smallest one, the expectations were that too much of the component was going to be re-melted during the casting process. In the biggest one, the expectations were the opposites.

(16)

16

4.1.2.2 White Irons for Mixed Materials

To ensure High Chromium White Irons inserts can be cast into steel, it has shown that the carbide stucture needs to be adapted to the matrix chromium content and heat treatment response. It is apparent that it is possible to replicate the complex carbide state prevalent in advanced High Speed Steels. Surprisingly, the

systematic selection of relatively few alloy additions at a low level in high chromium white irons can yield particularly advantageous wear properties, as long as the softest carbide type is avoided. The key alloying strategy is to stabilise carbides and liberate chromium to the matrix with molybdenum to ascertain that more stable oxides are formed to impede corrosion. Finally, the carbon content needs to be adapted to ensure that the –steel compatible- heat treatment leads to a wear resistent martensitic-austenitic matrix microstructure. One white iron alloy was optimized for the purpose of casting these two materials together, for more information, see appendix 4.1.2

Unfortunately Österby Gjuteri was unable to fulfill the chemical composition at the time for casting the white iron components. Due to the time pressure in the project and high workload on Österby Gjuteri, a white iron including higher Chromium was uses, see Table 1

Table 1. The table shows the chemical composition of the white iron used at Österby Gjuteri at the time for casting in the project

Vitjärn Österby Gjuteri

R680-0 C Si Mn P S Cr V N

Rikt 2,6 0,8 1,0 26,5 0,22 0,22

Min 2,5 0,8 0,8 26,0 0,20 0,20

max 2,8 1,0 1,2 0,030 0,030 27,0 0,25 0,25

4.1.2.3 Casting trials at Combi Wear Parts

The white iron plates were shipped from Österby Gjuteri to Combi Wear Parts after being casted and blasted, see Figure 12. At Combi Wear Parts four shells had been prepared for the trials. Thermocouples were inserted in one of the four shells to measure the temperature during the casting process, see Chart 1. For more

(17)

17

detailed information about the casting trials at CWP, see appendix 4.1.4

Figure 12. The picture shows the casted white iron components at arrival at Combi Wear Parts.

Chart 1. The chart shows the measured temperature from the trials at Combi Wear Parts

The molds were left over night to cool down. The knock-out process took place early in the morning the day after. The teeth for excavators were sorted after an initial visual inspection of the results, see Figure 13.

0 200 400 600 800 1000 1200 0 1 2 3 4 5 6 Te mp era tu r [ C] Tid [h] Temperaturkurva - i formen TC01 TC 02 TC 03 TC 04 TC 05 TC 06

(18)

18

Figure 13. Teeth for excavators after being sorted out.

Of the available 8 teeth, one were selected to go thru the heat treatment process and one other was taken back to Swerea SWECAST for further cutting operations to see if any metallurgical binding has occurred during the casting process. The teeth were cut in half to get a good section view of both the teeth and the white iron plate, see Figure 14.

Figure 14. The picture shows the teeth cut in half. The white iron plate is highlighted in red.

There were parts of the casting that shows crack indications, so for the second round of trials some changes were made on the white iron plate in attempt to avoid these cracks. Changes that were made was:

(19)

19

• The radius of the white iron plate was increased to about 15-20mm • The width of the plate was decreased with 2.5mm at each side • Draft angle was increased to ensure good mechanic binding. 4.1.2.4 Material analyses of teeth for excavators

Material from an excavator toothwas analysed where steel of type CNM85 was cast over white iron. The tooth had been heattreated. A sample was taken out from the centre of the tooth in order to examine the interface between the two materials. The casting of the multifunctional material was overall satisfactory. Changes in the microstructure of the white iron during the casting process might however affect the abrasive properties of this material negatively.

Figure 15. Collection of specimen from the center of the teeth with interface steel/white iron.

The hardness of the reference white iron was about 540 HV, which can be considered normal for this material. The hardness profile exhibits fluctuations typical of the white iron caused by the microstructure with elements of large carbides, see Figure 16. This also gives an impact impression with uneven appearance.

Figure 16. The picture shows the hardness profile and the mark from the measurement in white iron.

(20)

20

The hardness of the test piece from the teeth for excavator is shown in Figure 17. The profile is measured perpendicular to the interface steel / white iron. The hardness of the steel is constant around 380 HV up to the interface. Then it rises quickly to level of the white iron, which fluctuates considerably around a mean of about 520 HV.

Figure 17. Hardness profile perpendicular to the interface steel/white iron

The interface between the white iron and steel in the polished but unetched sample is shown in Figure 18. The white iron contains some pores; the amount in the steel is slightly smaller. In the interface there are pores and shorter sections of 100-150 microns with poor adhesion.

Figure 18. Interface white iron/steel, unetched sample in 45x magnified

4.1.2.5 Result

The teeth for excavator consist of steel type CNM85 cast over inserts of white iron. Samples were taken out of the center of teeth so that the interfaces between the materials were examined.

• A relatively good adhesion is achieved between the materials with elements of pores and shorter sections with poorer adherence.

(21)

21

• A 20 micron wide boundary zone has formed between the materials, probably by re-melting of the white iron. Here, the structure is fairly homogeneous without major element of either carbides or pearlite. The white iron in the specimen was compared with a reference sample that was not involved in casting and heat treatment. The white iron within in the teeth contains significant amounts of perlite, probably formed during the casting

process due to the slow cooling process. The amount of perlite in the white iron is bigger near the interface towards the steel. This gives a more inhomogeneous structure and overall poorer wear characteristics. For more information regarding the analysis of the teeth, see appendix 4.1.

(22)

Swerea SWECAST AB Rapport nr 2013-006

22

5 Achieved goals

By iteratively work with casting simulation together with several practical tests on the participating companies the project has produce castings ready to be tested in the field.

Reduce weight with 20% for the chosen component

Early in the project the group discussed whether or not it is important with weight reduction in project. For the participant companies it is more beneficial to achieve a longer life time of their products rather that reduce weight. This is because their main focus is wear resistance. It is very important for the companies that their products last as long as possible because changes of the details are very costly. The weight of their

components is relatively small if compared with the weight of the machine they are sitting on. Not saying that weight is irrelevant but the focus should be on enhancing life time. Following this reasoning, the project team that has not worked Activity in achieving this goal but through the successful casting trials combining white iron with steel achieved a modest weight loss of 5%.

Generic knowledgebase which can be used in other material combinations

The project has been in casting trials tested following different combinations.

• Steel – White iron

• Manganese steel – Tool steel

• Manganese steel – hard metal (These samples are stored at Sandvik Rock Processing. In a possible continuation are these samples available)

Established design rules for the design of multifunctional components

The way to develop a geometry optimized for the compound casting using both casting simulation and CAD is considered very successful. When it followed up with casting trials there are plenty of good feedback on the expected outcome. This now well-established method for geometry optimization can be translated to other material combinations.

Material data for multifunctional components

In the project JMat Pro has been used to receive material data for both the steel and white iron. By experimenting concentrations of the various alloying elements in the material it is possible to optimize the alloy that has a large solidification range as possible. Something that increases the process window and that will make it easier to combine different materials in the future.

(23)

23

6 Conclusions

Within the project we have increased the generic knowledge of the importance of the metallurgical bonding combined with a mechanical locking to ensure the quality of the casting.

7 Future work

The opportunity to combine two metallic materials is something that truly is the future. To be able to choose not just only one material that is fulfilling the requirements of the casting, but two or perhaps more. For who’s to say that it is not possible to combine more than two materials together. The work with casting simulation is also one thing that needs to be addressed in the upcoming project. The ability to use that kind of software to predict temperature during the casting process is unique. But it is almost impossible to measure the temperature within the casting at the interface for the different alloys that would also be something in the future.

Combi Wear Parts has to opportunity together with Österby Gjuteri to produce more of the white iron plats and the carry out real field tests to be able to compare the new segment of teeth for excavator with the already existing. Sandvik Rock Processing has expressed particular interest in continuing and expanding the concept of abrasive-resistant inserts in manganese steel. All of the participant companies are interested in a continuation of the project if funding is available. In a possible continuation the samples from the casting trials at Swerea SWECAST is available at Sandvik Rock Processing.

(24)

Status Intern

1854 Producing multifunctional castings

Författare Rapport nr

Utgåva

Datum

Lars Pettersson 2011-005_ 2011-06-22

Litteraturstudie – Gjutning av ytkompositer

Sammanfattning

Denna litteraturstudie har utförts i syftet att få mer kännedom om gjutning av ytkompositer tillverkade genom kombination av ett karbidbildande pulvermaterial och en gjuten stållegering. Arbetet har utförts genom sökning i diverse artikeldatabaser. Ur artiklarna framgår att det är möjligt att tillverka kompositmaterial med ett basmaterial i stål med en karbidisk yta. Ytlagrets tjocklek har varit upp till 7,2 mm. Vidare har god metallurgisk bindning mellan ytmaterialet och basmaterialet uppnåtts. Vidare har torrslitaget förbättrats markant i jämförelse med både kolstål och vitjärn, medan andra hållfasthetsparametrar ej är angivna.

Nyckelord:

Gjutning, Stål-karbidkompositer, titan, vanadin, krom, mikrostruktur, nötning, torrslitage.

(25)

Swerea SWECAST AB Rapportnr 2011-005_

2

Literature survey – Casting surface composites

Summary

This literature study has been conducted with the purpose to gain better understanding about the casting of surface composites realized by combining cast alloy steel with carbide-forming powders. The work has been performed by through various article databases. The literature indicates it is possible to produce composite materials with a base material of steel and carbide surface, up to 7.2 mm, with a sound metallurgical bond between the surface and base material. Whilst dry wear has improved significantly in comparison to both carbon steel and white cast iron, no other mechanical parameters have been reported.

Keywords:

Casting, Steel-carbide composite, titanium, vanadium, chromium, microstructure, abrasion, dry sliding wear.

(26)

Swerea SWECAST AB Rapport nr 2011-005_

3

1 Syfte och mål

Detta arbete är utfört inom det Vinnovafinansierade projektet ”Development of high technology castings – WP4 – New technologies”.

Denna litteraturstudie har utförts i syftet att få mer kännedom om gjutning av ytkompositer tillverkade genom kombination av ett vid gjutning karbidbildande pulvermaterial med en gjuten stållegering. Denna typ av kompositer där ytan består av ett hårt material, oftast en karbid, medan basmaterialet består av ett segt material kan vara intressant i ett antal olika applikationer.

Målet med litteraturstudien är att ge ett beslutsunderlag för att kunna besluta om ifall det är av intresse att gå vidare med provgjutning av denna typ av legering.

2 Genomförande

Arbetet har utförts genom sökning i diverse artikeldatabaser. Huvudsakligen har Metadex, Scopus och Google Scholar använts.

Relativt få artiklar finns publicerade inom detta område vilket har begränsat arbetet till att handla om bildning av titan-, vanadin- och kromkarbider vid sammangjutning av pulvermaterial med stål.

De flesta artiklarna är publicerade av samma forskningsgrupp under åren 1998-2007 [4]-[10]. En del av resultatet är samma i de olika artiklarna men med lite olika vinkling. Det totala antalet försök som utförts är ungefär 5-6 stycken inom de artiklar som finns redovisade i denna litteraturstudie.

3 Resultat och diskussion

I avsnittet ges en kort bakgrund, historik, tillvägagångssätt vid tillverkning samt redovisade resultat vid försök från de ingående artiklarna.

3.1 Bakgrund

Raghunath et al. [1] har sammanställt resultat från en stor mängd försök med tillverkning av metallmatriskompositer (MMC) som pågått mellan 1970-1990. Försöken har genomförts med järn som basmaterial med stor mängd små karbidiska partiklar, som bildas vid gjutningen. Samtliga försök behandlar utblandning av partiklarna i hela volymen av det gjutna stycket, vilket förändrar hela styckets hållfasthetsegenskaper. Försök har utförts med olika typer av karbidbildare, till exempel titan [1],[2], niob och tallium [3]. I många applikationer är det mer gynnsamt med olika egenskaper i olika delar av komponenten.

I slutet av 1990-talet utvecklade Wang och Huang [4] en metod för att tillverka gjutna komponenter med en slittålig yta bestående av karbider med ett duktilt basmaterial. Grundmaterialet för ytan består av ett karbidbildande pulver bestående av exempelvis titan, vanadin, järn och grafit. Vidare behövs det material med en lägre smältpunkt för att bilda en flytande infiltrationsfas vid sintringen som leder till en snabb förtätning av kompositen [5]. De olika komponenterna mals till en massa med tillsatts av bindemedel.

(27)

4

Den ovan beskrivna metoden kallas ”cast-sintering” och har tillämpats i ett antal experiment med olika karbidbildare och bindemedel. Precis som namnet antyder har metoden vissa likheter med smältfassintring. Det som utnyttjas är att hastigheten för reaktioner mellan fasta faser ökar vid närvaro av en flytande fas [5]. Det pulvermaterial som appliceras i formen vid gjutningen innehåller dock inga karbider, utan dessa bildas först vid gjutningen av basmaterialet.

I fallet med titankarbider sker följande reaktioner [1],[5],[6]:

(1) ⁄ ⁄ (2) ⁄ Då vanadinkarbider och kromkarbidtypen Cr7C3 bildas kan reaktionen ske i fast fas enligt följande ekvation [7],[8]:

(3) ⁄ (4) ⁄

Gibb’s fria energi, , för reaktionerna visar att de är exotermiska, de genererar värme vid reaktionen.

3.2 Formning och bindemedel

Figur 1 visar en schematisk bild av försöksuppställningen vid framställning av denna typ av kompositmaterial [5]. Det som betecknas ”pellet” i bilden är det pulvermaterial som ger den karbidiska ytan på komponenten. Formen på gjutstycket kan givetvis utformas efter önskemål beroende på vilken produkt som ska tillverkas precis som vid vanlig gjutning. I artiklarna finns inte beskrivet vilken typ av formsand som brukats.

Figur 1. Schematisk bild över försöksuppställningen [5].

I de artiklar rörande tillverkning av denna typ av ytkompositgjutning, nämns inte mycket om vilken typ av bindemedel som används för att hålla pulvermaterialet

(28)

5

samman vid gjutningen. Vid de allra flesta utförda försök kan man utröna att vattenglasbindemedel nyttjats [4]-[10]. Men även hartsbindemedel har förekommit [11]. Tyvärr är inte bindemedlets sammansättning närmare beskrivet i någon av artiklarna.

Materialet som appliceras på ytan av gjutformens insida består av två komponenter, en karbidbildande del och en del med lägre smältpunkt. Materialen blandas enligt ett förhållande av ungefär 1:1 då titankarbider är önskvärd slutprodukt [4],[5],[10]. Vid tillverkning av vanadinkarbider har förhållandet mellan materialet med låg smältpunkt och det karbidbildande materialet varit mellan 1:1 och 1:10 [7],[10].

Blandningen av material mals samman i en kvarn innan bindemedlet tillsätts. Denna blandning pressas sedan samman och placeras på sin plats i formen. Där härdas massan på olika sätt beroende på vad den har för sammansättning, olika temperaturer i olika lång tid har använts i de olika referenserna. I Tabell 1 och 2 nedan visas den kemiska sammansättningen som använts i försöken.

Tabell 1. Kemisk sammansättning på karbidbildande pulver.

Referens Ti V Cr Ni Si Al C Fe [5], [10] 27,90 - - - 1,025 2,12 6,5 Rest. [6]1 ₁₅ _- ₂₅ ₁₀ _5,4 _- ₄ _Rest. [7], [10] - 51,65 - - 0,36 0,10 - Rest. [8] - 15,0 20,0 - - - 5,5 Rest. [9]1 _- _10,0 _25,0 _9,0 _8,5 _- _3,8 _Rest.

Tabell 2. Kemisk sammansättning på material med låg smältpunkt.

Referens Cr Ni Si C Fe

[5] 25-28 15-30 - 4-5 Rest.

[7],[10] 25-28 15-30 5-7 3-5 Rest.

3.3 Gjutning

I referens [4]-[10] har inte basmaterialets sammansättning och egenskaper definerats mer noggrant än att det rör sig om ett stål, med största sannolikhet ett olegerat, alternativt låglegerat stål. I referens [11] utfördes gjutförsök med bildning av kromkarbider i gjutgodsets yta med manganstål av medelhög manganhalt, den kemiska sammansättningen för basmaterialet är inte angiven mer exakt än så.

Gjuttemperaturen vid försöken har varierat från 1500˚C till 1630˚C [4]-[11]. Kompositytans yttertemperatur har bevakats med termoelement av Wang et al.

(29)

6

[7], resultaten från detta försök visas i Figur 2. Detta gjutförsök utfördes med en gjuttemperatur av 1500˚C och en vanadinblandning som grafitbildare [7].

Figur 2. Temperaturförändring i ytan av kompositen vid gjutning [7].

Vanadinet i karbidbildaren reagerar med kol enligt Ekvation (3), denna värmegenererande exotermiska reaktion ger Figur 2 dess karakteristiska utseende. En initial relativt snabb temperaturdipp direkt efter gjutningen följs av att temperaturen håller sig över 1100˚C under cirka 15 minuter, där materialet med lägre smältpunkt är i flytande fas [7]. Förekomsten av denna flytande fas vid framställningen leder till en snabb förtätning av kompositen [5],[7].

Ingen information om hur reaktioner med bindemedlet i pulvermaterialt förlöper finns i artiklarna.

Undersökning av ytskiktet visar att koncentrationen av krom, kisel och nickel minskade gradvis med ökat avstånd från kompositens yta, för att slutligen nå sammansättningen för basmetallen, enligt Figur 3, analys av den kemiska sammansättningen har utförts med SEM-EDS2_{[4]-[6],[10]. Titanhalten var} fortsatt hög upp till ungefär 3 mm in i materialet [10], vilket visas i Figur 3b.

Figur 3. (a) Legeringsämnesförändring från kompositens yta, referens [6]. (b) Legeringsämnesförändring från kompositens yta, referens [10].

(30)

7

I försök med tillverkning av vanadinkarbider har koncentrationen av vanadin, krom och nickel minskat gradvis med ökat avstånd från kompositens yta, för att slutligen nå sammansättningen för basmetallen, se Figur 4a [8],[9]. Vanadinhalten har i ett par av referenserna varit hög upp in till ca 2 mm för att sedan minska drastiskt medan krom och nickelhalten minskade mer gradvis, enligt Figur 4b [7],[10].

Figur 4. (a) Legeringsämnesförändring från kompositens yta, referens [9]. (b) Legeringsämnesförändring från kompositens yta, referens [10].

3.4 Mikrostruktur

Mikrostrukturen i ytan av titankarbidkompositen har visats bestå av en mycket stor andel karbider. Figur 5 visar förekomst av titankarbider, dessa har en storlek på 1-3 µm, och materialet består av upp till 38 % av dessa partiklar [5].

Figur 5. Titankarbider i ytan av kompositen, (a) mikrostruktur i ytan, (b) kartläggning av titanförekomst, ljusa områden är titanrika, (c) linjeskanning av titan och kol [5].

Mängden TiC-partiklar och kromkarbider minskar med avståndet från kompositens yta. Kromkarbiderna har olika struktur vid en jämförelse av strukturen nära ytan och strukturen nära basmaterialet, se Figur 6 [5]. Denna

(31)

8

gradvisa förändring av kromkarbidernas utseende ger en mycket god metallurgisk bindning av ytmaterialet till matrisen i denna typ av kompositer [5].

Figur 6. Kromkarbider i ytan av kompositen (a) 0,2 mm från ytan, (b) 2,0 mm från ytan, (c) 3,2 mm från ytan, (d) övergång mellan ytmaterial och matris [5]. Under vissa omständigheter kan utskiljning av grafit ske i kompositens yta. Wang et al. [6] visade att lamellgrafit utskiljs, slutsatsen drogs att denna utskiljning av grafit berodde på den höga kiselhalten i ytan vid detta försök, se Figur 3a och Figur 7 [6].

Figur 7. Mikrostruktur i ytan av kompositen (a) 0,2 mm från ytan, (b) 2,0 mm från ytan, (c) 3,2 mm från ytan [6].

Mikrostrukturen i ytan av vanadinkarbidkompositen har visats bestå av en mycket stor andel karbider. Figur 8 visar förekomst av vanadinkarbider, dessa har en storlek på 1-3 µm, och materialet består av upp till 32 % av dessa partiklar [8]. Figur 9 visar att både vanadin- och kromkarbider förekommer i materialet [8].

(32)

9

Figur 8. Vanadinkarbider i ytan av kompositen, (a) mikrostruktur, (b) linjeskanning av vanadin och kol [8].

Figur 9. Vanadinkarbider och kromkarbider i ytan av kompositen, (a), (b)

mikrostruktur i ytan i olika förstoring, (c) kartläggning av kromförekomst, ljusa områden är kromrika [8].

Figur 10 visar en bild av övergången mellan materialet i ytan med karbidutskiljningar och basmaterialet. Ingen distinkt skiljelinje finns, det finns istället en zon med gradvis mer karbidutskiljningar vilket tyder på att det har bildats en bra metallurgisk bindning mellan materialen [8],[10]. Bindningen bildas genom partiell smältning av ytbeläggningsmaterialet vid gjutningen. Det pulvermaterial som appliceras i formen vid gjutningen innehåller inga karbider. Karbiderna bildas först vid gjutningen av basmaterialet. Den del av tillsatsmaterialet som har låg smältpunkt övergår i flytande fas vid gjutningen. Det som utnyttjas är att hastigheten för reaktioner mellan fasta faser ökar vid närvaro av en flytande fas [5].

(33)

10

Figur 10. (a) Övergång mellan vanadinkarbider i ytmaterial och matris [8], kompositens yta är åt höger i bilden.

(b) övergång mellan titankarbider i ytmaterial och matris [10], kompositens yta är åt vänster i bilden.

Xie et al. [11] har dels arbetat med tillsats av kornförfinare till manganstål, samt tillverkning av en komposit genom beläggning av gjutformsytan med ett material bestående huvudsakligen av krom, järn och grafit. NbN och Nb2C har använts vid kornförfiningen.

Materialet har värmebehandlats och släckts i vatten. Mikrostrukturen i grundmassan består efter det av austenit medan ytan består av en blandning av kromkarbider och austenit. Ythårdheten uppmättes till 897 HV [11]. Figur 11 visar övergången mellan ytmaterialet och grundmassan.

(34)

11

3.5 Nötningsbeständighet

Torrslitaget har undersökt för några av de gjutna kompositmaterialen. Nötningen har provats genom att en kula tillverkad i härdat legerat stål med en hårdhet av 55 HRC gnidits mot provbitarna med en hastighet av 400 varv per minut 2000 meter vid olika tryckkraft [4],[6]-[9]. Figur 12 visar torrslitaget för vanadin- och titankarbidkompositmaterialet i förhållande till slitaget för kolstål och vitjärn [7],[8]. Torrslitaget har förbättrats markant i jämförelse med både kolstål och vitjärn.

Figur 12. Torrslitage för karbidkomposit, jämfört med kolstål och vitjärn.

4 Slutsats

Från de lästa artiklarna kan man se att det är möjligt att tillverka kompositmaterial med ett basmaterial i stål och en karbidisk yta med en tjocklek mellan 3 till 7,2 mm [4]-[11].

Artiklarna uppger att god metallurgisk bindning mellan ytmaterialet och basmaterialet har uppnåtts.

Torrslitaget har förbättrats markant i jämförelse med både kolstål och vitjärn. Dock finns inga redovisade resultat för andra hållfasthetsparametrar.

5 Fortsatt arbete

Ett par stora frågor står obesvarade efter avslutad litteraturgenomgång. Den ena frågan handlar om det finns några patent på området, vid fortsatt arbete inom området bör en grundlig genomgång av befintliga patent genomföras.

Den andra stora frågan är angående hur bindemedlet i pulvermaterialet reagerar vid gjutningen. Ingen information om de reaktioner som sker med finns i

(35)

12

artiklarna. Detta är en viktig aspekt att ta hänsyn till innan några försök med gjutmetoden utförs, då risk för probildning, med mera, förekommer.

6 Referenser

[1] C. Raghunath, M S Bhat, P K Rohatgi, In situ technique for synthesizing Fe-TiC composites, Scripta Metallurgica et Materialia, Vol 32, 577-582, (1995).

[2] B S Terry, O S Chinyamakobvu, In situ production of Fe-TiC composites by reactions in liquid iron alloys, Journal of materials science letters, Vol 10, 628-629, (1991).

[3] A Chrysanthou et al., Reaction synthesis of carbide-reinforced cast iron, Journal of materials science letters, Vol 15, 473-474, (1996).

[4] Y Wang, W Huang, Structure and properties of an iron based self-lubricant wear-resistant gradient layer, Materials & Design, Vol 19, 109-112, (1998). [5] F Cheng, Y Wang, Microstructure of Fe-TiC surface composite produced by

cast-sintering, Materials letters, Vol 61, 1517-1521, (2007).

[6] Y Wang et al., Study on an Fe-TiC surface composite produced in situ, Materials & Design, Vol 20, 233-236, (1999).

[7] Y Wang et al., In situ production of vanadium carbide particulates reiforced iron matrix surface composite by cast-sintering, Materials & Design, Vol 28, 2202-2206, (2007).

[8] F Cheng, Y Wang, T Yang, Microstructure and wear properties of Fe-VC-Cr7C3 composite coating on surface of cast steel, Materials characterization, Vol 59, 488492, (2008).

[9] Y Wang et al., Structure and wear-resistance of an Fe-VC surface composite produced in situ, Materials & Design, Vol 20, 19-22, (1999).

[10] Y Wang et al., In situ production of Fe-VC and Fe-TiC surface composites by cast-sintering, Composites: Part A: applied science and manufacturing, Vol 32, 281-286, (2001).

[11] J Xie et al., Microstructural investigation of cast medium-manganese austenitic steel with composite surface, Materials science & engineering A, Vol 483-484, 743-746, (2008).

(36)

Swerea SWECAST AB Status Intern inom projektgruppen

Författare Rapport nr Datum

Henrik Borgström 2012-001_ 2012-10-11

Vitjärn för blandmaterial

Översynen av de högkromhaltiga vitjärnen har belyst vikten av att balansera karbidernas struktur med matrisens kromhalt och värmebehandlingsrespons för att säkra kompatibilitet med ingjutning i stål. Det har framkommit att det är möjligt att efterlikna den komplexa karbidbild som idag präglar de avancerade snabbstålen. Fördelaktiga nötningsegenskaper kan uppnås i högkolhaltiga vitjärn redan vid relativt låga och selektiva legeringstillsatser, om de enklaste och mjukaste karbidtyperna undviks. Nyckeln är att legera med molybden för att stabilisera karbiderna och därigenom frigöra krom för att kunna bilda stabilare oxider i korrosionshänseende. Slutligen är valet av rätt kolhalt kritiskt för att uppnå en värmebehandling som är kompatibel med stålet, för att få en martensit-austenitisk mikrostruktur i matrisen, som ger maximalt nötningsmotstånd.

Nyckelord:

Vitjärn, högkolhaltiga vitjärn, värmebehandling

White Irons for Mixed Materials

To ensure High Chromium White Irons inserts can be cast into steel, this overview has shown that the carbide stucture needs to be adapted to the matrix chromium content and heat treatment response. It is apparent that it is possible to replicate the complex carbide state prevalent in advanced High Speed Steels. Surprisingly, the systematic selection of relatively few alloy additions at a low level in high chromium white irons can yield particularly advantageous wear properties, as long as the softest carbide type is avoided. The key alloying strategy is to stabilise carbides and liberate chromium to the matrix with molybdenum to ascertain that more stable oxides are formed to impede corrosion. Finally, the carbon content needs to be adapted to ensure that the –steel compatible- heat treatment leads to a wear resistent martensitic-austenitic matrix microstructure.

Keywords:

(37)

Swerea SWECAST AB Rapport nr 2012-001_

2

1 Syfte och mål

Målet för rapporten är att identifiera lämpliga vitjärn för ingjutning i stål inom WP4 (Multifunctional properties) in Development of high technology castings.

2 Genomförande

En genomläsning av Swerea SWECAST AB rapporter och kompletteringar från olika tidskrifter utgör stommen i denna rapport. I synnerhet finns en generell gjuteriföreningsrapport ”010125” om Slitgods för olika ändamål, där den intresserade kan fördjupa sig i ämnesområdet vitjärn. I denna rapport är huvudsyftet att ge en översyn av de nötnings-, korrosions- och värmebeständiga högkromhaltiga järnen utan grafit.

(38)

3

3 Resultat och Diskussion

I detta avsnitt ges en översyn av de metallurgiska förutsättningarna för högkromhaltiga järn. För att uppnå en lämplig högkolhaltig legering för given geometri och resulterande kylningshastighet bör lämpliga legeringstillsatser användas för att undertrycka uppkomsten av perlit, grafit, restaustenit och olämplig karbid [Breger & Walmag 2002]. För att uppnå dessa vägledande metallurgiska mål har översynen avhandlat undvikande av perlit, karbidstruktur, stökiometrisk kolbalans, optimalt martensit-austenit förhållande, värmebehandling samt inverkan av legeringsämnen på gjuttemperatur.

3.1.1 Undvikande av perlit

Perlit är en oönskad fas i högkolhaltiga vitjärn, då den bidrar till sprödhet och tröghet i värmebehandlingen. Denna tröghet består i att höga temperaturer nära solidus krävs för att lösa upp cementiten vid värmebehandling. Perliten undviks dels genom legeringsämnen och dels genom att selektera rätt kylningshastighet för den valda legeringen. I Tabell 1 visas inverkan av tre Cr-nivåer på starttiden för begynnande perlitomvandling samt den kritiska kylningshastigheten. Det är emellertid tillräckligt att den kritiska kylningshastigheten används till 500°C, där den istället bör minskas för att minska risken för sprickor [Davies 1974].

Tabell 1 Inverkan av kromhalt på perlit starttid och kritisk kylhastighet omarbetad från [Studnicki et al 2006]

Cr halt (Vikt-%) Perlit starttid (s) Kritisk kylhastighet (°C/s)

6 50 5

11 150 2

22 5000 0,2

3.1.2 Karbidernas struktur och ökade stabilitet

För de högkromhaltiga järnen förändras karbidernas komplexitet med ökad legeringstillsats av främst Cr, Mo och V. I huvudsak kärnbildas eutektiska karbider, men med värmebehandling och rätt legeringsämnen kan även sekundära karbider bildas. Det är viktigt att komma ihåg att karbiderna ser olika ut beroende på i vilken riktning mikrostrukturprovet tas ut. Parallellt med ytplanet avbildas karbiderna elliptiska och tvärs denna riktning som stavar.

Upp till ca 13% Cr ersätter Cr järn i karbidfasen cementit med kemisk struktur

M3C. Denna karbid är relativt begränsad i sin nötningsbeständighet, ty karbiden är mjuk med en hårdhet på ca 1100 HV [Breger & Walmag 2002] och är dessutom intercellulär.

Mellan 13% och 27% Cr har cementiten mättats med Cr och en ny karbidfas

M7C3 börjar bildas, som motstår nötning bättre och är mindre sammanhängande Anledningen till det är att karbiden har en mer kompakt struktur och är betydligt hårdare med sina ca 1800 HV [Breger & Walmag 2002] än cementiten. En bra översiktsbild över effekten av ökad kolhalt finns i Fig 1[Maratray 1971].

(39)

4

Fig 1 Matrisstuktur med ökande Mo halt, omritad från [Maratray 1971]

I M7C3 karbiden kan även övriga legeringsämnen som Mo ingå, vilket ytterligare ökar karbidens stabilitet och därmed också förbättrar dess egenskaper. Mo är också en viktig karbidbildare, men för vitjärn bidrar den föga till nötningsegenskaperna. Istället ökar Mo matrisens kromhalt vilket ger ökat korrosions-och erosionsmotstånd för t.ex. ASTM A532 II material (23-28% Cr 2,3-3% C) [Kugucek & Llewellyn 2006]. Dessutom kan Mo öka det kritiska härddjupet [Maratray 1971] för en given Cr/kol-kvot + Mo i Fig. 2. Vidare ökar Mo Cr halten i matrisen genom att minska Cr halten i karbiderna, så att stabilare oxider kan bildas, vilket är mycket fördelaktigt i korrosionshänseende. Ett konkret exempel är legeringens Cr15Mo3C3 mycket höga nötningsegenskaper i korrosiva miljöer [Maratray 1971], jämfört med andra hög kromhaltiga legeringar.

Fig 2 Effekt av Mo på den kritiska härdbarhetsdiametern och inverkan av V på bildandet av MC karbider

Önskas ett mycket högt nötningsmotstånd kan vitjärnet legeras med mellan 2 och 8 vikt-% vanadin för att bilda den kompakta och hårda MC karbiden (2800 HV), som förekommer i avancerade snabbstål, HSS. Denna karbid har mindre anvisningsverkan jämfört med M7C3, som är mer sammanhängande med i sin struktur. Den kritiska läsaren kan invända att denna karbid egentligen är en karbonitrid med benämning MX där X är en utbytesfaktor där både kol och kväve har en mättnads gräns på 98 vikts-%. Således kan en viss mängd kväve bindas till MX. Vidare bidrar även vanadin och wolfram till att öka hårdheten på övriga karbider t.ex. M7C3, vilket är tydligast upp till 2% i Fig. 3 [Sawamoto et al 1986]. Ti och Nb skapar också MC karbider, men oftast utan att ingå i övriga karbider.

(40)

5

Fig. 3 Karbidstruktur med ökad vanadin halt, omritad från [Sawamoto et al 1986] För många material är brottseghet en mycket förträfflig egenskap att dimensionera mot, då den beskriver hur fort ett material går sönder. När brottseghet används för högkromhaltiga vitjärn fås brottseghets värden på mellan 16 till 44 MPa√m [Crepeau et al 1986]. Dessutom var brottsegheten till 80 % beroende på hållfastheten av det interdendritiska området och kunde kopplas till E-modulen, E, sträckgränsen, σys, samt karbidavståndet S enligt ekvation 1.

S E K ys itisk Interdendr IC = 2⋅ ⋅σ ⋅ (1)

3.1.3 Optimalt martensit - austenit förhållande

En vanlig missuppfattning är att en hård mikrostruktur ger minst slitage, vilket har visats i en studie på vitjärn med 3% C och 24% Cr som var värmebehandlade till olika austenithalter, där viktförlusten uppmätes för tre olika karbidriktningar enligt Fig. 4 [Dogan & Hawk 1997]. Eftersom viktförlusten i längs och ”equiaxed” riktningarna är lika stora visas endast längs- och tvärriktningarna i figuren. Det mest slående är att slitaget är betydligt högre i tvärriktningen och minst slitage inträffar vid runt 30% austenit. I en helmartensitisk mikrostruktur är matrisen runt den hårda karbiden spröd, vilket innebär att mikrosprickor lättare bildas vid belastning [Dogan & Hawk 1997]. I studien var släpspåret vid nötningen helt rakt med påtagliga mikrosprickor i och i anslutning till karbiderna. Om karbiden omsluts av austenit, är släpspåret krokigt eftersom austeniten deformationshårdnar, vilket ger ett ökat motstånd mot slitage.

Fig 4 Nötningsbeteende för högkolhaltiga vitjärn när karbiden är orienterad längs – och tvärs deformationsriktningar

Ett annat fenomen som påvisar ett tydligt riktningsberoende är den relativa erosionen. I Fig. 5 visas relativ erosion som funktion av kontaktvinkeln för högkromhaltiga vitjärn, där det är tydligt att matrisens egenskaper styr erosionsomfattningen mest [Studnicki et al 2006] och att karbidandel på 30 %, verkar ge optimalt erosion och nötnings motstånd.

(41)

6

Fig 5 Erosion som funktion av kontaktvinkel av de inkommande partiklarna för ett typiskt högkromsvitjärn omritad från [Studnicki et al 2006]

3.1.4 Den stökiometriska kolbalansen

Vid flertalet karbidbildande system t.ex. HSS och vitjärn är det viktigt att hänsyn tas till den tillgängliga mängden kol i matrisen. Har allt kol konsumerats för karbidbildning, finns inget kol kvar för värmebehandling. Detta hindras genom att beräkna det stökiometriska kolet enligt ekvation 2 [Khanitnantharak et al 2009].

En bra tumregel är att matriskolhalten Cbal>>0 för att säkra att kolet i värmebehandlingsprocessen, om C0 är den totala kolhalten.

Stök o Bal Stök C C C V W Mo Cr C − = ⋅ + ⋅ + ⋅ + ⋅ =0,060 0,063 0,033 0,235 (2)

I intervallet 0,4-0,6 vikt-% kol får martensiten en extra kompakt struktur för stål, då den kärnbildas i en gynnsam riktning [Honeycombe & Bhadeshia 2000]. Följaktligen bör Cbal vara i detta intervall. Vidare kan karbidmängden -vars koppling till Cr och kol visas i Fig 6- beräknas enligt ekvation 3[Maratray 1971]:

2 , 15 55 , 0 33 , 12 ⋅ + ⋅ − = C Cr Karbid (3)

Fig 6 Cr och kol inverkan på karbid halten, omritad från [Maratray 1971]

Ytterligare en effekt av kolhalten är dess samverkan med kromhalten. Matrisens kromhalt, vilken är avgörande för korrosionsegenskaperna, kan beräknas enligt följande ekvation 4. [Breyer & Walmag 2002]

47 , 2 95 ,1 −      ⋅ = C Cr Cr_Matris (4)

(42)

7 3.1.5 Värmebehandling

Vitjärn brukar utsättas för minst två värmebehandlingssteg innefattande austenitisering och anlöpning. Ett vanligt temperaturintervall för austenitisering är 900-1050°C, där 950°C ger maximal hårdhet enligt Fig. 7[Nilsson 1988].

Fig 7 Austenitiseringstemperaturens inverkan på hårdheten, omritad från [Nilsson 1988]

Vid dessa temperaturer kan bildandet av sekundärkarbider ge en lösningshärdande effekt på matrisen, vilket har en positiv inverkan på nötningsegenskaperna [Breger och Walmag 2002]. Austenitisering kan destabilisera austeniten genom att den utarmas på kol för att ge sekundärakarbider enligt Fig. 8 och därmed ge mer martensit vid kylning. I gjutet tillstånd är det vanligt med 30-60% austenit som reduceras till 5-30% efter destabilisering [Crepeau et al 1986]. För korta tider vid 1000°C fås de kubiska och matriskoherenta M23C6 karbiderna, men för längre tider t.ex. 4h fås sekundär M7C3 karbider med stavmorfologi [Powell & Bee 1996]. Dessutom har austeniten destabiliserats tillräckligt för att ge en helmartensitisk struktur efter kylning.

Fig 8 Sekundärkarbider i samband med destabiliseringsaustenitisering

Ytterligare sekundärkarbider skapas vid anlöpningen som görs efter austenitiseringen. Här har historiskt sett vitjärnen haft långa anlöpningstider, vilket kan visa sig mindre optimalt. I synnerhet skiljer sig anlöpningspraxis för vitjärn med det som har framtagits för HSS material, där stabila karbider är avgörande för slutegenskaperna. För HSS kan t.ex. överåldring vid 600°C och 2 timmar ge mjuka M23C6 istället för hårdare och kompaktare M3C, som bildades vid 560°C och 1 timme [Rong et al 1992].

3.1.6 Inverkan av legeringsämnen på gjuttemperatur,

En målsättning med detta projekt är ingjutning av vitjärn i stål. Tidigare har ett EN-GJN-XCrMo 15-3 vitjärn gjutits in i ett stål förvärmt till 750°C [Studnicki et al. 2006]. Här har förvärmning, flussmedel och applicering av ett isolerande skikt

(43)

8

varit viktiga faktorer. När istället stålet ska gjutas på vitjärnet är det viktigt att kunna anpassa gjuttemperaturen till liquidustemperaturen av vitjärnet, genom att legeringsämnena optimeras. En översikt över effekten av kolhaltens betydelse för ett vitjärn med 8 vikt-% krom, ses till vänster i Fig 9. Effekten av kromhalten för 4,2 vikt-% kol visas i den högra delen [Hugget & Ben Nissan 2007]. I Tabell 2 visas liquidustemperaturerna för tre vanliga högkromhaltiga vitjärn [Hugget & Ben Nissan 2007]. För att få en mer noggrann analys av legeringsinverkan på liquidus- och solidustemperaturerna är det fördelaktigt att använda sig av termodynamiska modelleringsprogram t.ex. Thermo-Calc eller JMatPro.

Fig 9 Effekten av kolhaltens betydelse visas för ett vitjärn med 8 vikt-% krom till vänster i Fig 8, effekten av kromhalten för 4.2 vikt-% kol visas i den högra delen omritade från [Hugget & Ben Nissan 2007]

Tabell 2 Liquidus temperaturer för högkromhaltigavitjärn ormritad från [Hugget & Ben Nissan 2007]

Legering Kolhalt Liquidus temp. (°C)

CrMo 15 3 Hypoeutektiskt 1246

Cr 27 Eutektisk 1296

Cr 35 Hypereutektisk 1440

4 Slutsats

Översynen av de högkromhaltiga vitjärnen har belyst vikten av att balansera karbidernas struktur med matrisens krom -och kolhalt för att säkra kompatibilitet med ingjutning i stål. I synnerhet är det de lägre Cr halterna med anpassad kolhalt och Mo tillsatser med lämpligt stelningsintervall, vilket möjliggör en värmebehandling som är kompatibel med stålet. Detta tillsammans med en martensit-austenitisk mikrostruktur ger högt nötnings-och korrosionsmotstånd.

5 Fortsatt arbete

(44)

9

6 Referenser

1. J.-P. Breyer and G. Walmag Chapter 3: Metallurgy of High Chromium-Molybdenum White Iron and Steel Rolls in Rolls for the Metalworking Industries, P 29-40 - ISS Warendale, PA - September 2002 - ISBN 1-886362-61-0

2. B. J. Davies Canron Ltd: “Manufacture of White Cast Iron”, US Patent No: 3784416, 8th_{January, 1974}

3. Studnicki ; J. Kilarski ; M. Przybył ; J. Suchoń ; D. Bartocha Wear resistance of chromium cast iron – research and application, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 2006, Vol. 16 No.1-2, pp.63-73

4. F. Maratray: Choice of Appropriate Compositions for Chromium-Molybdenum White Irons. AFS Transactions 1971, Vol 79 pp. 121-124. 5. A Sawamoto, K Ogi, K Matsuda: Solidification Structures of Fe-C-Cr-(V-N

b-W) Alloys AFS Transactions 1986 Vol. 94, pp. 403-416

6. S. Kuyucak, R. Llewellyn: High-Chrome White Irons Incorporating Ultra-Hard Carbide-Forming Elements for Improved Wear-Resistance, AFS Transactions 2006, Vol. 114, pp. 551-574

7. P.N. Crepeau, S.D. Antolovich, G.A. Calboreanu: Modeling Fracture Toughness in High. Chromium White Cast Iron AFS Transactions 1986 Vol. 94, pp. 503-510.

8. O. N. Dugan and J. A: Hawk Effect of Retained Austenite on Abrasion Resistance of High-Cr White Cast Irons. AFS Transactions 1997, Vol 103 pp. 167-174.

9. W. Khanitnantharak, M. Hashimoto, K. Shimizu, K. Yamamoto, N. Sasaguri and Y Matsbara: Effects of Carbon and heat Treatment on the hardness and Austenite Content of a Multi-Component White Cast Iron. AFS Transactions 2009, Vol 115 pp. 435-443.

10. W. Rong, H.-O. Andrén, H. Wisell and G.L. Dunlop, The role of alloy composition in the precipitation behaviour of high speed steels Acta Metallurgica et Materialia Volume 40, Issue 7, July 1992, Pages 1727–1738 11. P. Huggett and B. Ben-Nissan: Development of a Low Melting Point White

Cast Iron for Use in Composite Alloy Manufacture Materials Forum 2007, Vol. 31, pp. 16–23

12. G. L. F Powell and J. V. Bee: Secondary carbide precipitation in an 18 wt%Cr-1 wt% Mo white iron. Journal of Materials Science 1996 Vol. 31 No 3 pp 707-711

13. J. Nilsson Legeringsoptimering vid Tillverkning av vitjärn för ökad nötnings – och korrosions beständighet, Svenska gjuteriföreningen, rapport nr. 881110, 1988.

14. J. A. Bostater and R. W. Heine: Prevention of Surface Defects on White Iron Castings by Heat Transfer System Control, AFS Transactions 1964, Vol 72 pp. 582-586.

15. R. W. K. Honeycombe and H. Bhadeshia: Steels Microstructure and