Restspänningsanalys av sätthärdat stål

Örebro universitet Örebro University

Institutionen för School of Science and Technology naturvetenskap och teknik SE-701 82 Örebro, Sweden

Examensarbete, 15 högskolepoäng

Restspänningsanalys av sätthärdat stål

William Apelqvist, Joel Lehtinen

Maskiningenjörsprogrammet, 180 högskolepoäng Örebro 6:e terminen 2020

Examinator: Jens Ekengren

Sammanfattning

Denna rapport behandlar restspänning i stålet 16MnCrS5 som uppkommer efter sätthärdning med traditionell uppkolning med släckning i olja och lågtrycksuppkolning med släckning i gas. Rapporten har ett fokus på restspänningar men behandlar även materialegenskaper generellt. I rapporten utförs en karaktärisering av materialet där författarna tittar på, kolhalt, kolprofil, ythårdhet (Rockwell C), kärnhårdhet (Vickers10kg) och hårdhetsprofil (Vickers 1kg) samt analys av mikrostruktur. Även resultat för FWHM kommer tas upp som visat sig kunna relateras till hårdheten hos materialet. Diskussionen handlar om att förklara

restspänningen i materialet med hjälp av resultatet från karaktäriseringen.

Lågtrycksuppkolning har visat sig inte ge inre oxidation vid sätthärdning, medan provbitar som sätthärdats med traditionell sätthärdning har uppvisat inre oxidation. Den inre

oxidationen kan bidra till tryckrestspänningar vid ytan på materialet. Hög andel restaustenit har generellt visat sig vara en bidragande faktor till dragrestspänningar främst vid ytan men även inne i sätthärdningsskiktet. Resultatet har också visat att prover som värmebehandlats med lågtrycksuppkolning och har hög halt restaustenit vid ytan kan också ha hög nivå av dragrestspänning vid ytan.

Abstract

This report addresses residual stress in the steel 16MnCrS5 that occurs after carburization with traditional carburization with quenching in oil and low-pressure carburization with quenching in gas. The report focuses on residual stresses but also deals with material

properties in general. The report characterizes the material by looking at the, carbon content, carbon profile, surface hardness (Rockwell C), core hardness (Vickers10kg) and hardness profile (Vickers 1kg) as well as analysis of the microstructure.

Low pressure carburization has been shown not to produce internal oxidation, but samples heat treated with traditional carburization has exhibited internal oxidation. High proportion of residual austenite has also been shown to be a contributing factor to tensile residual stresses, mainly at the surface but also within the curing layer. The result have also shown that residual austenite at the surface have been associated with high levels of tensile residual stress at the surface.

Förord

Först och främst vill vi tacka företaget för denna möjlighet att genomföra vårt examensarbete hos er och ett stort tack till våra handledare Andreas Jansson och Göran Åkerberg men även Wei, Zongyuan för all hjälp och vägledning. Vi vill även tacka vår handledare på Örebro Universitet, Patrik Karlsson.

Innehållsförteckning

2.2 Vad har företaget gjort tidigare ... 6

2.3 Vad har andra gjort tidigare ... 6

2.4 Beskrivning av teknikområdet... 6 2.5 Teori ... 7 2.5.1 Metodteori ... 7 2.5.2 Värmebehandling ... 10 2.5.3 Hållfasthet ... 18 2.5.3.1 Restspänning ... 18

2.5.3.2 Vad kan ge upphov till restspänningar ... 19

2.5.4 Mikrostruktur ... 22 2.5.5 Statistik ... 27 3 METOD ... 28 3.1 Metoder för genomförande ... 28 3.2 Provpreparering ... 30 3.3 Material ... 30 3.4 RESTSPÄNNINGANALYS ... 34 3.5 METODKRITIK ... 35 4 RESULTAT ... 36 4.1 Material ... 36 4.1.3 Mikrostruktur ... 37 4.2 Restspänningsanalys ... 45 4.3 FWHM ... 46 5 DISKUSSION ... 48 5.1 Värdering av resultat ... 48 5.1.1 Restspänning ... 48 5.2 Fortsatt arbete ... 52 6 SLUTSATSER ... 53 7 REFERENSER ... 54 Bilagor

A: Vickerstest/Rockwell C C: Kolprofil och kemisk sammansättning B: Restspänning D: FWHM

1

Inledning

1.1 Företaget

Företaget är en global produktivitetspartner för gruv- och infrastukturindustrin. Företaget producerar borriggar, bergbrytnings- och anläggningsutrustning, och tillhandahåller service och förbrukningsvaror.

1.2 Projektet

Syftet med detta projekt är att hitta skillnader mellan låglegerat sätthärdat stål som blivit härdat av uppkolning i traditionella atmosfärsugnar och släckt i olja (Quenchway130) samt provbitarna som är härdade i lågtryck och släckt i kvävgas. Samtliga provbitar är

specificerade till liknande härdningsdjup och ythårdhet. Metoden inkluderar analys av restspänning i förhållande till mikrostruktur, kemisk sammansättning och hårdhet. Resultatet kan komma att användas i designprocessen för att uppskatta livstiden på företagets

komponenter med känd geometri och krav. Resultatet kan även komma att användas till konstruktionen av en ny metod för lågtryckssätthärdning. Teorin kommer behandla

materialvetenskap generellt. Huvudmålet är att analysera skillnaderna i restspänning mellan dessa två värmebehandlingsmetoder för 4 prover med 2 olika tjocklekar och materialet 16MnCrS5. Med andra ord kommer endast detta material med 2 olika tjocklekar att analyseras i förhållande till de 2 olika sätthärdningsmetoderna i detta projekt.

2 Bakgrund

2.1 Problemet

Företaget ser över möjligheten att övergå till lågtrycksuppkolning (LPC) med släckning i gas för sätthärdade komponenter. I dagsläget används traditionell gasuppkolning med släckning i olja. LPC sägs ha fördelen med att vara en renare process och processen är även mindre tids och energikrävande. I och med att det är olika processer med samt olika tillvägagångssätt för att nå sätthärdningsresultat som önskas kan egenskaper för komponenten efter respektive sätthärdningsmetod skilja sig åt.

2.2 Vad har företaget gjort tidigare

Företaget har tidigare kartlagt skillnader mellan lågtrycksuppkolning samt traditionell sätthärdning när det kommer till bland annat mikrostruktur, utmattning och hårdhet av sätthärdade stål. Dock har inte ingående undersökning av eventuella skillnader i restspänning utförts på en relativt enkel geometri.

2.3 Vad har andra gjort tidigare

Lågtrycksuppkolning (LPC) introducerades först på 70 talet i USA som ett miljövänligare alternativ till traditionell gasuppkolning då LPC använde sig enbart av propan som

uppkolningsgas. Industriell användning av LPC startade först vid 1992 då en ugnstillverkare designade en LPC-ugn med flera uppkolningsceller. Senare på 90 talet gjordes ytterligare framsteg då man började använda acetylen istället för propan som kolbärare, vilket

förbättrade prestandan av processen. Gençoğlu, S., Yazıcı, A säger även att LPC processen jämfört med den traditionella gasuppkolningen har fördelen att nå önskvärda

sätthärdningsdjup och ythårdhet med kortare processtider vilket leder till både tidsvinster och energibesparingar. Släckning i gas går även att kontrollera med varierande tryck och flöden, men om detaljen är för stor så kan gassläckning inte släcka tillräckligt snabbt och andra släckningsmetoder kan då vara ett alternativ till material med låg härdbarhet. Författarna av “Effect of retained austenite on micropitting behavior of carburized AISI 8620 steel under boundary lubrication” visar också ett samband mellan restspänningar efter härdning med olika mängder restaustenit och dess förmåga att stå emot sprickbildning vid utmattningstester. Slutsatsen ur deras rapport visar att höga halter av restaustenit förbättrar förmågan att stå emot sprickbildning vid ytan under utmattning. Enligt “Relation of hardness with FWHM and residual stress of GCr15 steel after shot peening” finns det även ett samband mellan bredden på diffraktionstoppar vid FWHM (Full width at half maximum), hårdhet och restspänningar efter kulpening. [1,2,3,4]

2.4 Beskrivning av teknikområdet

Världens mest använda konstruktionsmaterial är stål. Stålets konkurrenskraft beror bland annat på dess låga tillverkningskostnader, hög grad av återvinning, och mycket bra prestanda

per kostnad och viktenhet vad gäller seghet och hållfasthet. Stålets egenskaper går att förändra inom vissa gränser genom val av olika kemiska sammansättningar och

värmebehandlingar. Anledningen till att det är möjligt att ändra stålets egenskaper är att järn som är stålets huvudsakliga ämne har olika fastillstånd i olika temperaturer.

Värmebehandlingar genomförs för att ge stålet de egenskaper som eftersöks. Egenskaperna kan delas in i två kategorier; egenskaper som underlättar för tillverkning och egenskaper för färdig produkt. Denna rapport kommer behandla sätthärdning vilket är en egenskap som kategoriseras som en egenskap för en färdig produkt. [5]

2.5 Teori 2.5.1 Metodteori

2.5.1.1 Röntgendiffraktion - restspänningsmätning

Det finns flera olika metoder för att mäta restspänningar, metoderna brukar delas in i destruktiva, semidestruktiva och icke destruktiva metoder. Ett material med kristallstruktur består av flera kristallplan och restspänningar ger upphov till en töjning mellan kristallplanen. Därför är det möjligt att mäta restspänningen med röntgendiffraktion (X-ray diffraction) genom att mäta restspänningarna mellan kristallplanen, förutsatt att töjningen är linjär mot spänningen vilket den är i de flesta metalliska material. Avståndet mellan kristallplanen beskrivs av Braggs lag (ekvation 1) och kan mätas genom att skicka ut monokromatisk röntgenstrålning från en röntgenkälla mot kristallstrukturen där röntgenstrålningen träffar en atom i atomplanet. Atomens elektroner absorberar då röntgenstrålningen för att sedan sända ut en ny röntgenstråle som då interfererar med en annan stråle som färdats minst ett heltal längre än första strålen. Därefter mäter man vinkeln på diffraktionen och då kan avståndet d bestämmas. Avståndet d är avståndet mellan atomplanen. [6, 7]

I figur 1 beskrivs Braggs lag, där första planet av atomer träffas av stråle 1 och 1a strålarna kommer reflekteras ut i alla möjliga riktningar. I riktningen 1’ och 1a’ kommer strålningen vara i fas och konstruktiv interferens kommer uppstå.

Stråle 2 som träffar ett underliggande atomplan kommer att vara i fas med stråle 1 endast om längdskillnaden mellan strålarna är ett heltal n av våglängden och beskrivs av formeln:

𝑛λ = 2dsin(θ) (1)

Där λ är våglängden på inkommande ljus, d är avståndet mellan kristallplanen, θ är diffraktionsvinkeln, n är ett heltal.

Restspänningar mäts genom att mäta förändringar i avståndet mellan kristallplanen. I praktiken mäts först ett metallpulver som saknar spänningar för att ställa in rätt referensvinklar för ett specifikt material. [16].

Principen med XRD-analys är att metaller har en kubisk kristallstruktur, vilket gör det möjligt att använda Poissons ekvation (2) och Hooks lag (3). Poissons ekvation säger att om man drar i en kub blir den längre i dragriktningen men smalare. Samma princip används då vid XRD- mätning. Utsätts kristallstrukturen för dragspänningar blir avståndet “d” större och mindre vid tryckspänningar. Hookes lag relaterar, spänning och töjning med E-modul. [8]

𝜀_𝑥

= 𝜀

= −𝑣𝜀

= −

𝐸

𝜎

= 𝐸𝜀

Poissons konstant, E är E-modulen och 𝜎_𝑦 ärspänning i y-riktning (MPa)

2.5.1.2 Full Width at Half Maximum (FWHM)

Måttet FWHM (°) av en diffraktionstopp kan relateras till mikrostrukturen och hårdheten på materialet, detta visas i figur 2. FWHM (°) kan översättas till hårdhet i vickers. För att översätta FWHM (°) till vickers används ekvation (4). Fördelen med denna metod för att mäta hårdhet är att man kan få hårdheten väldigt nära ytan. Normalt sett brukar man vid ett en vanlig hårdhetsprofil med Vickers göra ett avtryck på ett djup av ca 100um. Med FWHM (°) är det möjligt att få hårdheten precis vid ytan. Ekvationen för att översätta FWHM (°) till vickers (HV) visas nedan. [4, 9]

Där 𝑎₁ och 𝑏₁ är konstanter beroende av temperaturen som kan avläsas av mellan lutningen och skärningen mellan hårdheten och FWHM (°). CRS är tryckrestspänningen (compressive residual stress) [4]

Figur 2: Figuren visar relationen mellan FWHM (°) på x-axel och hårdhet (HV) på y-axeln, för material som anlöpts vid olika temperaturer. [4]

2.5.1.3 Gnistspektrometer (Optical Emission Spectroscopy)

En gnistspektrometer (OES) innehåller 3 huvudkomponenter som visas i figur 3. Den första är en elektriskkälla som exciterar (högre energinivå) atomerna i ett metalliskt prov, så att provet kan avge karaktäristiskt ljus (optisk emission). Detta görs genom att hetta upp en del av provet till ca 1000 grader Celsius. Provet hettas upp via en energikälla med hög spänning genom en elektrod. Skillnaden i elektrisk potential mellan elektroden och provet skapar en urladdning som går genom materialet och hettar upp och förångar ytan. Detta gör att atomerna i materialet exciteras och sedan sänder ut det karakteristiska ljuset, som beror på elementen (och mängden) i materialet när atomerna återgår till dess ursprungliga energinivå. [10, 11]

Två typer av urladdning kan åstadkommas beroende på materialet som analyseras och noggrannhet som behövs. Den ena typen är en båge (arc på engelska), vilket är en på/av händelse. Den andra typen är en gnista, vilket är en serie av urladdningar. [10, 11]

Den andra komponenten är ett optiskt system. Detta system tar upp det karaktäristiska ljuset som kommer från materialet och en mätning av diffraktionen, separerar ljuset i våglängder som är specifikt för elementen. Intensitet av ljuset för dessa olika våglängder mäts sedan och

mängden av elementen är proportionell med intensiteten av ljus för respektive våglängd. [10, 11]

Den tredje komponenten är ett datorsystem som samlar in den uppmätta intensiteten och behandlar den utifrån en förbestämd kalibrering för att sedan ge mängden av respektive element i materialet. [10, 11]

Figur 3: Figuren illustrerar OES [10]

2.5.2 Värmebehandling

2.5.2.1 Sätthärdning via uppkolning

Dessa metoder involverar en kontrollerad diffusion av kol. För en bättre hårdhet startar processen med ett lågkolhaltigt stål och sedan diffunderas kol in i ytan (drivkrafter: Ficks lag) vid en temperatur på ca 850-950C. En riklig kolmängd kommer då skapas vid ytan på grund av den snabba diffusionen och en hög löslighet av kol i austenit. När stålet sedan släcks och härdas kommer ytan att bestå av högkolhaltig och härdad martensit vars hållfasthet beror på kolhalten. Kärnan som består av mer ferrit kommer vara mer duktil och seg, vilket ger en bra kombination av hög hållfasthet, hög nötningstålighet och seghet. Tjocklek på skiktet brukar vara ca 0.1–1.5mm, men kan vara betydligt djupare. [7, 5]

För att den hårda ytan ska formas måste austenit transformeras till martensit vid släckningen. Detta kräver tillräckligt snabb släckning i relation till stålets härdbarhet. Härdbarhet bestäms av den kemiska sammansättningen, och ökar proportionellt med mängden ämnen som ökar härdbarheten. Sätthärdade komponenter används ofta för maskindelar som utsätts för hög last, växellådor etc. Sätthärdningsdjup (CHD) enligt ISO 2639 är CHD avståndet från ytan till djupet där hårdheten 550 HV uppnås. [7, 5]

Grundmaterialet (stål) som ska sätthärdas har ofta en kolhalt på ca 0,2% för att vid själva sätthärdningen få en kolhalt på ca 0.7–1% vid den sätthärdade delen. Oftast brukar kolhalten

vid ytan vara begränsad till 0,9% på grund av att för hög kolhalt kan resultera i hög andel restaustenit och spröd martensit. [12]

Sätthårdheten för uppkolat stål beror till huvudsak av kolhalten. När kolhalten är 0,65%, ökar inte längre hårdheten, men härdbarheten kan bli bättre. Egenskaper som exempelvis nötning och glidande kontaktutmattning kan förbättras vid kolhalt >0.65% på grund av förändringar i mikrostrukturen hos materialet som kan bero på formationen av stora karbider och nätverk av karbider. [12]

2.5.2.2 Varför sätthärdat stål

Med vissa genomhärdade stål är det möjligt att få en hårdhet genom hela materialet likt den hårdhet som är på ytan av ett sätthärdat stål. Genomhärdat stål med hög hårdhet brukar även ha en låg seghet som leder till att materialet kan ta upp mindre energi utan spricktillväxt. Dessa material kan oftast inte användas till exempelvis maskindelar (ex. kuggar) då materialet inte kan ta upp lika mycket last som en sätthärdad del kan. Detta är för att

sätthärdade delar ofta har tryckrestspänning vid ytan och i den förkolade delen på materialet. Medan på den genomhärdade delen är restspänningarna mycket mindre förutsägbara.

Tryckrestspänningar gör det svårare för sprickor att växa till sig då spänningen håller ihop sprickorna vid eventuell sprickbildning. Även den maximala spänningen som materialet kan utsättas för ökar. Om restspänningen i materialet är -250MPa, och en last appliceras som ger upphov till en spänning på +500MPa, kommer spänningen först behöva “kompensera” för tryckrestspänningen som redan finns i materialet innan dragspänning uppkommer. Detta skulle i teorin innebära att materialet endast “känner av” en spänning på +250MPa. För att skapa restspänningar till önskat djup på en genomhärdad del, måste man använda “lokala värmebehandlingar”, som tex induktionshärdning eller nitrering. För induktionshärdning, är den önskade hårdheten ungefär 55HRC vid ytan och 30HRC vid kärnan. Därför har inte delar som induktionshärdats lika bra “contact strength” eller nötningstålighet som för delar som varit sätthärdade genom uppkolning. Induktionshärdning används därför till stora delar som behöver ha hög hårdhet vid ytan men skulle krökas eller öka mycket i volym om den sätthärdades via uppkolning. [13]

2.5.2.2 Inre oxidation vid sätthärdning

Det förekommer ofta inre oxidation på ytan, på delar som sätthärdats med traditionell

gasuppkolning, detta visas i figur 4. Djupet på oxidationen beror på hur lång tid komponenten värmebehandlas, se figur 5.“High temperature transformation products” (HTTP) som kan bildas som ett direkt resultat av inre oxidation, har visat sig ha negativa effekter på vissa hållfasthetsegenskaper som böjutmattning hos materialet som drabbats av inre oxidation. Dock finns det möjliga positiva effekter på nötningstålighet. Om man bearbetar bort den inre oxidation på en sätthärdad del som har restspänning vid ytan, finns det en risk att materialet kröker sig för att kompensera för spänningen. [13]

Om man använder en syrefri atmosfär vid gasuppkolning eller vacuumuppkolning

/lågtrycksuppkolning (LPC) elimineras oxidationsprocessen. Även en atmosfär baserat på kväve kan reducera oxidationen (dock inte eliminera som metoderna ovan). [13]

Traditionell gasuppkolning (endothermic carrier gas) är fortfarande den mest använda

sätthärdningsmetoden, därför kommer problemet med oxidation på delar finnas kvar tills den traditionella metoden byts ut mot till exempel vacuumuppkolning/LPC och/eller

användningen av syrefri atmosfär. [13]

Figur 4: Visar ett etsat (2% nital) Ni-Cr stål i förstoring 500x. Inre oxidation och dess HTTP syns (svart) [13]

Figur 5: Figuren visar djupet för oxidation beroende på tiden h. [13]

2.5.2.3 Lågtrycksuppkolning (LPC)

Vid lågtrycksuppkolning sker uppkolningen i lågt tryck, ca 4mbar. Uppkolningen sker via tillsatt propan eller acetylengas, tillsatsen är inte kontinuerlig utan sker i cykler för att

undvika karbidbildning. Mellan uppkolningsstegen finns diffusionssteg för att kolet ska hinna diffundera in i komponenten och få rätt ytkolhalt exempel av dessa cykler visas i figur 6. [5]

Figur 6: Temperatur och tryck-förloppet under LPC, den röda linjen visar temperatur och den blå visar tryck. [2]

Vid lågtryckuppkolning sker förångning av vissa legeringsämnen men trycket 4mbar är tillräckligt lågt så att förångning av Cr inte sker. Dock sker viss förångning av Mn. [5] Lågtrycksuppkolning har vissa fördelar som visas i tabell 1. Vid Lågtrycksuppkolning används oftast gaskylning som släckningsmetod och efter gassläckning behöver inte komponenterna rengöras efter härdning, vilket krävs vid släckning i olja. Atmosfären vid lågtycksuppkolning är näst intill syrefri vilket leder till att ingen inre oxidation sker. [12]

Tabell 1. Visar egenskaper för olika sätthärdningsmetoder. [12]

Metod “Nature of case *C Typiskt sättdjup Sätthårdhet (HRC) Tyspisk basmetall Karaktär Pack Diffunderat kol 815–1000 125um-1.5mm 50–63 stål med låg kolhalt/-”- Legeringsstål Låg verktygskostn ad, svår att kontrollera exakta sättdjupet Gas Diffunderat kol

815–980 75um-1.5mm 50–63 -”- God kontroll

över sättdjup, kontinuerlig drift. Kräver bra kontroll över gasen: kan vara farligt Vätska Diffunderat kol och möjligen kväve 815–980 50um-1.5mm 50–65 -”- Snabbare än gas och pack. Kan bli problem med salt deponering. Kräver frekvent underhåll av saltbad. Vacuum/LPC Diffunderat kol och möjligen kväve

815–1090 75um-1.5mm 50–63 -”- Mycket god

kontroll över processen, rena delar, snabbare än gas, hög verktygskostn ad.

Det finns även nackdelar med processen. LPC är väldigt känsligt mot flera kvarlämningar på ytan. Främst mot kylvätskor som innehåller bor som används vid maskinbearbetning av materialet. Om dessa kylvätskor inte är korrekt borttagna före värmebehandlingen kan det resultera i mjuka “fläckar” på materialet under sätthärdningen (LPC). Därför är det väldigt viktigt att ha en mycket effektiv rengöringsprocess för att minimera denna risk. [1]

2.5.2.4 Diffusion

När kol lösts in i yta av en komponent diffunderar den vidare in i kolgradientens riktning enligt Ficks andra lag som visas i ekvation 5. Ficks andra lag beskriver hur diffusion får koncentrationen att förändras med avseende på tid.

𝜕𝐶𝑐

𝜕𝑡 =

𝐷𝑖𝜕2𝐶𝑐

𝜕𝑥2 (5)

Där x är positionen (m) och 𝐶𝑐 är mängden substans (𝑚𝑜𝑙/𝑚3) och Di är diffusionskonstant.

I och med att detta är en diffusions styrprocess går den fortare ju högre temperaturen är. För Dc gäller Arrhenius-sambandet i ekvation 6.

𝐷_𝑐 = 𝐷_𝑐0_𝑒−_𝑅𝑇𝑄

(6) Där 𝐷𝑐 är diffusionskonstanten för kol. 𝐷𝑐0 är en konstant, Q är aktiveringsenergin, T är

temperaturen i kelvin och R är den allmänna gaskonstanten. [6] 2.5.2.5 Grossman’s metod/chart och kylning

Hastigheten som ett stål kyls under släckning beror på flera faktorer. Ytan kyls snabbare än kärnan på delen. Även storleken på delen påverkar kylhastigheten. När storleken ökar, minskar kylhastigheten oavsett vart man mäter på delen. Utöver detta påverkar även temperaturen och värmeöverföringsförmågan hos kylmediumet, kylhastigheten. [1]

I tabell 2 visas H koefficienten för några vanliga kylmedier (agitation innebär att man sätter vätskan/gasen i rörelse). [7]

Tabell 2: Visar H-koefficienten (”severity of quench”) för några kylmedier. Kylhastigheten mäts i

°C/sekund. [7]

Medium H-koefficient Kylningshastighet i kärnan

på en 1” stång (°C/s)

Olja (ingen agitation) 0.25 18

Olja (agitation) 1.0 45

H2O (ingen agitation) 1.0 45

H2O (agitation) 4.0 190

saltvatten (ingen agitation) 2.0 90

saltvatten (agitation) 5.0 230

H-koefficienten (se ekvation 7) är förhållandet mellan värmeövergångstalet (α) vid ytan på materialet (stål) och den dubbla värmeledningsförmågan (k) för stålet i austenitiskt tillstånd. Detta innebär att släckning i olja (H ≈ 0.25) ger en långsammare släckning än för släckning i vatten (H ≈ 1). H-koefficienten är ett medelvärde av värmeöverföringen under kylningen. Se figur 7 för H-koefficienten i relation till härdbarhet och dimension.[5]

𝐻 = α

α är värmeövergångstalet och k är värmeledningsförmågan för stålet i austenitiskt tillstånd. [5]

Figur 7: Visar H-koefficienten för ytterligare kylmedium i relation till härdbarhet och dimension. [5]

Grossmans teknik/metod går ut på att bestämma “quench severity“= H. Denna metod används för att det har visat sig att för en stålstav med en större diameter, ökar diametern på den ohärdade kärnan snabbare, vid användningen av lindrigare kylmedium. [6]

För att bestämma H, släcker man en rad stavar med olika diameter (D), med specifika kylparametrar. Sedan kapas stavarna och den ohärdade kärnan (Du) bestäms av exempelvis hårdhetstester. Värdena för Du/D för samtliga stavar sätts sedan in i en graf. Denna kurva kan sedan jämföras med en standard. [6]

Även något som kallas Grossman’s chart som visas i figur 8 kan användas för att bestämma härdbarheten i kärnan hos en stålstav för olika kylmedium. Grossman’s chart relaterar diametern på staven, härdbarheten och H till varandra. Denna graf används för att undersöka H eller exempelvis ta reda på hårdheten i kärnan av en stav. [7]

Figur 8: Grossman’s chart som visar Jominyavståndet i relation till tjockleken på en stång [7]

Jominy distance (Jominyavstånd) är avståndet från den del på stången som släcks först (Se figur 9). Detta är relaterat till kylhastigheten. Nästan alla stål transformeras till martensit vid den kylda änden. På grund av detta bestäms hårdheten vid noll Jominyavstånd av stålets kolhalt. [7]

2.5.2.6 Jominydiagram

Jominyhårdhet beskriver ett materials hårdhet (se ekvation 8) utan att utföra några tester på det utan istället används den kemiska samansättningen tillsammans med materialets

kornstorlek.

Jominydiagram kan beräknas med hjälp av regressionsanalys för ett stort antal stålcharger. Den vanligaste formen är framtagen av Just. Den ursprungliga formen visas i ekvation (8). [5]

𝐽₆₋₈₀= 95 ∗ 𝐶12− 0,00276 ∗ 𝑋2 ∗ 𝐶 1

2+ 20 ∗ 𝐶𝑟 + 38 ∗ 𝑀𝑜 + 14 ∗ 𝑀𝑛 + 5,5 ∗ 𝑁𝑖 + 6,1 ∗ 𝑆𝑖 +

39 ∗ 𝑉 + 96 ∗ 𝑃 − 0,81 ∗ 𝐷 − 12,28 ∗ 𝑥12+ 0,898 ∗ 𝑋 − 13 (𝐻𝑅𝐶) (8)

Där X är Avståndet från kyld ände, J6-8 är jominyhårdheten i HRC för avstånd mellan 6 och 80 mm från den kylda änden, D är Kornstorlek.

Legeringsinnehållet anges i w% samt följande gränser gäller: C<0,6%, Cr<2%, Mn<2%, Ni<4%, Mo<0,5%, V<0,2% [5] 2.5.3 Hållfasthet

2.5.3.1 Restspänning

På grund av den höga halten kol vid ytan av materialet efter uppkolning, kommer ytan ha en lägre Ms (temperaturen där martensit börjar bildas) än kärnan. Med andra ord kommer det vara en “Ms-temperaturgradient” från ytan ner till kärnan. Transformationen från austenit till martensit börjar i transformationszonen mellan kärnan och ytan och fortsätter sedan inåt mot kärnan, och sedan ut mot ytan. Expansionen vid ytan under martensittransformationen genererar tryckrestspänning (vid ytan), för att den högre kolhalten vid ytan orsakar större expansion än vid kärnan då det finns mindre kol där.

Tryckrestspänning har en positiv effekt på både statiskt böjmotstånd och utmatningstålighet. Restspänningar brukar ligga mellan -150 och -250MPa och för att uppnå jämnvikt finns dragspänning vid kärnan. Figur 10 visar restspänningen vid olika djup hos materialet. Den gula linjen visar restspänning = 0. Ovanför linjen är det dragande restspänningar och

nedanför är det tryckande restspänningar (den typen som är önskvärt). Diagrammet visar att tryckande restspänningar (negativa) först ökar precis vid ytan ner en bit i

sätthärdningsskiktet, för att sedan minska och sedan övergå till dragrestspänning närmare kärnan. [5]

Figur 10: Figuren visar restspänningen vid olika djup hos materialet. CHD är sätthärdningsdjupet. [5]

2.5.3.2 Vad kan ge upphov till restspänningar

Tester har visat att om ytan innehåller nätverk av karbider (ett stort antal karbider som är tätt packade), ger detta upphov till dragrestspänning som visas i tabell 3. Medan om det finns lite karbider eller stora mängder av sfäriska karbider ger detta upphov till tryckrestspänning vid ytan. [13]

Tabell 3: Visar inverkan av karbider på restspänningar. [13]

Mängden karbider (vid anlöpning 160*c samt 190*c)

Restspänning vid ytan (kg/mm^2)

Få karbider -25.6, -13.3

Nätverk med stora kvantiteter av karbider +4.4, +3.0 Stora kvantiteter sfäriska karbider -8.9, -9.9

Som tidigare beskrivits, medför austenit till martensit-transformationen en volymförändring i materialet på grund av släckningen. Hur mycket det expanderar beror på kolhalten, högre kolhalt ger större expansion. Den sätthärdade delen med hög kolhalt kommer därför expandera mer än kärnan och på grunda av detta kommer det bli tryckspänning vid ytan. Högre andel restaustenit kommer ge en mindre volymökning, vilket kan leda till lägre tryckspänning eller dragspänning. Däremot visar testar att man inte bör sätthärda med låg ytkolhalt för att undvika restaustenit. Detta på grund av att volymökningen för 0,9% ytkolhalt och 20% restaustenit kommer vara mycket större än för 0,5% ytkolhalt och 0% restaustenit. [13]

Högt sätthärdningsdjup kan ha negativ (lägre nivå av tryckrestspänning) påverkan på tryckrestspänningar. Ju större skillnad i expansionen mellan kärna (liten expansion) och yta (stor expansion), desto högre sannolikhet att det blir höga nivåer av tryckrestspänning vid ytan. Detta antyder att ett grundmaterial med en mjuk kärna (låg kolhalt) ger mer

tryckrestspänning vid sätthärdning än ett material med hög hårdhet (hög kolhalt) i kärnan [13]

Maximal tryckrestspänning uppkommer en bit från ytan där andelen martensit till austenit är mycket hög. Medan lägre nivåer av tryckrestspänning finns vid ytan när andelen martensit till austenit är låg. Maximal nivå av tryckrestspänning finns ofta vid ca 0.55% kolhalt (vissa studier har visat vid 0,6%). Storleken på restspänningen, var den börjar och hur djupt den går beror på den kemiska sammansättningen (inklusive kolhalten) och kylmetoden (och därmed kylhastigheten) [13]

Oxider från krom, mangan och kisel som formas på ytan av materialet under sätthärdningen (vid temperaturer över 920°C ) har oftast tryckrestspänningar när temperaturen faller till rumstemperatur (på grund av att temperatursammandragningen från 920°C till 20°C kommer vara mindre än för stålet). Däremot kommer HTTP för dessa oxider vara i drag.

Det har visat sig att för vissa stål kan inre oxidation och HTTP (vid ytan) orsaka

dragrestspänning vid ytan. Det har även visats att sätthärdade material som har bainit och perlit vid ytan på grund av inre oxidation har mindre tryckrestspänning än det provet (samma material och samma sätthärdning) som inte hade HTTP. [13]

2.5.3.3 Hållfasthet för stål.

Hållfastheten hos ett material bestäms främst av två faktorer, den kemiska sammansättningen och vilken värmebehandling som använts. Kol är det legeringsämne som påverkar

hållfastheten hos ett härdat stål mest, på grund av att kol bestämmer hårdheten av martensiten i materialet. Det finns även andra legeringsämnen samt kallbearbetning och materialets dimensioner som påverkar materialets hållfasthet. Hållfasthet är ett sammanvägt ord som beskriver ett materials mekaniska egenskaper som exempelvis, hårdhet,

utmattningshållfasthet, sträckgräns etc. [5]

2.5.3.4 Hårdhet

Hårdheten hos ett material är relaterat till dess förmåga att motstå plastisk deformation vid en applicerad kraft. Hårdhet är inte en materialspecifik egenskap utan ett resultat av ett test. Det är möjligt att relatera hårdhet med flera andra materialegenskaper, som tex hållfasthet, utmattningshållfasthet och nötningstålighet. Vanliga metoder är HRC eller HV. [5] 2.5.3.5 Utmattningshållfasthet

Den maximala tillåtna spänningen (under sträckgräns) som ett material får utsättas för under ett visst antal cykler för att inte haverera. [7]

2.5.3.6 E-Modul (E)

E-modul eller Young’s modulus är den linjära delen på spänning-töjning kurvan i den elastiska regionen. E-modulen beror på bindningsenergin mellan atomerna och påverkas generellt inte av värmebehandling. [7]

2.5.3.7 Duktilitet

Ett mått på hur mycket ett material kan utsättas för plastisk deformering utan att sprickor bildas i materialet. Det betyder att mer duktila material kan deformeras mer. Större korn och färre korngränser leder ofta till mer duktila material. [7]

2.5.3.8 Sprödhet

Spröda material har ofta låg duktilitet. Dessa material tål minimal plastisk deformering och när den når dess elastiska gräns havererar materialet (ofta utan midjebildning). För metaller brukar fler korngränser/mindre korn samt högre kolhalt leda till sprödare material. Detta leder till att det är svårare för dislokationerna att färdas genom materialet då det krävs mer energi att flyttas genom korngränser. [7]

2.5.3.9 Härdbarhet

Härdbarhet definieras som stålets förmåga att bilda martensit till ett visst härddjup under en viss kylhastighet, en vanlig definition är det djup som martensithalten sjunkit till 50%. Ett materials härdbarhet ska inte förväxlas med hårdhet då hårdheten bestäms främst av kolhalten i ett material samt att kylningshastigheten har varit tillräckligt snabb för att bilda martensit. Ett stål med hög härdbarhet kräver alltså inte lika snabb släckningstid som ett stål med lägre härdbarhet för att bilda martensit.[5]

2.5.3.10 Brottgräns

Brottgränsen (9) är den maximala applicerade spänningen i ett dragprovstest.

Brottgränsen är den maximala spänningen ett material kan utsättas för innan midjebildning (minskning av tvärsnittsarean hos ett material) [1]

Definition: 𝜎 =𝐹𝑚𝑎𝑥

𝐴0 [MPa] (9)

F (N) är den maximalt möjliga kraften innan brott (N) och 𝐴0 (m2) är den ursprungliga

tvärsnittsarean

2.5.3.11 Sträckgräns

Den maximala spänningen (se ekvation 10) ett material kan utsättas för innan plastisk deformation. [7]

𝜎 =𝐹

𝐴 [MPa] (10)

2.5.4 Mikrostruktur 2.5.4.1 Perlit

Perlit är en mikrostruktur i kol-stål som består av lameller av ferrit och cementit. Perlit bildas när kolstål av en eutektoid komposition kyls långsamt. Lamellerna i perlit är mycket tunnare än bly-tenn eutektikum eftersom järnet och kolet måste diffundera ut ur en fast austenit för att bilda perlit medan bly-ten lamellerna bildas ur en smälta. [7]

2.5.4.2 Cementit Fe₃C

Cementit bildas när järn inte kan lösa in mer kol. Cementit innehåller 6,67% kol och är hårt och sprött. Genom att kontrollera formen, storleken och mängden cementit så kan man kontrollera mängden utskiljningshärdning och då även egenskaperna i stålet. [7]. 2.5.4.3 Karbidbildning

Kol och järn kan bilda karbider som cementit (Fe3c). Karbidbildning kan ske om

kolpotentialen blir för hög under uppkolning och stålet inte kan ta in mer kol utan att fälla ut cementit. Karbidbildning kan även ske under nedkylnings fasen om stålet innehåller en kolhalt över den eutektiska kompositionen. [5]

2.5.4.4 Bainit

Bainit bildas av austenit och består av ferrit och cementitl. Vid höga temperaturer (ca 350-550˚C bildas högtemperatursbainit, denna struktur har dåliga mekaniska egenskaper. Bainit som bildas i lägre temperaturer kallas lågtemperatursbainit, denna struktur är starkare än högtemperatursbainit. [5,7]

2.5.4.5 Martensit

När en metall med rätt kolhalt och i rätt temperatur släcks, går kristallstrukturen från

ytcentrerad kubisk (austenit) till rymdcentrerad tetragonal (martensit) för stål med en kolhalt >0.2%. För stål med en kolhalt <0,2%, går strukturen från FCC (ytcentrerad kubisk) till en övermättad BCC (rymdcentrerad kubisk) som inte är i jämvikt. När kolhalten ökar, ökar mängden interstitiella kolatomer i strukturen, vilket i sin tur ökar avståndet mellan c- och a-axeln som visas i figur 11. [7]

Figur 11: Figuren visar avståndet mellan c och a axeln (för kristallstrukturen) när kolhalten ökar i ett stål. [7]

Martensit är väldigt hårt och sprött. Detta beror främst på två faktorer, att BCT strukturen inte har några tättpackade glidplan som tillåter dislokationer att lätt röra på sig och att martensit har väldigt små korn vilket även det försvårar framkomligheten hos dislokationer.

Bild a) i figur 12 visar martensitstrukturen i stål med låg kolhalt (martensiten är i tunna skivor eller nålar) och bild b) visar martensitstrukturen i stål med högre kolhalt (tjockare skivor av martensit). De mekaniska egenskaperna och strukturen för stålet/martensiten beror på kolhalten (hårdheten för martensit med högre kolhalt är högre än för den med låg kolhalt, främst på grund av den större c/a kvoten för kristallstrukturen (se figur 12). Hårdheten hos materialet ökar även med ökad kolhalt, detta visas i figur 13 [7]

Figur 12: Figuren visar martensit vid låg (a) respektive hög (b) kolhalt 400x förstoring och etsad med nital 2%. [13]

Figur 13: Figuren visar hårdheten för ett material när kolhalten ökar. [7]

2.5.4.6 Ferrit

Direkt efter att flytande/smält järn kyls (vid ca 1500°C) och övergår till fast fas, bildas en BCC struktur som kallas ferrit. När järnet har sjunkit ytterligare i temperatur (ca 1400°C ) övergår det till en FCC fas som kallas austenit (y-fas). Sedan går järnet tillbaka till α-ferrit. Austenit och ferrit är båda 1-fas områden, se figur 14. Ferrit är relativt mjukt och duktilt. Figuren 14 visar ett traditionellt kol/järnfas-diagram och figur 15 visar hur mikrostrukturen för faserna ser ut. [7]

Figur 14: Figuren visar ett kol/järnfas-diagram. [7]

Figur 15: Figuren visar mikrostrukturen för faserna i kol/järn diagrammet. [7]

2.5.4.7 Restaustenit

Restaustenit som visas i figur 16 bildas när ett stål härdas till martensit men inte når Mf (Martensit finish), se figur 17. Eftersom Mf för stål som har en kolhalt mer än 0.7 viktprocent ligger under rumstemperatur så är det sannolikt att det innehåller restausstenit. Detta innebär att för stål med en kolhalt >0.7% kommer en stor del av austeniten inte omvandlas till martensit. Detta gör att högre kolhalt ger högre andel restaustenit. [1]

Figur 16: Visar två sätthärdade Ni-Cr provbitar med restaustenit i ytan efter etsning i Nital. Båda proverna är i 550x förstoring [13]

Figur 17. Ökad kolhalt reducerar Mf och Ms temperaturen i kolstål. [7]

Sätthärdat stål innehåller en komplex mikrostruktur. Ytan består av ett lager av martensit, restaustenit och karbid. Restausteniten är en duktil fas och höga halter av restaustenit kan minska utmattningshållfastheten. Medan författarna av “Influence on retained austenite” menar att restaustenin kan öka utmattningshållfastheten då en spänning uppstår när austenit transformeras till martensit. [5] Väldigt hög andel restaustenit kan resultera i att

tryckspänningar vid ytan övergår till dragspänning, vilket påverkar hållfastheten negativt. Med direkt kylning är det möjligt att få en hårdhet på 800–880 HV med en kolhalt på 0.6–

0,75% beroende på stålet. Den högsta potentiella hårdheten nås vid ca 0,75% kol, högre kolhalt än så gör inte materialet hårdare ytan tvärtom. [13, 16]

2.5.4.8 Dislokationer

Dislokationer är linjeimperfektioner i kristallstrukturen.

Dislokationer uppkommer ofta under stelning av materialet och/eller när det sker plastisk deformation. Dislokationsrörelse kan hjälpa att förklara hur en metall deformeras. Hur dislokationsrörelse hindras kan förklara hur material hållfastheten hos ett material [7] 2.5.5 Statistik

2.5.5.1 Standardavvikelse

Standardavvikelse (11) är ett mått på hur mycket värdena skiljer från medelvärdet.

(11) 𝑋𝑖 är mätvärdena, μ är medelvärdet och N är antalet värden. [17]

2.5.5.2 Varians

Varians (12) är ett mått på Hur mycket en mängd tal är utspridda från medelvärdet. [17]

𝑉𝑎𝑟 = 𝜎2 (12)

3 Metod

I detta kapitel kommer samtliga metoder och tester som använts i denna rapport att beskrivas under respektive delkapitel. Exempel på detta är beskrivning av provpreparering och av materialet. Beskrivning av material görs genom hårdhetstest (Rockwell och Vickers), test av kemisk sammansättning, kolprofil, FWHM-analys och mikrostrukturanalys.

Materialegenskaper tas endast fram på över (U) och nedre (D) delarna av provstavarna efter som att mittenbiten är skickad på restspänningsanalys.

3.1 Metoder för genomförande

Materialen som ska undersökas visas i figur 18 och är bearbetat till färdigt mått och

avspänningsglödgat. Dimensionerna av de färdigbehandlade provstavarna valdes till längden 280mm och två olika diameter 20mm och 60mm för att få en förhållandevis enkel geometri samt inverkan av godstjocklek som representerar ett spann av produktjocklek. Se figur 19 för den process provstavarna genomgått. Fyra provstavar sätthärdas, en 20mm och en 60mm sätthärdas med lågtyckuppkolning och släcks i gas (LPC), övriga provstavar sätthärdas med traditionell sätthärdning med släckning i olja. Specifikation (kemisk sammansättning) från leverantör visas i tabell 4 samt ordlista visas i tabell 5. Proverna som är släckta i olja har stoppats ner i olja med den nedre delen först (D) och sedan släcks stående med denna

riktning. Proverna som är släckta i gas har gasflödet träffat den nedre delen först för att sedan flöda i axiell riktning längsmed provstaven.

Figur 18 visar sätthärdade provstavar. Provstavarna som är mörkare är sätthärdade enligt traditionell metod och de som är blankare är lågtrycksuppkolade samt släckta i gas.

Figur 19: Visar processen som samtliga proverna genomgått.

Tabell 4: Visar specifikation (kemisk sammansättning) på material från leverantör.

Specifikation för material från leverantör

3.2 Provpreparering

Innan proverna testas måste provprepareringen utföras. Provprepareringens uppgift är att minimera felkällor och se till att det resultat som visas av testerna faktiskt är det man letar efter. Prepareringen behöver göras inför samtliga test. Metodik för provpreparering beskrivs under varje rubrik för ett specifikt test.

3.3 Material

3.3.1 Kemisk sammansättning med OES

Den kemiska sammansättningen kontrolleras med hjälp av en gnistspektrometer för att kontrollera grundmaterialet. Detta görs för att säkerställa så att materialets sammansättning ligger inom specifikation. På 4 prover slipades “kärnsidan” (med slippapper 240). Innan den kemiska sammansättningen mättes för provbitarna, kalibreras maskinen. Först ställdes gastrycket för argon in på ca 3bar. Sedan utfördes tester på 2 provbitar med redan känd kemisk sammansättningen. Kalibreringstestet för samtliga ämnen var tvungen att ligga inom specificerad toleransgräns innan test av provbitar kunde genomföras. 3 tester (som var tvungna att vara inom tolerans) per kalibreringsprovbit utfördes. Visade

kalibreringsprovbitarna ett resultat utanför tolerans var gasen i maskinen tvungen att justeras. Justeringar gjordes av svavelhalten i maskinen för att kalibreringen kunde genomföras korrekt (svavelhalt på ca 0,86%+-0.02% var optimalt).

När kalibreringen var korrekt genomförd mättes den kemiska sammansättningen för kärnan (kärnsidan är den del av provbiten som är kapad från den mitten) på LPC 20mm, traditionell 20mm, LPC 60mm och traditionell 60mm. Samma test utfördes även på ytan på provbitarna. Författarna har antagit att då övre (U) och undre (D) biten är tagen från samma stång bör den kemiska sammansättningen vara densamma (därför är endast antingen U eller D testade, “*” i tabell-cellerna markerar detta).

3.3.2 Ythårdhet med Rockwell C

Ythårdhetstest utförs på samtliga prover för att säkerställa att sätthärdningen genomförts korrekt samt för att se om det blivit några skillnader i hårdhet på den övre och undre biten av respektive provstav. Provet utfördes även för att se eventuella skillnader i ythårdhet mellan härdningsmetoderna och storlek på proverna. Likt test av kemisksammansättning för

yta/kärna kräver detta test relativt lite provpreparering, därför valdes det att genomföra detta test tidigt i testfasen. Innan hårdhetstestet slipades proverna ner (med slippapper 240) för att få en fin och jämn yta, utan oxidation och toppar efter bearbetning. Sedan utfördes en kalibrering av hårdhetsmaskinen. En testmätning gjordes av provbit (refnummer:

EP19216642) med hårdhet 59.9HRC enligt SS EN ISO 6508-2:2015. Testerna utförs på både övre och undre delen av varje provstav för att se om släckningsriktningen påverkat

hårdhetsresultatet. 5 tester utförs per provbit, hårdheten tas ½ diameter från mitten av provbiten. Testerna görs med ett mellanrum på ca 4mm för att undvika att förra testet påverkar det nya testet.

3.3.4 Kolprofil

Kolprofil tas fram eftersom det är mängden kol i sätthärdningsskiktet som styr hårdheten, under förutsättning att kylhastigheten är densamma. Det är då av intresse att se hur mycket kol det är vid olika djup i proverna. En kolprofil på 2 provbitar utfördes, enbart 2 bitar var relevanta att göra då den kemiska sammansättningen är densamma för LPC 20 och LPC 60, samt Trad 20 och 60 och kolprofilen säger hur mycket kol det finns vid ytan, ner till djupet som specificeras i tabellerna. Detta ger en bild över hur materialet bör se ut samt kan relateras till övriga tester. Kolprofilen utfördes genom att först kapa dessa 3 provbitar i “tårtbitar” (𝑐𝑎 2𝜋1

5𝑟𝑎𝑑). Därefter mättes tjockleken. Provbitarna slipades sedan ner så att

båda ytorna var relativt jämna. Sedan bestämdes 3 punkter som skulle mätas efter varje slipning. En första mätning gjordes på tjockleken (mikrometer användes för att mäta tjockleken) för att sedan göra en kolmätning. Sedan slipades provbiten ner ca 0.1mm åt gången, 10ggr för en total avverkad tjocklek på ca 1mm. Kolmätning utfördes efter varje 0.1mm avverkad tjocklek. 0.1mm mellan mätpunkterna valdes för att det ger en tydlig bild över kolhalten genom sätthärdningsskiktet. Total avverkning på ca 1mm valdes för att sättdjupet är ca 1mm på samtliga provbitar. Lite mer än 1mm avverkades för att mest stor säkerhet veta att hela sätthärdningsskiktet provats. Se bilaga C för samtliga data.

3.3.5 Mikrostruktur

Mikroskopi genomförs för att kunna klargöra vilken struktur, provbitarna innehåller, både i sätthärdningsskiktet och längre in i kärnan.

Bilder av mikrostrukturen tas fram med hjälp av ett ljusoptiskt mikroskop. Figur 25–29 visar mikrostrukturbilder för yta respektive kärna för provbitarna. Innan analys i mikroskop och analys av mikrohårdhet måste provbitarna prepareras. Detta gör man genom att först kapa provbitarna i en vattenkyld kap. På figur 21 syns en av maskinerna som användes för att kapa provbitarna (60mm). Även en mindre maskin användes för 20mm bitarna.

Provbitarna har två sidor, ena sidan som kan betraktas som ytan och den andra färdigkapade sidan är mot kärnan på materialet, provbitarna kapades av företaget innan projektet började. Det är viktigt att ta ut en bit från den redan kapade “kärnsidan”, så att det är kärnan på materialet som faktiskt analyseras. Detta på grund av att både kylhastighet och

sätthärdningen, kommer mikrostrukturen skilja sig åt från ytan till kärnan. Målet med kapningen är med andra ord att få ut en del av kärnan i valsriktningen på materialet, detta kommer ge den tydligaste bilden av mikrostrukturen och hårdheten. På figur 20 syns en 60mm provbit som värmebehandlats med traditionell sätthärdning. Den röda markeringen är snittet som kommer kapas ut från provbiten.

Figur 20: Visar provbiten Trad 60 D med markeringar för kapning.

Steg 1 är att kapa en skiva på ca 7mm i tjocklek, se figur 21. Sedan kapades det ut en bit av kärnan genom att först kapa bort en “halvmåne” från skivan. Detta görs för att kunna få ut en bit vars sida precis är kärnan på provbiten. Efter det kapas det ut en stav från “halvmånen”, på 32mm (för 60mm proverna, och diametern för 20mm proverna).

Figur 21: Visar skivan som kapades bort och markeringar för den slutgiltiga biten.

Pulverplasten DuroFast och PhenoCure används vid gjutning av provbiten (Standardmängd). Figur 22 visar provbiten när den är ingjuten i bakelit. Kärnsidan är riktad mot kameran (punkterna på provbiten är spår efter mikrovickerstest)

Figur 22: Provbit ingjuten i bakelit.

Efter att proverna gjutits i bakelit poleras provbitarna i polermaskin. Proverna poleras i flera steg (enligt standard), det sista steget är med ett medel med kornstorlek 1 mikrometer. Slutligen innan proverna kan analyseras i mikroskop behöver de etsas, 2% nital (2%

salpetersyra + Etanol) används för att etsa provbitarna. Utan att etsa provbitarna ser man inte den typiska mikrostrukturen som på bilderna nedan. Nital appliceras på provbiten med hjälp av en bomullstuss i ca 10 sekunder eller tills önskat resultat. För lite eller för mycket etsning kan försvåra analysen av mikrostruktur.

3.3.6 Vickers med 1kg last

Vickerstest med 1kg last kräver samma typ av provpreparering (se avsnitt 3.3.5: mikrostruktur) som vid analys av mikrostruktur, förutom etsning med nital. Av denna anledning utfördes detta test i samband med mikrostrukturanalysen (innan etsning).

Hårdhetsprofil tas fram med hjälp av mikrovickers test. Provet tas med djup från 0,1mm till 1,9mm, tre prover per provbit utförs. Varje intryck har en förskjutning

i sidled om 0,1mm för att förhindra att intrycken påverkat varandra. Detta görs för att se djupet av sätthärdningsskiktet samt hårdheten (och en bit in i grundmaterialet). Samtliga data visas i bilaga A.

3.3.7 Vickers med 10 kg last

Provpreparering för vickers med 10 kg last är densamma som för vickers md 1kg last/mikrostrukturanalys (se provpreparering för mikrostrukturanalys för metod).

Kärnhårdheten tas fram med hjälp av Vickers med 10 kg last. Detta görs för att kontrollera hårdheten vid kärnan i materialet.

3.4 Restspänninganalys

Restspänningsanalys utfördes av Stresstech där restspänningsprofil samt FWHM-profil, mättes upp på 4 prover (LPC 20, LPC 60, Trad 20 och Trad 60). Mätdjupen var ungefär 10, 25 ,50 ,100, 500 och 1000 mikrometer. Mätningen genomfördes med XSTRESS3000

diffractometer tillverkad av Stresstech Oy, som visas i bild 23. Figuren visar en illustration av hur mätningen kan se ut och mätvinklarna relativt materialet. En A 2 mm kollimator

användes. Bearbetning genomfördes med elektropolering och djupet mättes med en Indikatorklocka.

3.5 Metodkritik

I detta avsnitt kommer metoden och möjliga felkällor diskuteras. För samtliga tester med OES finns det ett mätfel som är specificerat av tillverkaren. Detta gäller även övriga tester. Detta bör inte påverka resultatets validitet när det kommer till kemisk sammansättning för ytan. Detta gäller även för hårdhetstester där författarna likt för OES testet kalibrerat maskinen genom att först testa en provbit (se metod) med redan känd hårdhet (eller kemisk sammansättning för OES kalibrering) och på detta sätt veta med relativt stor säkerhet att testet visar ett korrekt resultat inom felmarginal enligt tillverkaren. Värt att notera att

mätutrustningen är mycket känslig för förändringar i atmosfären/temperatur. Därför behöver en kalibrering genomföras varje gång maskinen startas.

Restspänningsmätningarna erhållna för båda testserierna Trad och LPC inte är helt jämförbara med avseende på processjämförelse på grund av dess skillnader i

sätthärdningsdjup och kolhalt. Tester som kan ha större felkälla är kolprofil, där mätning “för hand” gjordes i större utsträckning. Här kan mätfel från författarna finnas. Detta försökte kontrolleras genom att endast ha en variation på mätpunkterna på 0.03mm. För Rockwell C tester kan det finnas felkällor där skräp kommer mellan material och maskin. Detta kan påverka resultatet. Därför utfördes 5 tester per provbit för att minimera eventuella felkällor. Det uppmätta värdet för CHD i tabell 6 är ett ungefärligt värde som är avläst från grafen efter vickers med 1kg last. Inget mätvärde hamnade exakt på 550HV, därför avlästes ett

ungefärligt värde för djupet där hårdheten 550HV fanns. Bilder som är tagna på

mikrostrukturer kan i vissa fall etsningen gjort att strukturer ej träder fram tillräckligt, vilket kan leda till en felaktig tolkning av strukturen.

4 Resultat

I detta kapitel kommer samtliga resultat som tagits fram i denna rapport att redovisat under respektive delkapitel.

4.1 Material

Under denna rubrik presenteras resultat av testerna som utförts för att ta fram

materialegenskaperna som proverna fått efter sätthärdning. Dessa resultat är hårdhetsprofil med vickers 1kg last, kärnhårdhet med vickers 10kg last, ythårdhet med Rockwell C, Kolprofil med gnistspektrometer, mikrostruktur analys och kemisk sammansättning med gnistspektrometer. Notera att detta är en form av förundersökning/pilotstudie och att huvudresultat handlar om restspänningsanalysen. Tabell 6 visar CHD (djup där hårdhet = 550HV), ytkolhalt (%), kärnkolhalt (%), ythårdhet (HRC) och kärnhårdhet (HV) för samtliga provbitar. “*” innebär att test saknas på grund av antagandet att under (U) och över (U) har samma resultat (se diskussion).

Tabell 6: Visar sammanfattande data för respektive provbit.

4.1.1 Kemisk sammansättning med gnistspectrometer (OES)

Resultat av den kemiska sammansättningen visas i tabell 7, tabellen visar alla prover som tagits och även den kemiska sammansättningen i kärnan samt den kemiska sammansättningen vid ytan.

Tabell 7: Visar specifikation (kemisk sammansättning) för materialet från leverantör tillsammans med de uppmätta värdena efter test med OES.

4.1.2 Ythårdhet med Rockwell C

Figur 24 visar resultaten av ythårdhets prover som genomförts, alla provers övre del (U) och undre del (D) har testats. Resultaten indikerar att LPC 20 D har högst ythårdhet medan Trad 20 D har lägst, övriga prover visar på liknande ythårdhet. Se bilaga A för komplett data.

Figur 24: Bilden visar ett boxdiagram över hårdhet för samtliga prover.

4.1.3 Mikrostruktur

I detta avsnitt redovisas mikrostrukturbilder som tagits.

I figur 25 a) och figur 28 o) visas ytan för provbit Trad 20 U. I figur 26 c) och figur 28 p) visas kärnan. På bilder på ytan syns det ett oxidskikt på ytan (lagret mellan det vita och den mörka bakeliten). [13] Efter oxidskiktet, finns hög halt restaustenit (vitt) och martensit (brunt). I ytan är andelen restaustenit hög. I kärnan på Trad 20 U finns i figur 25 c) finns ferrit (vitt), bainit (grått) och martensit (brunt). Kärnan är betydligt mjukare relativt ytan på materialet. I figur 25 b) visas ytan för LPC 20 U. På bilden syns stor halt martensit (brunt) och även restaustenit (vitt). Andelen restaustenit är betydligt mindre för LPC 20 U än för

Trad 20 U. Det syns även i figur 25 d) att LPC 20 U har något mindre martensit (brunt) i kärnan än vad Trad 20 U har.

Figur 25: Visar mikrostrukturbilder etsade i 2 % nital. a) Trad 20 U Yta, b) LPC 20 U Yta, c) Trad 20 U Kärna, d) LPC 20 U Kärna.

I figur 26 e)-f) visas ytan på biten som värmebehandlas med LPC (LPC 20 U) och den med Traditionell. Här är det tydligt att det finns stora skillnader mellan andelen restaustenit. Som nämndes ovan för Trad 20 U är andelen restaustenit mycket hög. Kärnan för båda proverna i figur 26 g)-h) uppvisar inga större synliga skillnader.

Figur 26: Visar mikrostrukturbilder etsade i 2 % nital. e) Trad 60 U Yta, f) LPC 60 U Yta, g) Trad 60 U Kärna, h) LPC 60 U Kärna.

I figur 27 i)-j) (ca 600um ner från ytan) finns det utöver hela provbiten, områden med mindre andel martensit än i övriga sätthärdningsskitet. I figur 27 k)-l) syns det att LPC 60 U har ett område med annorlunda mikrostruktur i materialet. Bild m) visar hur kärnan ser ut i

Figur 27: Visar mikrostrukturbilder etsade i 2 % nital. i) LPC 60 U 600um. Notera: de svarta prickarna är intryck efter hårdhetstest med vickers 1kg last j) LPC 60 U Restaustenit 600um ner från yta, k) LPC 60 U Kärna syns ett område med annan struktur en den övriga strukturen i brunt (grundmaterial syns i lila/blått), l) LPC 60 U Kärna område som fått annan mikrostruktur än den övriga strukturen. Samma område som i k) men i högre förstoring.

I figur 26 f) och figur 28 n) syns det att LPC 60 U ser ut att ha relativt hög andel martensit några mikrometer ner från ytan men mycket höga nivåer restaustenit precis vid ytan Det finns även bainit vid ytan på LPC 60. [7]

Figur 28: Visar mikrostrukturbilder etsade i 2 % nital. m) LPC 60 U Kärna, bredvid område med annan mikrostruktur i grundmaterial. Jämför man med bild i) i figur 27 syns skillnad mellan grundmaterialet på denna bild och det område med annan mikrostruktur som finns utöver provbiten. n) LPC 60 U ”Restaustenit Yta”, o) Trad 20 U Yta, p) Trad 20 U Kärna.

Som syns i figur 29 q)-r) finns det inga större synliga skillnader mellan LPC 20 D och LPC 20 U.

Figur 29: Visar mikrostrukturbilder etsade i 2 % nital. q) LPC 20 D Yta, r) LPC 20 U Yta

4.1.4 Kolprofil

I figur 30 visas kolprofil för LPC 60 D och Trad 60 D. Denna profil visar kolhalten från ytan ner till ett djup om ca 1 mm in i materialet. Resultaten indikerar att LPC 60D ha något högre kolhalt än Trad 60 D. Notera att figur 30 har både spridning i x och i y-led. Detta på grund av att mätning av djupet (x-led) togs fram med manuell slipning och mättes vid 3 olika

mätpunkter. Detta resulterade i att dessa 3 mätningar inte hade samma värde.

Figur 30: Kolprofil för LPC 60 D och Trad 60 D. 4.1.5 Vickers med 1kg last

Figur 31 visar hårdhetsprofil med Vickers 1kg för Trad 20 D, LPC 20 D. Diagrammen visar medelvärde för 3 prover som utförts per provbit, felstaplarna visar standardavvikelse för dessa tre olika prover. Proverna är tagna från 0,1 mm från ytan ner till 1,9 mm från ytan. Testet visar att LPC 20 D har något högre hårdhet vid ytan.

Figur 31. Resultat av HV1 utfört på 20mm diameter

Figur 32 visar hårdhetsprofil med Vickers 1kg för Trad 60 D, LPC 60 D. Proverna är tagna från 0,1 mm från ytan ner till 1,9 mm från ytan. Testet visar att LPC 60 D och Trad 60 D har liknande värden för ythårdhet ner till ca 0,4 mm sedan har LPC 60 D något högre hårdhet ner till 1,3 mm in i materialet.

Figur 32. Resultat av mikrovickers HV1 utfört på 60mm diameter.

4.1.6 Vickers med 10 kg last

Figur 33–34 visar kärnhårdheten med Vickers 10kg för Trad 20 D, LPC 20 D, Trad 60 D och LPC 60 D. Profilen visar hur kärnhårdheten förhåller sig till djupet.

Figur 33: Visar resultat av vickerstest med 10kg last med 20mm prover.

Figur 34: Visar resultat av vickers med 10kg last för 60mm prover.

4.2 Restspänningsanalys

Resultat av restspänningsanalysen visas i figur 35 och 36. Figurerna visar spänningarna som uppmätts i 3 olika riktningarna i provet där 0° är axiell riktning och 90° är hoopriktning (längst med ytan 90° från axiell riktning).

Figur 35 och 36 visar restspänningarna i 3 riktningar, för Trad och LPC med 60 respektive 20mm diameter. Jämförs hårdhetsprofil med restspänningsprofil, figur 34 då syns det att även när hårdheten minskar fortsätter tryckspänningarna öka. På figur 35 och 36 visas restspänning för 4 provbitar (Trad 20 och LPC 20 samt Trad 60 och LPC 60). Diagrammen visar tre

riktningar som mättes men inga samband mellan riktning och spänning kunde tydas. Alla separata diagram som visar spänning för alla riktningar finns under bilaga B. Precis vid ytan finns det dragrestspänning för Trad 20 och för LPC 60.

Figur 35. Diagrammet visar Restspänning vid olika djup för Trad 20 och LPC 20.

Figur 36. Diagrammet visar restspänningar vid olika djup från ytan av Trad 60 och LPC 60.

4.3 FWHM

Figur 37–38 visar FWHM relaterat till djupet på Trad 20, LPC 20 samt Trad 60 och LPC 60. Resultatet är ett medelvärde av 3 olika mätvinklar (0°, 45°, 90°). Se bilaga D för samtliga vinklar. FWHM-profilerna på samtliga prover visar på låg° FWHM (°) i ytan (= mjukt) och en kraftig hårdhetsgradient redan vid 10 - 20um där det visar ca 9° (= mycket hårt) och sedan sjunker till en kärnhårdhet efter 0,5 till 1 mm (sätthärdningsskiktet ska sluta vid ca 1mm så

detta bör vara fallet). Enligt ”Relation of hardness with FWHM and residual stress of GCr15 steel after shot peening” är det möjligt att multiplicera FWHM (°) med en konstant för att översätta värdet till Vickers. Denna konstant beror på material och metod. [17]

Figur 37: Diagrammet visar FWHM resultat för Trad 60 och LPC 60.

5 Diskussion

Denna diskussion kommer att fokusera på resultatet av restspänningsanalysen och hur dessa kan relateras till materialet och dess egenskaper. Av denna anledning kommer inte fokus ligga på materialet utan på själva restspänningen.

Notera att det inte togs inga mikrostruktur bilder av Trad 60 D och LPC 60 D då det inte kunde tydas någon skillnad mellan den övre och den undre biten av provstaven.

Samma princip som ovan så togs inga mikrostruktur bilder av dessa prov med undantag för LPC 20 D då detta bekräftar teorin om att mikrostrukturbilden inte kommer skilja sig så mycket mellan D och U se figur 29 q)-r)

5.1 Värdering av resultat 5.1.1 Restspänning

Enligt ”Carburizing : Microstructures and properties” är det fördelaktigt att ha

tryckrestspänningar i sätthärdningsskiktet i materialet. [13] Dels för att minska risken för spricktillväxt då tryckrestspänningen håller ihop sprickor. Även för att eventuell applicerad last som ger upphov till en dragrestspänning måste först kompensera för tryckrestspänningen innan det övergår till dragrestspänning i materialet. Av denna anledning bör man ha

tryckrestspänning vid ytan och i sätthärdningsskiktet. Resultatet i denna rapport visar

generellt att det finns dragrestspänningar vid ytan som sedan övergår till tryckrestspänningar längre ner i sätthärdningsskiktet. Diskussionen kommer därför till största del handla om vad detta beror på. [13]

Figur 35 och 36 visar restspänningarna för de 3 riktningarna, för Trad och LPC med 60 respektive 20mm diameter. När austenit övergår till martensit sker en volymökning som ger upphov till restspänningar, höga halter av martensit ökar även hårdheten. Jämförs

hårdhetsprofil med restspänningsprofil, syns det att även när hårdheten minskar fortsätter tryckspänningarna öka. Detta kan påvisa att restspänningsprofilen för en sätthärdad detalj inte enbart följer hårdhets profilen utan har ett djupare samband som följer geometrin som helhet och de martensitiska volymförändringarna som påverkar hela detaljen. [5, 13]

Enligt ”Steel and its Heat treatment - a handbook” kan bainit precis vid ytan orsaka

dragrestspänningar, vilket LPC 60 ser ut att ha. [5] Dock finns en möjlighet att det som syns vid ytan är rester av etsmedel. Även restaustenit kan orsaka dragrestspänningar. På

mikrostrukturbilderna i figur 26 f) och figur 28 n) ser det ut som att det finns höga halter restaustenit precis vid ytan. Dessa två faktorer tillsammans kan bidra till höga nivåerna av dragrestspänning vid ytan som syns efter restspänningsanalysen. Generellt kan

dragrestspänningar försämra materialets förmåga att stå emot spricktillväxt vid belastning. [5, 7, 13]

Enligt mätningen som författarna gjort av den kemiska sammansättning för LPC 60. Visade det sig att provbit LPC 60 innehåller hög kolhalt vid ytan. Detta är en faktor som kan kopplas till teorin och resultera i alltför hög andel restaustenit i sätthärdningsskiktet. Detta talar för att restausteninten är en bidragande faktor till den höga dragrestspänningen. I figur 28 på bild n) syns det tydligare att det med stor sannolikhet är stor mängd restaustenit vid ytan. [5, 13] I figur 28 på bild i) och j) ca 600um ner från ytan finns det utöver hela provbiten, områden som ser ut enligt mikrostrukturbilderna att ha mindre andel martensit än i övriga

sätthärdningsskiktet. Detta är dock svårt att se och bekräfta med enbart ett ljusoptiskt mikroskop, då mer avancerad utrustning kan krävas för att säkerställa den faktiska andelen martensit som finns i materialet. Denna princip gäller för hela diskussionen där andelar av mikrostrukturen diskuteras. Om den faktiska andelen martensit överensstämmer med vad mikrostrukturbilderna visar kan detta vara vara en orsak till att det finns dragrestspänningar ca 600um från ytan. Om materialet varierar i kolhalt kommer volymökningen vid dessa områden vara mindre än vid områden med hög andel kol. Detta kan orsaka

dragrestspänningar men även en sämre utbredning av restspänningarna generellt, vilket kan vara en orsak till att det är dragrestspänning ca 600um ner från ytan på LPC 60. I figur 28 på bild k) och i) syns det att LPC 60 U har områden med annorlunda mikrostruktur än

grundmaterialet. Dessa områden ser ut att kunna ha mer martensit än grundmaterialet. I figur 28 på bild m) visas hur kärnan ser ut i allmänhet. Dessa områden kan ha en inverkan på restspänningarna. Som nämnts tidigare är grundprincipen att det ska vara en stor skillnad i kolhalt mellan yta och kärna vid släckning för att få höga tryckrestspänningar i

sätthärdningsskiktet. Dessa områden kan påverka volymförändringen vid släckning. Skulle området ha högre andel martensit, bör också volymförändringen blir större än för

grundmaterialet. Därför kan skillnaden i volymförändring mellan kärna och yta påverkas jämfört med om kärnan skulle vara homogen. Påverkas volymförändringen kan också restspänningarna påverkas i materialet. [5, 7, 13]

Trad 20 uppvisar dragrestspänningar precis vid ytan och några mikrometer ner i materialet se figur 35. Detta beror med stor sannolikhet på den oxidation som finns precis vid ytan som uppkom under värmebehandlingen på grund av den syrerika miljö som används vid

traditionell uppkolning vilket syns i figur 28 på bild o). Enligt ”Carburizing : Microstructures and properties” kan inre oxidation ge dragrestspänningar. [13] Det är troligt att det är på grund av den inre oxidationen som restspänningsanalysen visar detta. Det syns även i figur 25 på bild d) att LPC 20 U har något mindre martensit (brunt) i kärnan än vad Trad 20 U har. Detta kan möjligen bero på den lägre kolhalten i kärnan hos LPC 20 U. När LPC 20 U sedan släcktes bildades därför mindre martensit. [7, 13]

Om en jämförelse görs mellan LPC och Trad provbitarna visas det att Trad har en mer fördelaktig fördelning av tryckrestspänningarna. Kanske tyder detta på att LPC är en känsligare process där man behöver kontrollera processparametrarna noggrant, som tex rengöring av grundmaterial innan värmebehandling. Enligt kärnhårdhetstestet som visas i figur 33–34 ser det ut som att både Trad 60 och LPC 60 har lägre hårdhet än 20mm bitarna