Materialteknologi 2 : Konstruksjonsmaterialer [2] 8258507044 [PDF]

Zitiervorschau

Harald Falck-Ytter

Materialteknologi Del 2

Konstruksjonsmaterialer

Revidert utgave

NB Rana t Depotbibiioteket I

YRKESOPPLÆRING ANS 1993

© Yrkesopplæring I ■ S 1983, 1989

Revidert utgave, 3. opplag

Godkjent av Rådet for videregående opplæring i mai 1989 til bruk i den videregående skolen. Printed in Norway by PDC Printing Data Center as, 1930 Aurskog, 1993

ISBN 82-585-0704-4

niustrasjoner/Tegninger: Figurene 17,18,19,33,42,43,44,45,49,53,57,58,59,62,73,74,78, 80,81,83,84,85,86,87,89,90,91,103,105,106,107,108,118 og 120 ved Bjørn Norheim. Figurene 8,9,10,13,16,22,23,24,27,28,30,32,35, 36, 37,38,39 og 40 ved Birger Braathen. Figurene 1,2,56,82,.95,98 og 99 er hentet fra Fysikk og kjemi for mekanikere. Haldorsen, Hoemsnes, Sande og Stavik. Figur 3 er hentet fra «Vårt verk» utgitt av Norsk Jernverk. Figurene 4,5,6,25,26,48,52,60,64,100,101,102,103 og 104 er hentet fra Wolfgang Weissbach: Werkstoffkunde und Werkstoffpriifung. Hgurene 7,20 og 31 er hentet fra Stålhåndboken, Ingeniørforlaget. Figurene 14,15,29,34,41,50,67,68 og 70 er hentet fra Metals Handbook Vol. 7 © 1973 by the American Society for Metals. Figurene 21,63,75,76 og 77 er hentet fra Metals Handbook Vol. 8 Copyright som over. Figurene 46 og 47 er hentet fra Wefring og Gørrissen: Konstruksjons- og verktøystål. Figur 51 er hentet fra A. O. Haugen: Yrkeslære for plate-, sveise- og stålkonstruksjoner. Figurene 54 og 55 Norsk Standard 13860. Figurene 58 og 65 er hentet fra Davies: Støperiteknikk. Figur 61 er hentet fra Erik Storm: Gjutning. Figur 69 er hentet fra Davies and Oelmann: The Structure, Properties and Heat Treatment of Metals. Figur 66 er hentet fra Mekaniske verksteders landsforening, oktober -74. Figur 71 er hentet fra Ingeniør-Nytt 51/83. Figur 72 er hentet fra Aluminium teknikk. Scan Aluminium 1/76. Figur 88 Norsk Standard 10175. Figur 92 fra en annonse i Maskin 8/77. Figur 93 er hentet fra Nordisk Forzinkingsfdrening: Varmforzinking. Figur 94 er hentet fra Maskin 9/78. Figurene 96,97,109,115,116 og 117 er hentet fra «Hva er plast?», Teknisk Presse A/S. Figurene 110,111,112,113 og 114 er hentet fra «Hva er plast?», Norsk Plastforening. Figur 119 er hentet fra Grafil (brosjyre). Bilag 3: Fra «Datablad», A/S Stormbull.

Omslagsbildet viser et utsnitt av portalen til Hylestad stavkirke der smeden Regin smir sverdet som Sigurd Fåvnesbane etter sagnet drepte dragen Fåvne med. Omslag: Reidar Gjørven.

Det må ikke kopieres fra denne boka i strid med åndsverkloven og fotografiloven eller i strid med avtaler om kopiering inngått med KOPINOR, interesseorgan for rettighetshavere til åndsverk. Kopiering i strid med lov eller avtale kan medføre erstatningsansvar og inndraging, og kan straffes med bøter eller fengsel.

Forord

Del 2 behandler de viktigste gruppene av konstruksjons­ materialer. I tillegg til kapitlene om stål, støpejern, aluminium, kobber og plast er det tatt med to kapitler om magnesium og titan. Disse metallene har interessante egenskaper som gir dem en berettiget plass blant moderne konstruksjonsmaterialer. I behandlingen av stoffet er det lagt vekt på å få frem de grunnleggende faktorene som bestemmer egenskaper og mulige bruksområder for de forskjellige materialene. Avsnittene om fremstilling av metallene er skrevet for dem som vil ha et mer fullstendig bilde av bakgrunnen for metallmaterialenes egenskaper. Dette stoffet er merket med * i innholdslisten. Det samme gjelder enkelte andre avsnitt som også kan betraktes som utfyllende stoff. For konstruktører og brukere av konstruksjonsmaterialer er det viktig å vite hvordan metallene nedbrytes og ødelegges. Av denne grunn har korrosjon og korrosjonsbekjempelse fått en omfattende behandling. Et spennende materialområde er dukket opp i sammenheng med utviklingen av plastmaterialene. Det er den nye fiber­ teknologien som åpner for interessante muligheter, og boken avsluttes med et gløtt inn i komposittmaterialenes verden. Jeg vil til slutt gjerne rette en takk til forlaget for stor tålmo­ dighet og godt samarbeid. Gjøvik, 1. mars 1989

Harald Falck-Ytter

I 3. opplag er det foretatt endel rettelser og tilføyelser. Gjøvik, januar 1993

Harald Falck-Ytter

Innhold

1 Stål...........................................................................................

1.1 * Råjerns-og stålproduksjon.................................... 1.1.1 Råmaterialbehandling................................. 1.1.2 Råjernsfremstilling...................................... 1.1.3 Stålfremstilling.............................................. 1.1.4 Repetisjonsspørsmål.................................... 1.2 Stålenesmetallografi og varmebehandling.............. 1.2.1 Jern-karbonsystemet .................................... 1.2.2 Repetisjonsspørsmål.................................... 1.2.3 Omvandlingsstrukturer. IT-diagrammet..... 1.2.4 Virkningen av karbon på IT-diagrammet.... 1.2.5 Herding og anløpning.................................. 1.2.6 Legeringselementenes betydning................ 1.2.7 Spesielle herdeprosesser.............................. 1.2.8 Andre varmebehandlingsmetoder for stål... 1.2.9 Repetisjonsspørsmål.................................... 1.3 Konstruksjonsstål..................................................... 1.3.1 Innledning.................................................... 1.3.2 Konstruksjonsstål beregnet for sveising...... 1.3.3 Konstruksjonsstål ikke beregnet for sveising 1.3.4 * Støpestål...................................................... 1.3.5 * Rustfritt stål............................................... 1.4 Verktøystål............................................................... 1.5 Repetisjonsspørsmål................................................

2 Støpejern...............................................................................

2.1 Innledning................................................................ 2.2 * Fremstilling........................................................... 2.3 Hovedgrupper av støpejern..................................... 2.3.1 Karbon i støpejern.......................................... 2.3.2 Grått støpejern............................................... 2.3.3 Kulegrafittjern...............................................

9 9 9 10 13 23 24 24 30 30 33 34 38 40 42 45 46 46 49 52 54 54 56 59

61 61 62 63 63 64 67

2.3.4 * Hvitt støpejern............... 2.3.5 * Aduserjern................................................... 2.4 Repetisjonsspørsmål................................................ 3 Aluminium............................................................................

3.1 * Fremstilling............................................................. 3.2 Egenskaper............................................................... 3.3 Hovedgrupper av aluminiumlegeringer.................. 3.3.1 Knalegeringer................................................ 3.3.2 Støpelegeringer.............................................. 3.4 Repetisjonsspørsmål................................................ 4 Magnesium .............................................................................

4.1 * Fremstilling ............................................................ 4.2 Generelle egenskaper .............................................. 4.3 Legeringer ................................................................ 4.3.1 Innledning...................................................... 4.3.2 Knalegeringer ............................................... 4.3.3 Støpelegeringer ............................................. 4.4 Repetisjonsspørsmål ................................................ 5 Titan ........................................................................................

5.1 * Fremstilling ............................................................ 5.2 Generelle egenskaper .............................................. 5.3 Hovedgrupper av titanmaterialer............................ 5.3.1 Innledning...................................................... 5.3.2 Ulegert titan .................................................. 5.3.3 Legert titan.................................................... 5.4 Repetisjonsspørsmål ................................................

70 70 72

73 73 75 77 77 82 83

85 85 86 88 88 88 89 90 91 91 92 94 94 94 95 95

97 6.1 * Fremstilling ............................................................ 97 6.2 Egenskaper ............................................................... 98 6.3 Hovedgrupper av kobberlegeringer......................... 99 6.3.1 Ulegert kobber.............................................. 99 6.3.2 Knalegeringer ............................................... 100 6.3.3 Støpelegeringer ............................................. 105 6.4 Repetisjonsspørsmål ................................................ 106

6 Kobber ....................................................................................

7 Korrosjon................................................................................ 107

7.1 Hvorfor korroderer metallene? ............................... 7.2 Det elektrokjemiske grunnlaget for korrosjon ....... 7.2.1 Innledning...................................................... 7.2.2 Normalpotensialer ........................................ 7.2.3 Galvaniske celler. Korrosjon hos jern og stål 7.3 Korrosjonsformer.....................................................

107 108 108 109 110 113

7.3.1 Flatekorrosjon .............................................. 7.3.2 Gropkorrosjon .............................................. 7.3.3 Spaltekorrosjon............................................. 7.3.4 Interkrystallinsk korrosjon ........................... 7.3.5 Selektiv korrosjon ......................................... 7.3.6 Spenningskorrosjon...................................... 7.3.7 Korrosjonsutmatting..................................... 7.3.8 Kavitasjon..................................................... 7.4 Korrosjonsbeskyttelse ............................................ 7.4.1 Innledning..................................................... 7.4.2 Katodisk beskyttelse (immunisering) .......... 7.4.3 Anodisk beskyttelse (passivering) ............... 7.4.4 Korrosjonsbestandige legeringer ................. 7.4.5 Beskyttende belegg ...................................... 7.5 Repetisjonsspørsmål ...............................................

113 113 113 113 114 114 114 115 115 115 116 117 117 118 127

8 Plastmaterialer ...................................................................... 129

8.1 Innledning ............................................................... 8.2 Hvordan er plastene oppbygd?................................ 8.3 Termoplast............................................................... 8.3.1 Struktur og egenskaper................................. 8.3.2 Tilsetningsstoffer til termoplastene.............. 8.4 Herdeplast ............................................................... 8.5 Fremstillingsmetoder for plastprodukter ............... 8.6 Repetisjonsspørsmål ...............................................

129 130 133 133 136 138 139 142

9 Kompositter — fremtidens konstruksjonsmaterialer?...... 143

9.1 Innledning ............................................................... 143 9.2 Kompositter ............................................................. 144 Stikkordliste ................................................................................ 147

Bilag .............................................................................................. 151

1 Stål

1.1 Råjerns- og stålproduksjon 1.1.1 Råmaterialbehandling

De viktigste råstoffene for stålproduksjon er de to jernmalmtypene magnetitt (Fe3O4) og hematitt (Fe2O3), ved siden av at en stor mengde stål blir produsert ved omsmelting av skrapstål. Magnetitt brytes blant annet av A/S Sydvaranger og LKAB (Kiruna), mens hematitt sammen med magnetitt brytes av Rana Gruber. Malmen må som regel gjennomgå en rekke prosesser før den er egnet som smelteovnsråstoff. De viktigste prosessene er

Figur 1 Magnetseparasjon av jernmalm

- bryting i gruver eller dagbrudd - knusing for å fraskille gråberg - oppredning for å separere malm og gråberg Hvis malmfeltet er rikt og innholdet av gråberg ubetydelig, kan malmen produseres som stykkmalm (30-60 mm) for direkte påsetting på råjernsovnen. Hvis malmkornene derimot er små og sterkt oppblandet med gråberg, blir malmkornene friknust i størst mulig grad, og det betyr en nokså omfattende knuseprosess. Ofte er frikornstørrelsen langt under 1 mm. Oppredningen av malmen skjer på forskjellige måter. Mag­ netitt er, som navnet sier, magnetiserbar, og for å fraskille gråberget, benyttes magnetseparasjon. Se figur 1. Hematitt er ikke magnetiserbar og må oppredes ved flotasjon, på vaskebord eller ved spiralanrikning. Ved flotasjon lages en suspensjon av malm-gråbergpulveret i vann som er tilsatt visse kjemikalier. Ved at det blåses luft gjennom blan­ dingen, vil luftboblene feste seg til malmkornene og dra dem med seg til overflaten, hvor de kan skummes av. Gråbergkornene blir liggende igjen på bunnen av karet. Prosessen kan også gjøres omvendt. Ved vasking eller spiralanrikning er det for­ skjellen i tetthet mellom jernmalm og gråberg som utnyttes. 9

Produktet fra oppredningsprosessene blir et finkornet pulver som kalles slig. Sligen egner seg ikke for direkte påsetting på smelteovnen, men må omformes til større stykker, klumper eller kuler. Det skjer ved hjelp av sintringsprosesser, hvor malmpulveret blandes med kokspulver som forbrennes, slik at malmkornene kittes sammen til større stykker. Hvis sintringen gjøres i en rotérovn, blir resultatet malmkuler, eller såkalte malmpellets. Jerninnholdet er 65-70 %, bundet som oksid. 1.1.2 Råjernsfremstilling

Et viktig halvfabrikat mellom malm og stål er råjern. Den største forskjellen på råjern og stål er karboninnholdet. Råjern

Masovnen består av en høy, ildfast foret sjakt. Øverst blir det fylt på jernmalm, kalkstein og koks, og nederst blir det tappet ut flytende råjern og slagg. En moderne masovn har store dimensjoner og et helt kompleks av hjelpeanlegg.

Figur 2 Masovn

10

har ca 4 % karbon (C), mens stål inneholder atskillig mindre, de fleste kvalitetene har mellom 0,1 og 1 %. Det har opp gjennom årene vært lansert mange forslag til en direkte prosess malm-stål. En slik metode ville eliminere det fordyrende mellomleddet som råjernsfremstillingen er. Men det har hittil ikke lykkes å finne frem til en industriell metode som er lønnsom. Det meste av verdens råjernsproduksjon foregår i masovner som er basert på koksdrift. I Norge har Elkem A/S utviklet en elektrisk smelteovn for råjern, den såkalte tysland-holeovn, etter navnet på oppfinnerne. Vi skal kort se på begge ovnstypene. Masovnen er en sjaktovn, opptil 30 m høy og 6-10 m i diameter ved foten. Råstoffene (chargematerialene) blir tilsatt kontinuerlig fra toppen av ovnen, og de siger sakte nedover i sjakten etter hvert som reduksjons- og smelteprosessene fore­ går. Råstoffene består av jernmalm (eventuelt sinter eller pellets), koks og kalkstein. Luft til forbrenning av koksen blir blåst inn nederst i sjakten. I de mest moderne ovnene brukes luft med 30 % oksygen, og ovnen kan dessuten være forsynt med oljebrennere for å øke smeltekapasiteten. Figur 2 viser et masovnanlegg. Materialbalansen for 1 tonn produsert råjern er:

Inn: malm koks kalkstein luft

1600 500 250 1500

kg Ut: kg kg kg

råjern slagg støv gass

1000 200 100 2500

kg kg kg kg

Gassen består av karbonmonoksid (CO), karbondioksid (CO2) og nitrogen (N). Koksen (karbon, C) har to viktige oppgaver: Den skal fungere som brennstoff for å gi nødvendig varme til reduksjonsprosessen, og som reduksjonsmiddel for jernmalmen. Kalksteinen (CaCO3) forbinder seg med gråberget, som for det meste består av silikater (SiO2-forbindelser), og danner lettflytende slagg som flyter oppå råjernet og kan tappes ut. Slaggsammensetningen skal være slik at det trekkes ut mest mulig forurensninger fra jernet, blant annet svovel (S). Luftinnblåsingen skal skaffe oksygen til forbrenning av kok­ sen. De viktigste metallurgiske reaksjonene er: 2 C + O2 = 2 CO Fe3O4 + 4 CO = 3 Fe + 4 CO2 CO2 + C = 2 CO

Koksen reagerer med oksygen til karbonmonoksid, som i sin tur reduserer malmen til jern under dannelse av karbondiok­ sid. Dette reagerer med koks tilbake til karbonmonoksid.

11

Jernet smelter og renner ned i bunnen av ovnen. Råjern og slagg tappes av hver for seg. Jernet inneholder ca 4 % karbon, dessuten mangan (Mn), silisium (Si) og noe fosfor (P) og svovel (S). Fosfor og svovel er uønskede forurensninger som skriver seg dels fra malmen, dels fra koksen. Gass-strømmen går oppover fra bunnen av sjakten og trek­ kes av øverst (motstrømsprinsippet). Gassen inneholder 2530 % karbonmonoksid, 10-15 % karbondioksid og resten nit­ rogen. Den har en viss brennverdi og blir derfor alltid utnyttet blant annet til luftforvarming. Se figur 2. Gassen er sterkt giftigElektroråjernsovnen (tysland-holeovnen) har en helt annen konstruksjon enn masovnen. Se figur 3. Ovnen har lav sjakt, og den nødvendige varmen til reduksjonsprosessen tilføres ovnen som elektrisk energi. Det er da ikke behov for så mye koks.

Figur 3 Tysland-holeovn

Materialbalansen for 1 tonn råjern er:

Inn: malm/sinter koks kalk kvarts elenergi

1600 kg Ut: 350 kg 120 kg 50 kg 2000 kWh

råjern slagg støv gass

1000 370 85 700

kg kg kg kg

Masovner kan bygges for enorme kapasiteter. De største som hittil er bygd (i Japan), produserer opptil 10 000 tonn råjern i

12

døgnet. Tysland-holeovnene er mer beskjedne. De største har en døgnkapasitet på 500 tonn (A/S Norsk Jernverk). Til gjen­ gjeld er de mer fleksible; sammensetningen på råjernet som produseres, kan for eksempel lett forandres. Ovnen kan også lettere tilpasses varierende råmaterialsammensetning. I dag anses tysland-holeovnen likevel bare å være økonomisk kon­ kurransedyktig til råjernsproduksjon under spesielle forhold, og ovnstypen har liten utbredelse til råjernssmelting. Den inn­ tar derimot en helt dominerende stilling når det gjelder pro­ duksjon av ferrolegeringer (FeSi, FeMn o 1). Både masovnen og tysland-holeovnen har kontinuerlig pro­ duksjon. Det vil si at ovnen stadig holdes fylt med råstoff og tappes til faste tider. 5 — 10 % av verdens råjernsproduksjon blir videreforedlet til støpejern, mens resten går til stålproduksjon. Sammensetningen av råjern for stålproduksjon kan være

C Si Mn P S

= 3,5-1,5 % =0,5-1,0% = 1,0-2,0 % < 0,4 % < 0,05 %

1.1.3 Stålfremstilling

Det er tre metoder som har vært dominerende i verdens stålproduksjon: konvertermetoden, siemensmartinmetoden og lysbueovnprosessen, men siemensmartinmetoden er nå i sterk tilbakegang. Hver av disse metodene har hatt en utvikling som startet etter den industrielle revolusjonen i midten av forrige århundre. For å forstå prinsippene som stålproduksjonen i dag foregår etter, skal vi ved beskrivelsen av metodene ta et kort tilbakeblikk på forløperne. Men først må vi se litt på et par viktige detaljer: ildfaste foringer og slaggtyper. a Foringer og slaggtyper

En smelteovn har alltid en foring av ildfaste materialer. Forin­ gen omgir ovnsrommet hvor smelteprosessen foregår, og isole­ rer mot varmetap og beskytter ovnskonstruksjonen. Foringen kan være oppmurt av ildfast stein, eller den kan være støpt eller stampet av en ildfast masse. Oftest er foringen en kombi­ nasjon, slik at det ytterst mot stålkonstruksjonene er en mur av stein, mens det inn mot smeltebadet (chargen) ligger et slitelag av ildfast masse. Det er to hovedtyper av foringer, karakterisert ved deres kjemiske egenskaper, såkalte sure og basiske foringer. En sur foring består av sure mineraler som kvarts (SiO2) og aluminiumoksid (A12O3). Ildfast stein av slike mineraler kalles silikaog aluminastein. En blandingsstein med omtrent 50 % av hver komponent kalles chamotte. Den er forholdsvis rimelig, men 13

ikke særlig høyildfast. Den brukes mye til digler og øser, peiser og ildsteder. Basiske foringer er bygd opp av magnesitt (MgO) eller brent dolomitt (MgOCaO), som er et blandingsmmeral. Krommagnesitt (Cr2O3-MgO) er også mye brukt på grunn av høy ildfasthet. Sure foringer er billigere enn basiske. Til gjengjeld er basis­ ke foringer mer holdbare mot temperatursvingninger. I stålprosessene opptrer svært høye temperaturer, 1600-1650 °C, ofte mer, og dette er en hard påkjenning på foringen. Under fremstillingsprosessen er det flytende stålet dekket av et beskyttende lag av smeltede mineraler (slagg). Slaggmineralene er av samme type som foringsmineralene. Sure slagger har høyt innhold av silikater, mens basiske slagger inneholder mye kalk og magnesia (MgO). Nå er det slik at sure slagger angriper basisk foring og omvendt. Vi må altså bruke sure slagger i ovner med sur foring, såkalt sur prosess, og basiske slagger i ovner med basisk foring, såkalt basisk prosess. Men hvorfor brukes to prosesstyper? Basiske slagger har den viktige evnen at komponentene kan reagere med fosfor og svovel og dermed redusere innholdet av disse elementene i stålet. Det betyr igjen at en basisk prosess ikke er så kresen når det gjelder råstoffenes innhold av fosfor og svovel. Ved sur prosess er derimot en slik rensing ikke mulig, og sure prosesser krever derfor renere råstoffer for å produsere kvalitetsstål. Slaggdekket deltar også aktivt i fremstillingsprosessen på andre måter. Overføringen av oksygen til det flytende stålet for å fjerne karbon (ferskning) skjer via slaggdekket ved hjelp av jernoksider (malm). Forholdene i ovnen blir da oksiderende. Slaggsammensetningen kan også gjøres reduserende, slik at legeringseiementer og karbon hindres i å oksidere og forsvinne ut av stålet. Videre samler slaggdekket opp flytende og faste forurensninger som stiger opp, og endelig beskyttes stålet mot oksygen og nitrogen i ovnsatmosfæren. De metallurgiske prosessene i smelteovnen er hele tiden et samspill mellom smelte og slagg, og et viktig arbeid er altså å holde slaggsammensetningen under kontroll. Mens råjernsproduksjonen foregår kontinuerlig, foregår produksjonen av stål porsjonsvis. Det vil si at smelteovnen tømmes helt for hver gang. En slik porsjon kalles i fagspråket for en charge, og uttrykket brukes både om innsatsen i ovnen og den ferdige smelteporsjonen. b Målet for stålfremstillingen

Ulegert stål spesifiseres vanligvis med en bestemt analyse. Analysen omfatter elementene karbon (C), silisium (Si), man­ gan (Mn), fosfor (P), svovel (S), nitrogen (N) og flere, blant annet de såkalte ledsagerelementene kobber (Cu), nikkel (Ni),

14

krom (Cr) og tinn (Sn). Ledsagerelementene skriver seg fra omsmeltet sirkulasjonsskrap og blir kontrollert når det brukes skrapstål i chargen. Ledsagerelementene kan vanskelig fjernes fra smeltebadet ved oksidasjon, fordi de fleste er edlere enn jern. Den eneste måten å holde nivået lavt på, er ved omhyg­ gelig skrapsortering, noe som ikke er så enkelt i praksis. Gjennom smelte- og raffineringsprosessen blir sammenset­ ningen av stålet gradvis endret slik at analysespesifikasjonene oppfylles. Rent konkret betyr dette at innholdet av karbon, og som oftest også av fosfor og svovel, må senkes, mens silisiumog manganinnholdet må justeres opp til ønsket nivå. Endelig må smeltetemperaturen økes til ca 1600 °C ved tapping. Smeltebehandlingen begynner med at karbon fjernes ved oksidasjon 2 C + O2 = 2 CO Prosessen kalles ferskning. Senking av fosfor og svovel kan som før nevnt bare skje i en basisk prosess, og den utføres etter ferskningen ved at en bruker basisk slagg. Nitrogeninnholdet kan ikke påvirkes i nevneverdig grad, men vil ved normal smelteprosedyre komme ned på akseptabelt nivå. Mangan- og silisiuminnholdet må justeres ved tilsetting av ferrolegeringer (FeMn og FeSi). Analyseprøver for kontroll av slagg- og badsammensetningen blir tatt med jevne mellomrom under smeltebehandlingen. c Konverterprosessen

Da Sir Henry Bessemer i 1855 lanserte ideen om å bruke luft for å oksidere karbonet i flytende råjern, la han grunnlaget for en metode som kom til å revolusjonere stålproduksjonen. Til da hadde det ikke vært mulig å masseprodusere stål, og beho­ vet var stort, blant annet til jernbanebygging. Bessemer konstruerte en digel med dyser for innblåsing av luft i bunnen. Ved at en blåste luft gjennom flytende råjern, ble karbon og silisium fjernet ved oksidasjon

Figur 4 Bessemerkonverter

2 C + O2 = 2 CO (gass), og Si + O2 = SiO2 (i slagg) Råjernet ble på den måten omvandlet til stål. Det geniale var at med et passende innhold av silisium var prosessen selvfor­ synt med nødvendig varmeenergi, fordi særlig silisiumoksidasjonen gir et stort varmetilskudd. Mens råjerntemperaturen ved blåsestart var ca 1350 °C, steg den til passende temperatur, 1600 °C ved blåseslutt. Etter nedblåsing til ønsket karbonnivå ble mangan- og silisiuminnholdet justert. Ved effektiv produk­ sjon kunne det produseres en charge hvert 20. minutt, så kapasiteten var stor, særlig sammenlignet med tidligere meto­ der. Figur 4 viser en bessemerkonverter. Bessemerprosessen var sur og basert på et råjern med 1,52 % silisium og lavt fosfor- og svovelinnhold. Senere kom den basiske konverteren (thomasprosessen), som kunne foredle råjern med høyt fosforinnhold. 15

Figur 5 Oksygenkonverter (LD)

Bessemer- og thomasprosessene holdt seg omtrent uforand­ ret i hundre år. Et av de siste bessemerverk i drift hadde A/S Norsk Jernverk, men det ble nedlagt i 1960 etter bare fem års drift. Bessemermetoden var en billig prosess, men det var to forhold som gjorde at den nå ikke lenger er aktuell, nemlig den manglende evnen til fosfor- og svovelrensing og at nitrogeninnholdet ble høyt. Disse forholdene gjorde at bessemerstålet ble for dårlig, særlig når det gjaldt sveiseegenskaper. Bessemerprosessens avvikling faller derfor sammen med sveiseprosessenes rivende utvikling i 1950-årene. Også thomasprosessen måtte etter hvert gi tapt i konkurran­ sen med de nye konvertermetodene, som ble basert på å bruke rent oksygen til ferskningen istedenfor luft. Kravene til stålkvaliteten økte etter hvert som sveiseprosessene vant frem utover i 1940- og særlig i 1950-årene. Riktignok var det andre fremstillingsmetoder som gav førsteklasses kvalitet (siemensmartin- og lysbueovnen). Men dette stålet var dyrt i forhold til stålet fra de effektive besse­ mer- og thomaskonverterne. Utfordringen kom med den så­ kalte LD-konverteren (Linz-Donawitz), hvor ferskningen foregår med rent oksygen, som blir blåst med høyt trykk gjennom en lanse ned mot overflaten av smeltebadet. Med sin basiske foring kunne LD-konverteren levere et kvalitetsstål, fullt på høyde med martin- og elektrostål. Figur 5 viser en LDkonverter. Blåsing med rent oksygen gir større temperaturøk­ ning enn luftblåsing, blant annet fordi oppvarming av store mengder nitrogen unngås. Dermed kan prosessen konsumere opptil 30 % skrapstål som tilsettes chargen som kjølemiddel. Konverterne bygges for kapasiteter opptil 300 tonn, det vil si like store som de største martin- og elektroovnene, men med en produksjonstid på bare 40 minutter per charge. Det fins flere varianter av oksygenkonverteren. LDAC-metoden har samtidig innblåsing av pulverkalk og oksygen og er spesielt godt egnet for konvertering av fosforrikt råjern. OBM-konverteren er bunnblåst som bessemerkonverteren, men oksygenstrålene omgis av en kappe av beskyttelsesgass for å verne dyseåpningene mot den sterke varmeutviklingen. Oksygenblåseprosessene har betydd en ny revolusjon i mas­ seproduksjonen av ulegerte kvalitetsstål. d Siemensmartinprosessen

Etter at bessemer- og litt senere thomasprosessen hadde fått sine gjennombrudd, oppstod det snart problemer med oppho­ ping av skrapstål. Konverterne kunne ikke ta returskrap, og behovet for en skrapsmelteprosess meldte seg etter hvert. Løsningen var en gassfyrt smelteovn med luftforvarming, siemensmartinovnen, som viste seg å bli svært fleksibel når det gjaldt innsatsmaterialene. Som råstoff bruker s-m-ovnen 5080 %, skrapstål, resten råjern. Samtidig kunne den bruke masovngass som brensel og løste dermed et gassoverskudds16

problem. Ovnen kunne også brukes i konkurranse med kon­ verterne (høy råjernandel i chargen), uten at den noensinne ble så billig i drift som dem. Den klassiske modellen for et integrert jern- og stålverk utviklet seg da til å bestå av masovn, konverteranlegg og martinovn. Denne modellen kom til å bli helt dominerende blant verdens stålverk i innpå 100 år. Etter hvert fant s-m-ovnen sitt naturlige arbeidsområde i produksjon av kvalitetsstål med høy renhet og med omtrent 50 % skrapstål i chargen, resten flytende råjern. Ferskningen foregikk med oksiderende slagg tilsatt jern­ malm (malmferskning), som reagerer med oppløst karbon etter ligningen Fe3O4 + 4 C = 3 Fe + 4 CO Senere er ferskningstiden redusert ved hjelp av direkte oksygeninnblåsing. Siemensmartinstålet har lavt innhold av fosfor, svovel og nitrogen og er slaggrent. Ovnen kan drives med sur eller basisk prosess alt etter chargematerialenes kvalitet, og chargestørrelsen er opptil 300 tonn. Prosessen tar 6-10 timer, den har forholdsvis lav produktivitet og er derfor i tilbakegang. Figur 6 viser siemensmartinovnen med forvarmingssystem for forbrenningsluften.

Figur 6 Siemensmartinovn med regenerativsystem (luftforvarming ved hjelp av forbrenningsgassene) Elektroder

e Lysbueovnprosessen

Figur 7 Lysbueovn

Lysbueovnen slik vi kjenner den i dag, ble konstruert av franskmannen Héroult i 1900. Ovnen er lukket, og varmekil­ den er trefaset vekselstrøm tilført chargen gjennom tre grafittelektroder. Se figur 7. Ovnen brukes hovedsakelig til skrapsmelting i konkurranse med siemensmartinmetoden. Den smelter mye hurtigere, men er ikke så fleksibel med hensyn til råjernandel i chargen, på grunn av mer reduserende forhold (høyt karbonmonoksidinnhold og lavt oksygeninnhold i ovnsatmosfæren). Ferskningen kan skje med jernmalm, eller, mer vanlig, med oksygeninnblåsing med rør gjennom ovnsluken. 17

Ovnstypen er godt egnet til fremstilling av legerte stål, fordi de reduserende forholdene gjør at legeringselementene ikke oksideres. Men lysbueovnen brukes også i stor utstrekning til produksjon av ulegerte stål. Den kan drives med sur eller basisk prosess. Det vanligste er basisk drift, og da kan det oppnås svært lave fosfor- og svovelverdier. Nitrogeninnholdet blir litt høyere enn i LD- og martinprosessene. Ovnsstørrelsen er opptil 300 tonn. Med chargetider ned mot to til fire timer og stor fleksibilitet står elektrostålprosessen sterkt og fortrenger etter hvert siemensmartinmetoden. Den klassiske jernverksmodellen har skiftet struktur i 1960og 1970-årene og ser nå ut til å være masovn, oksygenkonverter og lysbueovn. f Desoksidasjon av stål

Figur 8 Likevekten mellom oppløst oksygen (0) og karbon (C) i flytende stål

Ved all stålfremstilling skjer fjerning av karbon ved hjelp av oksygen, enten i gassform eller som jernmalm (Fe3O4). I begge tilfeller blir noe av oksygenet ikke forbrukt, og det blir oppløst i det flytende stålet. Mengden av oppløst oksygen i stålet avhenger av temperaturen og karboninnholdet. Det innstiller seg en likevekt som vises på figur 8. Vi ser at høyt karboninn­ hold gir lavt oksygeninnhold og omvendt. Ferskningsreaksjonen C + Q = CO + Q er en eksoterm reaksjon. Det vil si at den utvikler varme (Q), som igjen betyr at reaksjonen forskyves mot høyre når tempe­ raturen synker. Følgelig vil utviklingen av karbonmonoksid (CO) øke etter hvert som stålet avkjøles. CO-gassen som dannes, frigjøres som bobler. Hvis vi ønsker å unngå denne gassutviklingen, kan vi hindre det ved å tilsette desoksidasjonsmidler til stålet. Dette er stoffer som reagerer lettere med oppløst oksygen enn karbon gjør, og dermed får vi dannet reaksjonsprodukter som ikke er i gassform, men i slagg- eller partikkelform. Slike desoksidasjonsstoffer er for eksempel silisium og aluminium. Ved å tilsette disse, får vi følgende reaksjoner:

Si + 2 O = SiO2 (flytende slagg) 2 Al + 3 Q = A12O3 (faste partikler) Desoksidasjonen foretas som regel i smelteovnen like før tapping, men kan også gjøres samtidig med tappingen ved at en kaster desoksidasjonsmidlene inn i tappestrålen eller ned i øsen. Alt etter desoksidasjonsgraden skiller vi mellom tre hovedgrupper av ulegerte stål. g Utettet stål

Figur 9 Stålblokk av utettet stål under størkning. Turbulens under størkning på grunn av gassutviklingen.

18

Hvis stålet ikke desoksideres, vil det som nevnt foran bli en livlig gassutvikling etter utstøping og avkjøling. Se figur 9. Gassutviklingen gir en kraftig turbulens («kok») i kokillen (støpeformen), som fører til en sterk konsentrering av spesielt

snitt, B . hjørne °°

\\

1

*

.* -

|.’

'f

O QQ O

Figur 10 Gassblærer (CO) i størknet blokk av utettetstål

karbon, fosfor og svovel i stålblokkens indre. Årsaken er at den naturlige tendensen til blokkseigring forsterkes av turbu­ lensen, som vasker med seg legeringselementer og forurens­ ninger, slik at smelteresten stadig konsentreres. Jo større blokken er, desto større blir seigringen. En del karbonmonoksid blir innesperret som blærer 10 til 30 mm under overflaten av blokken. Se figur 10. Denne karakteris­ tiske blærekransen er opphavet til betegnelsen utettet stål. Når stålblokken valses, vil blærene bli sveiset igjen, og de får normalt ingen skadelig virkning på materialet. Det ytterste laget av stålblokken, ca 20-50 mm, er spesielt rent for forurensninger og kalles gjerne «rimsone» (randsone). Det er den sterke seigringen som begrenser mulighetene for bruken av utettet stål. Seigringen er sterkest i den øvre delen av blokken som størkner sist. Seigringssonen utjevnes ikke ved valsing, men blir trukket ut i valseretningen i takt med tverrsnittsreduksjonen. Seigringssonens mest utpregede del vil komme godt frem på svovelavtrykk eller ved dypetseprøver av tverrsnitt. Som eksempel på seigring i utettet stål kan vi nevne følgende tall fra en fem tonns blokk:

Chargeanalyse: Sjekkanalyse pos. 7: Sjekkanalyse pos. 37:

%C

% Mn

% P

% S

% N

0,10 0,13 0,05

0,47 0,55 0,52

0,035 0,059 0,023

0,027 0,044 0,015

0,015 0,015 0,009

Sjekkanalysene var tatt ut i forskjellige posisjoner i et lengde­ snitt av stålblokken, som vises på figur 11. Legg merke til gassblæremønsteret. På figur 12 ser vi tydelig den rene yttersonen (rimsonen) og seigringssonen. Utettede stål har ingen sugning (lunker) fordi den naturlige volumkontraksjonen ved størkning mer enn oppveies av gassblærevolumet. Dette fører til at stålet stiger noe i kokillen under størkningen. Blokkutbyttet ved valsing av utettet stål er høyt, gjerne ca 90 %, siden avkappet i toppen av blokken blir beskjedent. Analyseområdet for utettede stål er

Figur 11 Foto av lengdesnitt av 5 tonns utettet stålblokk. Vi ser tydelig blæresonene under overflaten. Analyseposisjoner er merket med tall.

C = 0,08-0,12 % Si =0 (spor) Mn = 0,3-0,5 % P < 0,05 % S < 0,05 % Som vi ser, er utettet stål av de aller bløteste. Med det lave karboninnholdet vil de mekaniske egenskapene ligge i de laveste fasthetsklassene, som tilsvarer St 37 og lavere.

19

Utettet stål egner seg dårlig der det kreves jevnhet i meka­ niske egenskaper. Bruksområdet er først og fremst dyptrekksplater, det vil si tynnplater til bilindustrien og lignende formål som krever stor seighet og ren overflate. Sveiseegenskapene er jevnt over svært gode for tynnplater, særlig ved elektrisk punktsveising og sømsveising som sveiser sammen rent overflatemateriale, uten at seigringssonen berøres. Men seigringssonen kan skape problemer ved bue- og gasssveising, særlig når svovelinnholdet er høyt. Svovel danner lavtsmeltelige jernsulfider (FeS) på ferrittkorngrensene. Disse kan bli årsak til varmsprekker. Derfor blir emner fra øvre del av stålblokken ofte frasortert og brukt til mindre krevende formål. Krav til utettet stål står i NS 12101, DIN 17100 og spesielt i DIN 1623 (standard for tynnplater opptil 2 mm). h Heltettet stål

Figur 12 Svovelavtrykk av samme stålblokk som på figur 11. Vi ser tydelig rimsonen og seigringssonen

Figur 13 Kokille med synkeboks av ildfast materiale samler sugningene i toppen av blokken (heltettet stål)

20

Gassutviklingen i de utettede stålene er direkte årsak til ujevn sammensetning i blokken og dermed ujevne mekaniske egen­ skaper. Kan vi hindre gassutviklingen, vil også seigringen bli mindre og de mekaniske egenskapene jevnere. Ved desoksidasjon overføres det oppløste oksygenet til et slaggprodukt istedenfor en gass. Vanlige desoksidasjonsmidler er silisium (tilsettes som ferrosilisium, FeSi) og aluminium, men det brukes også andre desoksidasjonsmidler. Et fullt desoksidert stål vil størkne helt rolig, uten gassutvik­ ling og uten turbulens. På grunn av volumkontraksjonen ved størkning vil stålblokken få en sugning (lunker). Ved hjelp av en isolerende synkeboks av ildfast materiale blir sugningen konsentrert øverst i blokken, slik at avkappet blir minst mulig. Blokkutbyttet blir gjerne mellom 75 og 85 %. Figur 13 viser lengdesnitt av en kokille med heltettet stålblokk. Selv om desoksidasjonsproduktene for en stor del flyter opp i slaggdekket i ovnen, vil det alltid finnes en del desoksidasjonsprodukter innesluttet i stålet. Silisium danner silikater med mangan og jern. Disse slaggene er duktile og trekkes ut til trådaktige inneslutninger under valsingen. Se figur 14. Alumi­ nium danner aluminiumoksid (A12O3), som er harde, kantede partikler. I strukturen viser de seg som grusbånd, se figur 15. Moderat slagginnhold har vanligvis liten betydning for fast­ hets- og sveiseegenskapene. Ved større mengder kan det føre til problemer, særlig ved påkjenninger loddrett på valseplanet (Z-retning). Se figur 51. Silisiuminnholdet i heltettet stål er fra 0,2 til 0,4 %, og eventuelt aluminiuminnhold er ca 0,02 %. Aluminium sikrer dessuten en finkornet struktur på grunn av kimdannelseseffekten. Heltettet stål har jevne, mekaniske egenskaper og blir produsert i alle fasthetsklasser. St 50 og høyere klasser leveres alltid som heltettet, likeså kjelstål, smistål, lavlegerte og høylegerte stål og alle typer stålstøpegods.

Desoksidasjon, utstøpingspraksis og lavere materialutbytte medfører høyere fremstillingskostnader og dermed høyere pris erm for stål av andre tetningsgrader. Heltettet stål brukes derfor mest hvor kravene er store. Krav til ulegerte, heltettede stål står i NS 12101, NS 13205 og DIN 17100. Støpestål finner vi blant annet i NS 11640.

Figur 14 Silikatslagg som er trukket ut i valseretningen (100 ganger forstørret)

Figur 15 Al203-inneslutninger (500 ganger forstørret)

i Halvtettet stål

Gassbtærer L

snitt, hjbrne

Delvis desoksidasjon vil redusere gassutviklingen. Det tilsettes da mindre mengder silisium (0,05-0,15 %), alt etter ønsket desoksidasjonsgrad. Blokkseigringen blir mye mindre enn hos utettet stål, slik at de mekaniske egenskapene blir forholdsvis jevne. Halvtettet stål brukes bare for de laveste fasthetsklassene, St 37 og St 44. Sugningen under størkningen blir relativt liten, men blokken kan lett få små gassblærer helt ytterst i støpehuden. Det kan gi tendens til striper i overflaten på valseproduktene og senere gi vanskeligheter ved lakkering og andre former for overflatebehandling. Figur 16 viser en halv­ tettet stålblokk. Analyseområdet for halvtettet stål er

PåH OO 0

Figur 16 Snitt gjennom blokk av halvtettet stål

C =0,10-0,20% Si =0,05-0,15% Mn = 0,4-0,6 % P < 0,05 % S < 0,05 %

Halvtettet stål kombinerer forholdsvis jevne, mekaniske egen­ skaper med et høyt blokkutbytte (85-90 %), og det blir et billigere stål enn heltettet. Det har gode sveiseegenskaper og er derfor den mest produserte ståltypen. Den vanligste fasthetsklassen er St 37. Se NS 12101 og DIN 17100. 21

j Utstøping av stål i kokiller

Stål som skal valses til plater, profiler eller emner for bånd, tråd o 1, støpes enten som valseblokker i kokiller eller ved kontinuerlig støping (strengstøping). En stålverkskokille er en blokkform av støpejern som har en enkel fasong, oftest ca 1,6-2 m høy og med kvadratisk eller rektangulært tverrsnitt. Se figur 17. Kokillen er alltid svakt konisk, slik at det er lett å få stålblokken ut når den er størknet. Blokkstørrelsen varierer etter dimensjonene på slutt­ produktet. For valseverksformål er de vanligste størrelsene fra 1 til 20 tonn, mens smiblokker kan veie opptil 150 tonn. Smiblokkene støpes ofte i åttekantede kokiller.

Figur 17 Kokiller, lengdesnitt og forskjellige tverrsnitt

7

Figur 18 Fallstøping

Utstøpingen foregår alltid fra støpeøse. Det er to måter å fylle kokillene på, enten ved fallstøping eller ved stigestøping. Fallstøping (figur 18) er den billigste støpemetoden, og den blir brukt til de enkleste stålkvalitetene som utettet og halvtettet stål. Kokillene har da den minste enden opp. Det støpes altså én og én blokk, og støpehastigheten blir stor. Stigestøping er dyrere på grunn av trakt- og kanalmuring og blir som regel brukt på tettet stål og stål med større krav til feilfri overflate. Kokillen vender alltid den største enden opp av hensyn til sugningen, og den er utstyrt med synkehode. Støpehastigheten blir lav, noe som også tilsiktes. Figur 19 viser stigestøping. k Kontinuerlig støping (strengstøping)

Figur 19 Stigestøping

22

Kontinuerlig støping av stål har siden metoden så dagens lys omkring 1960, stadig vunnet terreng, og i dag strengstøpes omtrent en tredjedel av verdensproduksjonen av stål. I aluminiumindustrien har strengstøping vært i bruk atskillig lenger. Metoden går ut på å støpe i en vannkjølt kokille uten fast bunn og så etter hvert trekke emnet ut i bunnen i takt med påfyllingen øverst. Se figur 20. Emnet, som til å begynne med bare har et størknet skall, vil fullføre størkningen nedover i strengen og passerer til slutt en skjærestasjon for kapping til ønskede dimensjoner for valseverket. Emnetverrsnittet kan variere fra ca 90 • 90 mm opptil 800 -2000 mm for de groveste dimensjonene. Det er for det meste heltettede kvaliteter som støpes på denne måten, og både ulegert og legert stål. Utettet stål er vanskelig å strengstøpe på grunn av gassutviklingen.

Utbyttet øker med 10-15 % i forhold til kokillestøpt stål, og blokkseigringen blir sterkt redusert. Viderebehandlingen i val­ severket blir mye enklere. Blokkvalsingen unngås siden emnetverrsnittet fra starten av er betydelig mindre. Den tradisjonel­ le kokillehåndteringen som utgjør en betydelig omkostning i stålfremstillingen, blir også borte ved kontinuerlig støping, og metoden øker stadig i utbredelse. 1.1.4 Repetisjonsspørsmål

Figur 20 Kontinuerlig støping (strengstøping)

1 Nevn sammensetning og egenskaper hos de to viktigste jernmalmtypene. 2 Beskriv metodene for malmseparering. 3 Gjør rede for forskjellen mellom råjern og stål, sammen­ setning og mekaniske egenskaper. 4 Sett opp reaksjonsligningen for reduksjon av malm til jern. 5 Forklar kort masovnen og tysland-holeovnen. 6 Forklar hva vi mener med sur og basisk stålfremstilling. 7 Hvordan er et slaggdekke oppbygd, og hvilke oppgaver har det? 8 Beskriv metodene for LD-prosessen og elektrostålprosessen. 9 Hva slags råstoffer bruker de to metodene? 10 Hva er grunnen til at bessemer- og thomasmetodene ikke lenger er i bruk? 11 Hva menes med ferskning? 12 Hva er desoksidasjon? 13 Gjør rede for forskjellen mellom utettet, heltettet og halvtettet stål. 14 Hvorfor blir det stor seigring i utettet stål, men ikke i heltettet? 15 Hvorfor blir det sugning i heltettet stål, men ikke i utettet? 16 Hvordan kan vi av en stålanalyse avgjøre om et stål er utettet, heltettet eller halvtettet? 17 Hva slags produkter egner utettet stål seg best til, og når brukes heltettet stål? 18 Hvilke fordeler og ulemper har halvtettet stål, og hva brukes det mest til? 19 Hva er en kokille? 20 Tegn og forklar utstøpingsmetodene for kokillestål. 21 Hva er et synkehode, og hva er hensikten med å bruke det? 22 Hvilke fordeler er det med kontinuerlig støping, og hvilke problemer vil det være med metoden?

23

1.2 Stålenes metallografi og varmebehandling 1.2.1 Jern-karbonsystemet a Innledning

PicraS

650 X

Figur 21 Perlittstruktur i et 0,8 % karbonstål. Perlitten består av tynne lameller av sementitt og ferritt

24

I bind 1, Grunnlag, har vi en rekke ganger brukt jern og stål som eksempler, og vi har da kommet inn på en del av de spesielle egenskapene disse materialene har. Vi har sett at metallet jern forandrer gitterstruktur to ganger ved oppvarming eller avkjøling. Vi har betraktet krystallstrukturer hos stål, og vi har kort nevnt strukturforholdene ved herding. Fasene ferritt (a) og sementitt (FeC3) er nevnt flere ganger, og fremfor alt er stål brukt som prøvemateriale ved gjennomgåelsen av en rekke materialprøvemetoder, for eks­ empel strekkprøving, slagprøving og utmatting. Vi har på denne måten fått en del spredte kunnskaper om jern- og stålmaterialer, men det er nå nødvendig å se litt mer systematisk på jernlegeringene. Før vi går videre, må vi presisere noen begreper. Med jern mener vi her grunnstoffet, Fe, som rent metall og som hoved­ komponent i jernlegeringene. Stål er jern-karbonlegeringer med et øvre karboninnhold på 2 %. I praksis er det sjelden å støte på stål med over 1,1-1,3 % karbon. Ulegert stål er jern-karbonlegeringer med små mengder av andre elementer som mangan (Mn) og silisium (Si), mens legert stål har større eller mindre tilsetninger av disse og andre legeringselementer (høylegerte og lavlegerte stål). Stålene er plastisk deformerbare (smibare) i kald eller varm tilstand i motsetning til støpejern, som har karboninnhold over 2 %. Det er vel neppe noen materialgruppe som kan sidestilles med jern-karbonlegeringene når det gjelder bredde i egenska­ per. Styrkeområdet spenner fra rent jern med Re = 150 N/mm2 til fjærstål med Re = 2000-3000 N/mm2, som tilsvarer hardheter fra 50 til 1000 HV. Når vi tilsetter forskjellige legeringselementer, kan bruks­ områdene utvides og bli flere. Som eksempler kan vi nevne rustfrie og varmefaste stål, verktøystål, slitefaste stål og mange andre. Anvendelsene er derfor utallige. Dessuten er forekoms­ tene av jern svært store, og stål kan fremstilles billig i stor skala. Den store bredden i styrkeegenskapene skyldes flere forhold. Rent jern er bløtt, men legert med karbon øker styrken raskt. Karbon er nærmest uoppløselig i rent jern (ferritt) ved romtemperatur, men utfelles som en finfordelt lamellformet hard fase (sementitt) som armerer den bløte ferritten svært effektivt. Se figur 21. I motsetning til kubisk romsentrert gitterstruktur (a) er oppløseligheten av karbon i kubisk flatesentrert gitterstruktur

(y) betydelig, maksimalt ca 2 % ved 1150 °C. Når en jernkarbonlegering avkjøles, vil karbon utfelles som sementitt (Fe3C) i tynne lameller som nevnt ovenfor. Men hvis avkjø­ lingen foregår hurtig, får ikke utfellingen tid til å skje, fordi den er avhengig av diffusjon. Karbonatomene blir da innesperret i a-strukturen, som egentlig ikke har plass til dem. Gitterstrukturen blir forvridd og skjev, og desto mer jo mer karbon den inneholder. Resultatet er en gitterstruktur med store mekaniske spenninger som låser dislokasjonene og gir høy styrke og hardhet. Ved å variere karboninnholdet og kombinere med forskjelli­ ge varmebehandlinger, eventuelt kalddeformasjon, kan vi va­ riere fasthetsegenskapene kontinuerlig innenfor grensene som er nevnt ovenfor. b Fasediagrammet jern-karbon (Fe-C)

Det er bare en liten del av legeringssystemet jern-karbon som er aktuelt, nemlig området fra 0 til 6,7 % karbon. 6,7 % tilsvarer karboninnholdet i ren sementitt. Sementitt er en forbindelse med sterke bindinger, høyt smeltepunkt og hard­ het over 1000 HV. Gitterstrukturen er svært kompleks. Nå forholder det seg slik at karbon i praksis alltid er bundet som Fe3C i legeringer med karboninnhold mindre enn 2 % (stålene). Legeringer med karboninnhold over 2 % kan også ha karbonet bundet som sementitt, selv om det vanligste er at karbonet her opptrer helt eller delvis i fri form, som grafitt. De to måtene karbon kan opptre på, fører til to varianter av

Figur 22 Slik kunne jern-karbondiagrammet sett ut dersom det ikke hadde vært for faseomvandlingene 6-y og y-a

25

fasediagrammet: det stabile jern-grafittsystemet (Fe-C) og det metastabile jern-sementittsystemet (Fe-Fe3C). Avvikene mel­ lom de to fasediagrammene er små, og vi vil her legge det metastabile systemet til grunn for gjennomgåelsen. Fasediagrammet tilhører type 3-systemene, det vil si delvis oppløselighet i fast tilstand. Diagrammet kunne vel ha sett ut som på figur 22 hvis det ikke hadde vært for faseomvandlingene ved 1390 °C og 910 °C. Følgene av dette er at diagrammet får en langt mer komplisert form, slik det er vist på figur 23. Vi ser at omvandlingspunktene for rent jern ved 1390 °C og 910 °C er markert på temperaturaksen, men at omvandlingstemperaturen forandrer seg med karboninnholdet. Forholdene omkring omvandlingen fra b-fase til y-fase er mindre interes­ sante i denne sammenheng. Derimot må vi studere y-a-omvandlingen inngående, fordi det er her en rekke interessante egen­ skaper hos jern-karbonlegeringene oppstår. For praktisk bruk kan vi forenkle jern-karbondiagrammet noe (figur 24). Det må understrekes at diagrammet er et likevektsdiagram. Det vil si at beliggenheten av faselinjene er korrekt gjengitt bare når avkjølingshastighetene er små. Ved raskere avkjøling vil faseovergangene forskyves mot lavere temperaturer. Fasene i systemet har fått egne navn, ved siden

26

Figur 24 Forenklet jern-karbondiagram

c

Figur 25 Et kubisk flatesentrert gitter kan også oppfattes som tetragonalt romsentrert

Figur 26 Ved faseskiftet y-a øker volumet med ca 5 %

av at de betegnes med spesielle bokstaver. Rent jern (Fe), med kubisk romsentrert gitterstruktur, kalles ferritt, som vi har sett, og har symbolet a. Ferritt løser minimale mengder karbon. Austenitt er navnet på den kubisk flatesentrerte fasen, og den betegnes med y. Den kan i motsetning til ferritt oppløse større mengder karbon, opptil 2 %. 6-fasen har ikke noe eget navn. Sementitt er navnet på fasen Fe3C, som vi har nevnt tidligere. Den karakteristiske struktu­ ren med ferritt og sementitt, som vi ser på figur 21, heter perlitt. Normalt inneholder perlitten 0,8 % karbon. Den be­ står som før nevnt av lamellformede krystaller av vekselvis sementitt og ferritt. I fasediagrammet betegnes den horisontale faselinjen PSK (723 °C) med A1? mens faselinjen GS kalles A3. Faselinjen SE kalles Acm. Herdestrukturene martensitt og bainitt skal vi komme tilbake til i avsnittet «Omvandlingsstrukturer» (1.2.3). Her skal vi ta for oss den delen av fasediagrammet som er aktuell for stål, det vil si området 0-1,3 % karbon. La oss starte med å se på omvandlingen y-a ved avkjøling av rent jern (0 % karbon). Omvandlingen fra kubisk flatesentrert til kubisk romsentrert gitterstruktur kan vi forklare ved hjelp av figur 25. Vi ser at et kubisk flatesentrert gitter også kan oppfattes som et tetragonalt romsentrert gitter, hvor c-aksen er vTganger a-aksen. Ved avkjøling og passering av t = 910 °C vil aksene i c-retning trekke seg litt sammen, mens aksene i a- og b-retningene forlenges, slik at den tetragonalt romsentrerte strukturcellen går over til å bli kubisk romsentrert. Dette resulterer i en volumøkning på ca 5 %. Se figur 26. Legeringer med karboninnhold opptil 2,0 % vil etter å ha dannet y-fase (austenitt) ved videre avkjøling gradvis bli om27

Figur 27 Forløp ved omvandling av austenitt med ca 0,5 % karbon

dannet til sluttfasene ferritt (a) og sementitt (Fe3C) ved tempe­ raturer under 723 °C. Vi studerer et par legeringer litt nærmere, først omvandlin­ gen av en austenittstruktur med ca 0,5 % karbon (se figur 27). Når austenitten ved avkjøling har fått temperaturen t1? begyn­ ner omvandlingen til ferritt. Omvandlingen fortsetter gradvis etter hvert som temperaturen synker. Samtidig vil karboninn­ holdet i restaustenitten øke. Når temperaturen har nådd 723 °C, er restaustenitten mettet med karbon (0,8 %). Auste­ nitt kan normalt ikke bestå under 723 °C, og vil da på samme måten som et smelteeutektikum spaltes opp i to faser, her fasene ferritt og sementitt, i en finfordelt form, perlitt. Litt under 723 °C er omvandlingen av austenitten fullført, og struk­ turen består nå av «primære» ferrittkorn og perlitt. En austenittstruktur med 1 % karbon vil utfelle sementitt i korngrensene når temperaturen passerer faselinjen ved tv Se figur 28. Samtidig avtar karboninnholdet i restaustenitten, og ved 723 °C får vi samme omvandling som ovenfor. Vi får til slutt en struktur som består av perlitt med et nettverk av korngrensesementitt rundt de tidligere austenittkornene. Hvis austenitten inneholder 0,8 % karbon, vil det ikke foregå noen omvandling før 723 °C, og strukturen blir da i sin helhet perlittisk. Omvandlingen av austenitt i punktet S har mange likheter med den eutektiske størkningsprosessen i smelter. I dette tilfellet omvandles én fast fase til to nye faste faser. Omvandlingsprosessen kalles eutektoidisk, og det finfordelte omvandlingsproduktet perlitt kalles et eutektoid (= noe som ligner eutektikum). Karbonatomene som er oppløst i austenitten ved 723 °C, vil ved siden av å fylle vakanser og åpninger rundt dislokasjoner 28

Figur 28 Forløp ved omvandling av austenitt med ca 1 % karbon

også innta andre posisjoner, fortrinnsvis langs a-, b- og caksene i strukturcellene. Ved omvandling til kubisk romsentrert ferritt blir det til tross for en total volumøkning dårligere plass for karbonatomene. De diffunderer derfor ut av gitteret så sant avkjølingshastigheten ikke er for høy, og danner sammen med jernatomer fasen sementitt. I stor forstørrelse vil perlitten tydelig vise oppbygningen med ferritt og sementitt i tynne flak som ligger tett i tett. Se figur 29. Sementitt har hardhet litt over 1000 HV, mens ferrit­ ten er bløt, ca 100 HV. Lamelloppbygningen gjør at vi får en jevn armering av den bløte ferritten, uten at strukturen blir sprø.

Figur 29 Perlittstruktur, sterkt forstørret

29

Med økende karboninnhold får vi følgende strukturer i jernkarbonlegeringene (figur 30): C = 0 % ferritt (a)

HV = 50

C = 0,2 % ferritt (a) + perlitt (Fe3C + a)

C = 0,5 % ferritt + perlitt

C = 0,8 % perlitt

HV = 120

HV = 200

HV = 250

C = 1 % perlitt + korngrensesementitt

HV = 300

Figur 30 Strukturer i jern-karbonlegeringer, C = 0-1 %

Figur 31 viser hvordan fasthetsegenskapene varierer med karboninnholdet. Ståldelen av jern-karbondiagrammet med en del praktiske henvisninger står i bilag 1. 1.2.2 Repetisjonsspørsmål

Karbon %

Figur 31 Fasthetsegenskaper som funksjon av karboninnholdet

1 Nevn to hovedårsaker til den store variasjonsbredden i styrkeegenskapene hos stål. 2 Hvordan varierer Re, Rm, A og Z med karboninnholdet i stål som ikke er herdet? 3 Hva er den viktigste forskjellen på stål og støpejern i sam­ mensetning og egenskaper? 4 Forklar omvandlingen y-a hos rent jern. 5 Forklar omvandlingen av austenitt med karboninnhold 0,5 %, 0,8 % og 1,2 %, og tegn strukturskisser. 6 Hvordan er strukturelementet perlitt oppbygd? 7 Tegn jern-karbondiagrammet og sett på temperaturer og symboler. 1.2.3 Omvandlingsstrukturer. IT-diagrammet

Jern-karbondiagrammet gjelder ved likevekt. Vi kan anta at det også gjelder ved sakte avkjøling, for eksempel i stille luft. Men hva blir resultatet for strukturer og styrkeegenskaper dersom avkjølingshastigheten øker?

30

Figur 32 Struktur og hardhet hos et 0,8 % karbonstål ved forskjellige avkjølingshastigheter. Forholdene er noe forenklet.

En grov oversikt over forholdene for et stål med 0,8 % karbon er vist på figur 32. Med austenitt som utgangspunkt vil strukturen etter avkjø­ ling være bestemt av avkjølingshastigheten. Vi skal derfor se på temperatur/tid-forholdene, og kartlegge hvor lang tid austenitten trenger for å bli omvandlet etter bråkjøling til forskjelli­ ge temperaturer. Vi tenker oss at vi bråkjøler flere serier av små stålprøver, alle med 0,8 % karbon, til forskjellige temperaturnivåer. Hver prøveserie blir bråkjølt til samme temperatur, men prøvestyk­ kene i samme serie får forskjellige oppholdstider ved vedkom­ mende temperatur. Strukturen i hver prøve blir undersøkt i mikroskop, og mengden av ikke-omvandlet austenitt kan be­ stemmes etter en spesiell fremgangsmåte. Jo lengre oppholds­ tiden er, desto mindre restaustenitt blir det. På den måten kan omvandlingstiden for austenitten bestemmes, både hvor lang tid det går før omvandlingen begynner, og når den er avsluttet. Undersøkelsen gjennomføres for en rekke temperaturnivå­ er, og resultatene settes opp i et temperatur/tid-diagram med tiden i logaritmisk skala. Diagrammet kalles et IT-diagram, hvor IT står for isoterm transformasjon eller omvandling ved konstant temperatur. Figur 33 viser IT-diagrammet for vårt stål med 0,8 % karbon. Når vi knytter sammen tidspunktene for begynnende austenittomvandling, og deretter for avsluttet omvandling, får vi to parabellignende kurver som ligger noen­ lunde parallelt. Men på grunn av den logaritmiske tidsskalaen blir tidsavstanden mellom de to kurvene høyst forskjellig. På figuren viser kurve 1 tidspunktet for begynnende om­ vandling av austenitten, og kurve 2 viser avsluttet omvandling. Mellom kurvene er austenitten bare delvis omvandlet. Av diagrammet ser vi videre at austenittomvandlingen ved 700 °C først vil begynne etter omtrent ett minutt, og at det vil gå 31

omtrent én time før omvandlingen er avsluttet. Skjer omvand­ lingen ved 500 °C, vil det bare gå 0,8 sekunder før omvandlin­ gen starter, og omtrent 5 sekunder før den er avsluttet. Ved enda lavere temperaturer tar omvandlingen lengre tid igjen. Det kan forklares slik: Omvandlingen styres av to faktorer, underkjøling og diffu­ sjon. Ved 700 °C er underkjølingen av austenitten liten, og tendensen til å sette i gang omvandling er lav, selv om diffusjonshastigheten for karbonatomene er stor. Ved 500 °C er underkjølingen betydelig større, og det gir langt større kimdannelseshastighet. Diffusjonshastigheten er ennå relativt høy, og til sammen gir dette optimale betingelser for at omvandlin­ gen skal ta kort tid. Ved lavere temperaturer er riktignok underkjølingen enda større, men diffusjonen går nå tregt, slik at omvandlingstiden øker igjen. Selve mekanismen i omvandlingsprosessen og hva slags omvandlingsstruktur som dannes, er avhengig av hvilket temperaturområde omvandlingen skjer i. Omvandlingsstrukturene inndeles i tre typer: - perlitt, dannes i øvre temperaturområder - bainitt, dannes i midtre temperaturområder - martensitt, dannes i nedre temperaturområder

Perlitt- og bainittstrukturene er begge bygd opp av fasene ferritt og sementitt. Men mens perlittsementitten svarer til sammensetningen Fe3C, er sammensetningen av bainittsementitten litt annerledes, og fasene er her atskillig mer finfordelt. Både perlitt- og bainittdannelsen skjer ut fra austenittfasen gjennom kimdannelse og krystallvekst av ferritt- og sementittkrystaller. Hvor finfordelt fasene blir, er avhengig av forholdet mellom dannelseshastigheten av kim (N) og voksehastigheten av krystallene (G), som forklart i bind 1. Ved lave temperatu­ rer er N gjerne større enn G på grunn av nedsatt diffusjon. Dette gir større tendens til finfordelte krystaller, som igjen gir større hardhet.

32

Martensittdannelsen derimot er uavhengig av diffusjon og dermed tidsuavhengig. Når austenitten er underkjølt tilstrek­ kelig langt ned (t < Ms i IT-diagrammet), vil en y-a-omvandling ikke lenger la seg hindre. Dette vil da skje momentant uten at karbonatomene får tid til å diffundere ut av gitteret. Dermed blir de tvangsinnesperret i a-gitteret, som ellers ikke kan inne­ holde nevneverdige mengder karbon. På grunn av de innesperrede karbonatomene hindres de «innebygde» tetragonale strukturcellene delvis i å trekke seg sammen og danne kubisk romsentrerte celler (figur 25). Resul­ tatet blir et mer eller mindre tetragonalt romsentrert gitter, med store indre spenninger. Denne strukturen er det som kalles martensitt. I mikrosko­ pet vil den se ut som en nåleformet struktur, figur 34. Mengden av martensitt som dannes, er bare avhengig av temperaturen. I diagrammet på figur 33 er det antydet prosentlinjer for disse mengdene ved forskjellige temperaturer.

2% nital

500 X

Figur 34 Martensittstruktur

Ved bråkjøling vil det alltid bli noe uomvandlet austenitt igjen. Omvandlingen er altså ufullstendig, og jo mer restauste­ nitt det er, desto bløtere blir strukturen. Hardheten av martensitten er dessuten avhengig av karboninnholdet. Se figur 35. Dette er en naturlig følge av at graden av fortrekning i gitteret øker med karboninnholdet. Omvandlingen av austenitt til martensitt foregår med en volumøkning på omkring 4 %. Det kan skape problemer med kastninger og eventuelt sprekkdannelser under herding. Figur 35 Martensitthardheten er avhengig av karboninnholdet og mengden av restaustenitt

1.2.4 Virkningen av karbon på IT-diagrammet

Innholdet av karbon i stålet vil innvirke på form og beliggenhet av kurvene i IT-diagrammet.

33

Fra jern-karbondiagrammet husker vi at når en austenitt med karboninnhold under 0,8 % avkjøles, skjer det først en utskilling av ferritt, før perlittdannelsen begynner. På samme måte vil et stål med over 0,8 % karbon utskille sementitt i korngrensene før perlittdannelsen skjer. I IT-diagrammet vises dette som linjer som angir tiden for start av disse utskillingene. På figur 36 sammenlignes ITdiagrammene for to stål med forskjellig karboninnhold. Vi ser at økende karboninnhold gjør den underkjølte austenitten mer stabil. Dette viser seg ved at «perlittnesen» skyves mot høyre, Ms-temperaturen forskyves nedover, og bainittdannelsen for­ skyves mot høyre. På samme måte vil et lavere karboninnhold forskyve omvandlingskurvene mot venstre og Ms-linjen opp­ over. Austenittstabiliteten blir nedsatt. 1.2.5 Herding og anløpning

Foran har vi redegjort for omvandlinger som foregår ved konstant temperatur (isoterme omvandlinger). Ved praktiske herdeprosesser vil omvandlingene skje ved kontinuerlig avkjø­ ling, det vil si at temperaturen i arbeidsstykket stadig synker. Omvandlingskurvene vil da delvis forskyve seg mot høyre og nedover i forhold til IT-kurvene. Diagrammer som tar hensyn til dette, kalles CT-diagrammer (continuous transformation).

34

Figur 37 CT-diagram. Kurvene for perlittdannelsen forskyves mot høyre

Figur 37 viser et eksempel på forskyvningen av kurvene. Den praktiske betydningen av kontinuerlig avkjøling er at avstanden til perlittnesen øker, og dermed øker muligheten til å oppnå martensitt. Eller sagt på en annen måte: herdbarheten øker. IT-diagrammene er utarbeidet på grunnlag av tynne arbeidsstykker, bare et par millimeter tykke. Ved større tyk­ kelser vil vi få avtagende avkjølingshastigheter innover i tverr­ snittet. Se figur 38, hvor kurvene 1 til 4 angir forskjellige avkjølingshastigheter som korresponderer med tilsvarende tall i tverrsnittet. Kurve 1 og 2 gir martensitt, kurve 3 finlamellær perlitt og kurve 4 grovlamellær perlitt.

Figur 38 Forskjellige avkjølingshastigheter gir forskjellig struktur

I sonene 1-2 i tverrsnittet får vi da ren martensitt, i sonene 2-3 en blanding av martensitt, bainitt og finlamellær perlitt. I sonene 3—4 blir det fin- og grovlamellær perlitt. Kurve 2 viser den kritiske avkjølingshastigheten, det vil si den minste hastigheten som gir ren martensittstruktur. I et tverrsnitt som det vi har vist, vil vi altså få soner med forskjellig

35

Figur 39 Forskjellige avkjølingsforløp

struktur, og dermed forskjellig hardhet. Tykkelsen av den sonen som får ren martensitt, kalles herdedybden. Den er et mål for herdbarheten. Herdedybden måles gjerne etter stan­ dardiserte metoder, for eksempel ved å herde en serie sylind­ riske staver med forskjellig diameter. Diameteren på den tykkeste staven som har martensitt helt gjennom, angis da som et uttrykk for herdbarheten av vedkommende stål. Hensikten med herdingen er å gjøre arbeidsstykket hardere. Kurvene på figur 39 viser at vi med et passende valg av avkjølingsforløp teoretisk sett kan oppnå strukturer med øns­ ket hardhet, innenfor de grensene som karboninnholdet setter. En slik fremgangsmåte er likevel ikke alltid så lett å få til i praksis, fordi arbeidsstykkets tverrsnitt kan variere, eller fordi det kan være vanskelig å treffe riktig avkjølingshastighet på grunn av kjølemediets egenskaper. Derfor er den vanligste herdemetoden å bråkjøle arbeids­ stykket i et kjølemedium som minst gir kritisk avkjølingshas­ tighet. I første omgang oppnås da martensittstruktur. De van­ ligste kjølemediene er vann eller herdeolje. Martensittstrukturen er som regel altfor hard og sprø for de fleste formål. Men ved hjelp av en varmebehandling som følger etter herdingen, kan hardheten senkes til ønsket nivå. Denne varmebehandlingen kalles anløpning. Som tidligere nevnt ble martensitten dannet ved at karbonatomene ble holdt tilbake i a-gitteret ved omvandlingen fra austenitt. Det skapte spenninger og fortrekninger og er egent­ lig en ustabil tilstand. Hvis nå temperaturen økes tilstrekkelig og holdes en viss tid, vil karbonatomene begynne å diffundere ut av gitteret og etter hvert danne sekundære, kuleformede sementittkrystaller. a-gitteret vil da gradvis innta normale di­ mensjoner, og egenspenningene og hardheten avtar. Spaltingen av martensitten er avhengig av temperatur og tid, og vi kan sette opp anløpningsdiagrammer basert på en bestemt anløpningstid, vanligvis én time. Se figur 40. Martensittspaltingen er ikke særlig merkbar før ved tempe­ raturer over 200 °C. I mikroskopet kan vi ikke se de struktu­ relle endringene før anløpningstemperaturen har vært oppe i

36

500-600 °C. Da vil den karakteristiske nålestrukturen forsvin­ ne, og vi får en grunnmasse av ferritt med kulesementitt, slik det er vist på figur 41. Anløpningsdiagrammene må utarbeides spesielt for hver enkelt stålkvalitet (sammensetning), og de er svært nyttige. Ut fra ønsket om en bestemt hardhet velger vi anløpningstemperaturen.

Figur 41 Høy anløpningstemperatur gir en struktur med kule­ sementitt i en ferrittisk grunnmasse. C = 0,8 %, HV « 200

Figur 42 Stegherding og bainittherding

Vi skal nevne et par litt spesielle herdemetoder: Ved stegherding bråkjøles arbeidsstykket i et saltbad med temperatur noe over Ms og med en holdetid i saltbadet som ikke gir omvandling. Deretter bråkjøles arbeidsstykket til rom­ temperatur, se figur 42. Hensikten er å få martensittstruktur uten å risikere de store spenningene som direkte herding gir. Hardheten blir den samme, og anløpning kan gjøres på vanlig måte. Ved bainittherding foretas herdingen i et saltbad med en temperatur som gir en bainittstruktur med ønsket hardhet. Anløpning er ikke aktuelt. Bainittherding benyttes ved mas­ seproduksjon.

37

Riktig saltbadtemperatur må bestemmes ved utprøving. Patentering av ståltråd i blybad ved ca 500 °C er en spesiell form for bainittherding. Den gir tråden en seig, men fortsatt ganske hard struktur. Likevel tåler tråden videre nedtrekking. Patenteringen legges inn som et prosesstrinn i den kontinuerlige trådtrekkingen. Ved den vanlige herdeprosessen med martensittherding og anløpning er det en del faremomenter som kan skade eller ødelegge resultatet. Den fullstendige herdeprosessen har disse fire trinnene: - oppvarming til herdetemperatur - holdetid - bråkjøling -anløpning Oppvarmingen må ikke gå for hurtig, spesielt ikke hvis ar­ beidsstykket har større dimensjoner og ujevnt tverrsnitt, da vi ellers kan risikere sprekkdannelser. Hvis vi velger herdetemperaturen for høy, øker austenittkornstørrelsen. Det gir større herdedybde, men vi vil også få større andel restaustenitt, og dermed lavere hardhet. Glødeskalldannelse og risiko for avkulling i overflaten vil også øke når herdetemperaturen øker. For lang holdetid gir de samme problemene som for høy temperatur. For karbonstål blir det oppgitt som rettesnor at holdetiden bør være ca (20 4- mm tverrsnitt x Vi) minutter. Beregninger etter slike formler er likevel usikre, og spesielt for legerte stål anbefales det å følge anvisningene fra stålleverandøren. Valg av herdemedium (vann, olje, luft eller saltbad) må skje ut fra IT-diagram eventuelt CT-diagram, kombinert med anvisning fra leverandør og egen erfaring. Ved neddypping i herdebadet bør eventuelle tykkere partier 790° 815° 845° 870° gå først nedi. Ellers skal avlange arbeidsstykker dyppes langs­ etter, slik at vi mest mulig unngår spenninger og kastninger. Best bråkjølingseffekt har vann tilsatt 10 % NaOH, deretter rent vann, olje og luft. Saltsmelter brukes til stegherding og bainittherding. Arbeidsstykket bør alltid beveges i herdebadet for å få raskest og jevnest mulig avkjøling. Vi bør helst foreta anløpningen like etter herdingen fordi de indre spenningene ellers kan utløse sprekker etter noen tid. Stål levert etter samme standard, men fra forskjellige leveran­ dører, kan ofte vise ulike resultater etter herding. Se figur 43. Figur 43 Karbonstål med C = 1,05 % fra fire forskjellige Forskjellig herdedybde skyldes som oftest ulik austenittkornstørrelse. Det anbefales derfor å holde seg til samme stålleveleverandører, herdet fra fire randør hvis vi vil oppnå jevne resultater på arbeidsstykkene. forskjellige temperaturer 1.2.6 Legeringselementenes betydning

Figur 38 viste at når arbeidsstykket får litt større dimensjoner, vil vi ikke få gjennomherding. Samtidig vil bråkjøling i vann svært ofte gi herdesprekker og kastninger. Legerte stål er mer omvandlingstrege og kan derfor herdes dypere med lavere

38

a) Ulegert seigherdingsstål Ck45. C = 0,45 %. Mn=0,70 %. Vannherdes

b) Legert seigherdingsstål. C = 0,40. Mn = 0,6. Cr = 1,0. Mo = 0,2. Vannherdes eller oljeherdes

c) Verktøystål. C = 0,55. Mn = 0,6. Ni = 3,0. Cr = 1,0. Mo = 0,3. Oljeherdes eller luftherdes

Figur 44 Sammenligning av IT-kurvene for tre forskjellige stål, med omtrent samme karboninnhold

avkjølingshastighet. Omvandlingskurvene vil forskyves mot høyre med økende innhold av legeringselementer, og selve kurveformen vil også påvirkes. Figur 44 viser IT-diagrammene for tre forskjellige stål. Vi legger merke til at legerte stål gir muligheter for større herdedybde ved at den kritiske avkjølingshastighet er sterkt nedsatt. Dessuten deler omvandlingskurvene seg i to områder, ett for perlitt og ett for bainitt. Det er særlig molybden (Mo) og krom (Cr) som forsinker perlittdannelsen, mens bainittdannelsen ikke forsinkes i samme grad. Dette kan benyttes til direkte bainittherding ved at vi avpasser avkjølingshastigheten slik det er vist på figur 44 b. Ellers er vi ved bainittherding av ulegerte karbonstål nødt til å gjøre en «mellomlanding» i saltbad. Se figur 42. Vi skal være klar over at legeringselementenes oppgave er å øke herdedybden og muliggjøre herding i olje eller luft, slik at kastninger og herdesprekker unngås mest mulig. Legeringselementene øker ikke hardheten i martensitten eller bainitten; det er karboninnholdet som avgjør hardheten. Ved anløpningen går martensittspaltingen tregere. Det vil si at anløpningsbestandigheten øker. Forholdet utnyttes særlig i verktøystål (hurtigstål). Ofte anbefales to eller tre anløpninger for at vi skal få en fullstendig omvandling av restaustenitten, som dermed går over til bainitt. Anløpningssprøhet viser seg hos en del legerte stål etter seigherding (se avsnitt 1.2.7). Dette viser seg ved slagprøving,

39

hvor omslagsområdet for seigt/sprøtt brudd forskyves mot høyere temperaturer. Sprøheten skyldes antakelig mikroutfellinger på korngrensene. Tendensen er nedsatt hos stål med lavt fosforinnhold og stål som er tilsatt opptil 0,5 % molybden. Avkjølingen etter anløpning bør være forholdsvis rask. 1.2.7 Spesielle herdeprosesser a Seigherding

Seigherding utføres på vanlig måte med herding og anløpning, men anløpningstemperaturen er forholdsvis høy, i området 450-650 °C. Hensikten med seigherding er å oppnå en kombi­ nasjon av høy flytegrense og seighet. Samtidig øker slagseigheten og utmattingsfastheten. Denne gunstige kombinasjonen av fasthetsegenskaper kan vanskelig oppnås på andre måter. En rekke maskindeler til verkstedindustrien blir seigherdet: tannhjul, aksler, ventiler, skruer og fjærer, for å nevne noen eksempler. Seigherdingsstålene omfatter både ulegerte og lavlegerte kvaliteter. De beskrives nærmere i avsnitt 1.3.3. b Settherding

a) Oppkullingsdybde som funksjon av ovnstid ved 925 °C

b) Karboninnholdet i overflaten ved forskjellige oppkullingsiider, 925 °C Figur 45 Settherding

40

Ofte er det behov for maskindeler med hard overflate og seig kjerne. Overflaten ønskes slitesterk, mens kjernen skal være seig for å tåle statiske og dynamiske påkjenninger. For å oppnå en slik kombinasjon kan vi benytte settherding. Da blir ar­ beidsstykket tilført karbon i overflaten ved hjelp av en diffusjonsprosess. Karbonet kan avgis fra fast karbon som trekull, pulverkoks eller lignende. Det brukes også gassformige karbonforbindelser, for eksempel propan (C3H8), eller karbon kan tilføres fra cyanidsmelter (NaCN). Settherdingsstål er ulegerte eller lavlegerte stål med karbon­ innhold i området 0,1-0,2 %. Se avsnitt 1.3.3. Oppkulling med fast karbon foregår ved at arbeidsstykket pakkes med karbonpulveret i tette kasser og glødes i 6-10 timer ved ca 900 °C. Ved gassoppkulling blir glødetiden noe kortere og ovnsbehandlingen enklere. Til gjengjeld kreves det da spesielt ovns- og gassforsyningsutstyr. Oppkullingen skjer på ståloverflaten ved reaksjonen 2 CO = C + CO2 hvor karbon diffunderer innover i austenittkrystallene. Etter avsluttet behandling har det oppkullede sjiktet fått en dybde på ca 1 mm, og karboninnholdet er gjerne omkring 1 %. Et oppkullingsdiagram er vist på figur 45. Selve herdeprosessen kan bli nokså komplisert, dersom vi ønsker optimale egenskaper både for kjerne og overflate. I så fall blir det aktuelt med dobbeltherding, hvor første herding skjer fra høyere temperatur enn andre herding. Første herding herder kjernen i noen grad (lavt karboninnhold), og andre herding herder overflaten. Samtidig anløpes kjernen slik at den får høy seighet. Til slutt anløpes ved ca 200 °C for å gi

overflaten en viss seighet uten at hardheten synker nevnever­ dig. Når kravene til egenskaper ikke er store, kan varmebe­ handlingen forenkles til én herdeoperasjon. Settherding brukes på en rekke maskindeler, for eksempel tannhjul, aksler, koblingsdeler, kjettingledd og måleverktøy. c Nitrering

En annen metode som gir tynne overflatesjikt med høy hard­ het, er nitrering. Til nitrering benyttes seigherdingsstål, helst tilsatt nitriddannere som aluminium, krom, molybden eller vanadium. Se også avsnitt 1.3.3. Et arbeidsstykke som skal nitreres, blir først seigherdet og deretter nitrert i ammoniakk­ gass (NH3) ved 350-580 °C i 20-50 timer. Ammoniakken spal­ tes etter reaksjonen 2 NH3 = 3 H2 + N2 Nitrogenet danner nitrider med de tilsatte legeringselementene og med jern (AlN,V3N2,Fe3N2 o 1). Nitridene er svært finfor­ delt og gir ferritten høy hardhet, opptil 1500 HV. Nitridsjiktet får en tykkelse på ca 0,3 mm etter 20 timers behandling ved 500 °C. Hardheten blir altså vesentlig høyere enn etter sett­ herding, og den blir ikke nedsatt ved temperaturpåvirkning. Den forholdsvis lave behandlingstemperaturen gir mindre fare for kastninger. Delene kan derfor ferdigbearbeides før nitrering, og eventuell sluttbearbeiding foretas med sliping. Overflaten blir glatt, og korrosjonsmotstanden er god. Både nitrerte og settherdede stål får høyere utmattingsfasthet fordi behandlingen gir trykkspenninger i overflaten. Nitrering kan også utføres ved behandling i cyanidsmelter, for eksempel natriumcyanid (NaCN). Det brukes omtrent samme temperatur som ved gassnitrering, men behandlingsti­ den er kortere, fra noen minutter og opptil to timer. Lange behandlingstider vil gi etseangrep på overflaten, og som følge av kortere behandlingstid blir nitridsjiktet tynnere enn ved gassnitrering. Måleverktøy, ventilspindler, ekstruderingsskruer og stanseverktøy er eksempler på produkter som blir nitrert. GASS-LUFT

Figur 46 Brennermunnstykke for flammeherding

d Flamme- og induksjonsherding

Andre former for overflateherding er også mye brukt. Stål med 0,35-0,8 % karbon kan få en martensittisk overflate dersom randsonen blir austenittisert og herdet. Et slikt resultat kan vi oppnå med å bruke sterke, konsentrerte varmekilder, som varmer opp overflaten på et minimum av tid. Avhengig av varmekildens intensitet og holdetiden kan her­ dedybden varieres fra mindre enn 0,1 mm og opptil flere mm. Metodene egner seg spesielt godt til herding av lokale partier, for eksempel tannflater og lagerflater. Ved flammeherding blir det brukt spesielt utformede brennermunnstykker, som er sammenbygd med kjøledysene. Se figur 46. Brenngassen er acetylen/oksygen eller propan/

41

Figur 47 Induksjonsherding

oksygen, og kjølevæsken kan være vann eller herdeolje. Van­ lige herdedybder er fra 0,5 til 6 mm. Med induksjonsherding kan vi oppnå enda hurtigere oppvarming og dermed svært tynne herdesjikt, mindre enn 0,1 mm. Varmen skyldes en spole eller sløyfe med høyfrekvent strøm som omslutter flaten som skal herdes. Det induseres strømmer i overflaten, som varmes opp på grunn av resistansen. Se figur 47. De fre­ kvensene som benyttes mest, er i området 2000-10 000 Hz, og dette gir herdedybder fra 3 til 1 mm. Ønskes det tynnere sjikt, må det brukes høyere frekvens. Flamme- og induksjonsherding blir gjerne benyttet ved mas­ seproduksjon, og utstyret er da bygd inn i produksjonslinjen som herdeautomater. En spesiell fordel ved induksjonsherding er at arbeidsstykkene kan ferdigbearbeides før overflateherdingen, slik at kastninger og dimensjonsendringer ikke oppstår etter herdingen. Det er seigherdingsstål som er det aktuelle materialet. Selve seigherdingen som foretas etter grovbearbeidingen, gir høy flytegrense og seighet. Med en overflateherding til slutt oppnås det en hard og slitesterk overflate på de stedene det ønskes. Typiske eksempler er tannhjul for overføring av store momen­ ter og veivaksler, hvor lagerflatene er induksjonsherdet.

1.2.8 Andre varmebehandlingsmetoder for stål

Figur 48 Temperaturområder for forskjellige glødeprosesser

1 2 3 4

Herdemetodene som er beskrevet foran, har til hensikt å øke hardheten og styrken på stålet. Det er en rekke andre varmebehandlingsmetoder som er vanlige i stålbearbeidende industri, og som har andre formål. En oversikt over disse metodene får vi ved å tegne inn temperaturområdene som brukes i et jern-karbondiagram. Se figur 48 og bilag 1. Diagrammet kan bare brukes for ulegerte stål. For legerte stål forskyves faselinjene, og de enkelte legeringselementene har forskjellig innflytelse på denne forskyvningen. Figur 49 viser dette, og vi ser at den viktigste virkningen er at perlittpunktet S forskyves mot venstre. Forskyvningen kommer

Diffusjonsgløding Normalisering Mykgløding Spenningsgløding

Figur 49 Perlittpunktet forskyves mot lavere karboninnhold når det tilsettes legeringselementer

42

av at diffusjonshastigheten for karbon avtar når austenitten inneholder legeringselementer. Derfor blir gjerne glødetidene for legerte stål økt noe. Vi har tidligere vært inne på at varmebehandlingen innehol­ der trinnene oppvarming, holdetid og avkjøling. En faktor vi bør tilføye, er ovnsatmosfæren. I vanlige elektriske og oljefyrte glødeovner vil det oppstå større eller mindre tendens til glødeskalldannelse, og overflaten kan også bli avkullet. Særlig det siste kan ødelegge et etterfølgende herderesultat, og bør altså unngås. Å kontrollere disse forholdene i vanlige glødeovner er vanskelig, så hvis glødeskall og avkulling skal unngås helt, må vi bruke en saltbadovn eller en ovn med beskyttelsesgass til glødingen. En viss beskyttelse kan vi likevel oppnå ved å pakke inn delene i kasser som er fylt med støpejernsspon. Ellers bør enhver seriøs varmebehandling alltid følge stålleverandørens anbefalinger og ellers tilpasses arbeidsstykkets geometri. a Normalisering

Karbonstålene og de lavlegerte stålene forandrer fase ved omkrystallisering i områdene mellom A! og A3 og mellom Aj og Acm. Oppvarming og avkjøling gjennom disse områdene fører da til omkrystallisering to ganger. En slik omkrystalliserende varmebehandling kan foretas for å få stålet i en «standardtilstand», med en finkornet struktur og med standard fasthetsegenskaper, bare avhengig av sammen­ setningen. Denne varmebehandlingen kalles normalisering. Tilstanden kan alltid reproduseres, uansett tidligere behand­ ling. Om stålet har støpestruktur, er kalddeformert, herdet, mykglødd eller grovkornet, vil en normalisering gi en finkor­ net, jevn ferritt-perlittstruktur for undereutektoide stål. Overeutektoide stål får perlitt-sementittstruktur. Normaliseringen «visker ut» stålets forhistorie så å si. Stål med karboninnhold under 0,8 % glødes ved en tempe­ ratur 30-50 °C over faselinjen A3, mens stål med karboninn­ hold over 0,8 % får en glødetemperatur litt over Aj, det vil si ca 750 °C. Se figur 48. Grunnen til at glødingen ikke foregår over Acm, er at en fullstendig austenittomvandling ville føre til et nettverk av korngrensesementitt etter avkjøling, og det gir et sprøtt materiale. Ved den foreskrevne glødetemperaturen blir overskuddssementitten kuleformet og perlittkoloniene for­ holdsvis små i utstrekning. Avkjølingen etter den normaliserende glødingen skjer forholdsvis raskt, det vil si i stille luft. Stålstøpegods har etter størkning og avkjøling en litt spesiell ferritt-perlittstruktur. Den består av grove, flakformede ferrittkrystaller utviklet i spesielle retninger og avbrutt av perlittkolonier. Se figur 50. Strukturen kalles widmannståtteilstruktur, og den er ofte nokså grov i støpegods av større dimensjo­ ner. Norsk Standard for stålstøpegods (NS 11640 m fl) krever normalisering før levering. Dette forbedrer fasthetsegenskapene betraktelig, særlig forlengelsen og slagseigheten.

43

4% nital

250X

Figur 50 Widmannståttenstruktur

b Diffusjonsgløding

Diffusjonsgløding brukes av og til for grovt stålstøpegods og smiblokker for å utjevne mikroseigringer. Makroseigringer (blokkseigringer) lar seg ikke utjevne, fordi diffusjonsavstandene det er snakk om, er altfor store. Hydrogen danner et unntak. På grunn av sin lille atomdiameter diffunderer det lett, og diffusjonsgløding av smiblokker har vært praktisert for å senke hydrogeninnholdet. Ellers er diffusjonsgløding av ulegert stål lite brukt. Glødin­ gen foregår i temperaturområdet 1000-1200 °C, med holdetider opptil 40 timer. Det fører til problemer som glødeskall, avkulling og kornvekst. En etterfølgende normalisering vil likevel gjøre stålet finkornet igjen. c Mykgløding

For å få stålet over i den mykest mulige form foretas en mykgløding. Mykglødingen kalles ofte en sfæroidiserende gløding, fordi sementittlamellene i løpet av glødeprosessen omdannes til en slags kuleform. Når temperaturen blir høy nok, slik at atombevegeligheten øker, vil de lamellformede sementittkrystallene trekke seg sammen og prøve å oppnå minst mulig overflate. Stål med mindre enn 0,8 % karbon glødes ved en temperatur like under Aj, det vil si ved ca 700 °C. Stål med mer enn 0,8 % karbon glødes først ved en temperatur litt over Ai (ca 750 °C). Da vil sementittnettverket sfæroidiseres. Deretter senkes temperaturen til 700 °C for å sfæroidisere perlittsementitten. Eventuelt kan temperaturen pendle omkring A]. Holdetiden er ofte lang, 3-4 timer, men avkjølingen kan være forholdsvis rask. Strukturen vil bli slik det er vist på figur 41. Behovet for mykgløding av karbonstål kommer av ønsket 44

om bedre maskineringsegenskaper. For eksempel vil hardhe­ ten for stål med 0,6 % karbon og 0,8 % krom synke fra 250 HV til 180 HV etter mykgløding, og det betyr en mangedob­ ling av maskineringsverktøyets eggvarighet. Lavkarbonstål som skal kaldvalses, for eksempel tynnplateemner, blir ofte mykglødd for å øke duktiliteten, slik at deformasjonsgraden kan økes. Skal platene leveres i såkalt dyptrekkskvalitet, blir de mykglødd også etter kaldvalsingen. For å unngå glødeskall utføres glødeoperasjonene som blankgløding. Det vil si at glødeovnene er utstyrt med anlegg for tilførsel av beskyttelsesgass. d Spenningsgløding

Ved spenningsgløding blir struktur og hardhet uendret, men elastiske spenninger fjernes slik at kastninger unngås. Høye egenspenninger er uønsket i belastede konstruksjoner fordi de kommer i tillegg til ytre belastning og dermed kan føre til lokal overskridelse av flytegrensen. Ved ren statisk belastning er dette vanligvis av liten betyd­ ning fordi det oppstår en lokal flytning, og dermed utløses spenningene. Men ved dynamisk belastning kan materialet oppføre seg helelastisk og uten forvarsel få sprøbrudd. Spenningsgløding av stålstøpegods og sveisede konstruksjo­ ner foretas i området 550-650 °C med fra 2 til 4 timers holdetid og langsom avkjøling. Kalddeformert stål må spenningsglødes under 500 °C dersom rekrystallisasjon skal unngås. e Rekrystallisasjonsgløding

En slik gløding foretas for å oppheve virkningen av kalddeformasjon. Den kalddeformerte strukturen tilbakeføres da til en udeformert polyedrisk struktur, og materialet blir duktilt igjen. Rekrystallisasjonstemperaturen er avhengig av sammen­ setning og deformasjonsgrad. Sterkt deformert lavkarbonstål har tR omkring 550 °C, ved svake deformasjonsgrader er tR 100-150 °C høyere. Den kritiske deformasjonsgraden for stål er omkring 10 %, og gløding av stål med denne deformasjons­ graden kan føre til sterk kornvekst. Rekrystallisasjonsgløding av stål er lite brukt. Isteden benyt­ tes normalisering eller mykgløding, alt etter hvilken hardhet vi vil ha på materialet. 1.2.9 Repetisjonsspørsmål

1 Tegn et IT-diagram, og forklar hva det viser. 2 Hvilke faktorer styrer omvandlingen av ustabil austenitt til stabile strukturer som perlitt eller bainitt? 3 Hvilke hardheter får de forskjellige omvandlingsstrukturene i et 0,8 % karbonstål? 4 Hvordan dannes martensitt, og hvordan ser denne struktu­ ren ut? 5 Hva bestemmer hardheten i herdet stål? 45

Hvordan virker karbon på IT-diagrammet? Hva er kritisk avkjølingshastighet? Hva menes med herdbarhet? Hvordan må vi avkjøle et ulegert stål med 0,8 % karbon hvis vi ønsker bainittstruktur? 10 Hva er anløpning, og når brukes anløpning? 11 Hvordan ser et anløpningsdiagram ut, og hvordan bruker vi det? 12 Hva skjer med martensitten under anløpning? 13 Hvilken struktur får vi ved anløpning ved 600 °C i lengre tid? 14 Hva er stegherding, og hvorfor brukes denne metoden? 15 Hva går patentering ut på? 16 Legerte stål har visse fordeler fremfor ulegerte, hvilke? Hvordan kommer dette frem i IT-diagrammet? 17 Hvilke trinn består en fullstendig herdeprosess av? 18 Hvilke herdetemperaturer vil du velge for arbeidsstykker med henholdsvis 0,4 %, 0,8 % og 1,2 % karbon? 19 Hvordan utføres seigherding, og hva er hensikten? 20 Forklar hva hensikten er med settherding og nitrering, og redegjør for fremgangsmåtene. 21 Hva slags stål brukes til seigherding, til settherding og til nitrering? 22 Gjør rede for fremgangsmåten og hensikten med normali­ sering, diffusjonsgløding, mykgløding og spenningsgløding av stål. 6 7 8 9

1.3 Konstruksjonsstål 1.3.1 Innledning

Konstruksjonsstålene brukes til å fremstille konstruksjoner, maskindeler og andre gjenstander. De fins i et stort antall og i varianter som er tilpasset de forskjellige behovene. Her kan vi bare ta med de viktigste gruppene og utelater mange spesial­ stål, for eksempel fjærstål, varmefaste stål, automatstål, wirestål og slitestål. En grov inndeling av de viktigste gruppene av konstruk­ sjonsstål kan se slik ut: Gruppe

Fasthetsklasse*)

ReN/mm2

Alminnelige konstruksjonsstål Karbon-manganstål, Mikrolegerte, høyfaste stål Lavlegerte seigherdingsstål

St 37, St 44 St 52 o a E355-E690

235-275 NS 12101, NV 265-390 NS 12101, NV 355-690 NS 12536-69 500-750

Alminnelige konstruksjonsstål Seigherdingsstål

St 50, St 60, St 70

295-365 420-980

Standard

NS 13205 NS 13201

Bruk

beregnet for sveising ikke beregnet for sveising

*) De tidligere nasjonale betegnelsene skal etter hvert erstattes av europeiske fellesbetegnelser, se NS-EN 10 025.

46

I tillegg til disse ståltypene må vi ta med settherdingsstål (NS 13101) og nitrerstål (DIN 17211), hvor overflateherding er en forutsetning for bruken. Vi skal kommentere de ulike gruppene etter hvert, men vi må først si litt om sveisesikkerhet. Som nevnt under stålfremstillingsprosessene stiller moderne sveiseteknikk høye krav til konstruksjonsstålene for at de skal være egnet til sveising. Det gjelder både sammensetning, slaggrenhet, seigringer, struktur og ikke minst fasthetsegenskaper. Forholdene har ført til at stålprodusentene stadig møter nye utfordringer. De må avskaffe fremstillingsmetoder som ikke holder mål, og innføre nye. Kvalitetskravene stiger. For eks­ empel blir utettet stål i tykkere dimensjoner (over 3 mm) mindre brukt nå enn tidligere, og tilsvarende blir heltettet stål mer brukt enn før. Det er ikke mulig å spesifisere et krav til sveisesikkerhet som gjelder i alle situasjoner. De parametrene som innvirker på sveisesikkerheten, er blant annet materialanalysen (C, Si, Mn, P, S, N og legeringselementer), dimensjonen, sveisestedets geometri, graden av innspenning, sveisemetoden og ikke minst belastningstypene som konstruksjonen blir utsatt for i bruk. Formuleringen av kravene til sveisesikkerhet kan ikke om­ fatte alle disse faktorene, og den blir derfor nokså «rund»: «Et stål kan betraktes som sveisesikkert dersom det kan sveises med vanlige sveisemetoder uten forvarming, og slik at sveiseresultatet ikke svekker konstruksjonen.» Konstruksjonsstålene inndeles vanligvis etter flytegrense og grad av sveisesikkerhet. Siden en gradering etter sveisbarhet ikke kan ta hensyn til alle parametrene, må den begrenses til den viktigste faktoren, materialsammensetningen. At en sveis ikke skal innebære en svekkelse av konstruksjonen, betyr da at materialsammensetningen (analysen) i seg selv ikke skal gi noen risiko for materialfeil. De viktigste materialfeilene som kan oppstå, er sprekker. Det fins flere sprekktyper, og de vanligste er varmsprekker og kaldsprekker. Varmsprekkene oppstår ved høy temperatur og skyldes høyt svovelinnhold. Kaldsprekker under sveising oppstår ved temperaturer under Ms og kommer av herdestruktur (martensitt), kombinert med høyt hydrogeninnhold og spenninger i konstruksjonen. I avsnittet om varmebehandling så vi at en økning av kar­ boninnholdet og andre legeringselementer øker herdbarheten. Kaldsprekktendensen må derfor vurderes på grunnlag av det samlede innhold av disse elementene. Men alle elementene har ikke samme herdeeffekt. For å få et praktisk sammenligningsgrunnlag omregnes herdeeffekten av hvert av legeringselementene til en tilsvarende mengde karbon. Summen av de omregnede verdiene gir da karbonekvivalenten CE. En beregningsformel for CE angis blant annet i 47

Det norske Veritas’ klassifiseringsregler: /' Mn Cr 4- Mo + V Cu 4- Ni CE = C 4—- F 6 Som regel må kunden selv spesifisere eventuelle krav til CE, og det er i bruk både enklere og mer omfattende formler (se f.eks. NS 12546)

For karbonstål og karbon-manganstål brukes ofte formelen

/ Mn \ CE= C + —+ 0,04 %, I 6 I hvor det siste leddet skal representere sporelementene når innholdet av dem ikke er kjent. CE gir en indikasjon på kaldsprekktendensen ved sveising og må ikke brukes ukritisk. Vanligvis regner vi at faren for kaldsprekker er liten dersom CE < 0,45 %. Men en CE-verdi som ligger i nærheten av 0,45, bør alltid vurderes. Lavlegerte stål har ofte en CE-verdi større enn 0,45 % og må derfor i de fleste tilfeller forvarmes før sveising, slik at avkjølingshastigheten nedsettes. Oppløst hydrogen i sveisesonen spiller en aktiv rolle for dannelsen av kaldsprekker, men bruk av basiske sveiseelektroder med lavt hydrogeninnhold (LH-elektroder) vil minske risikoen. Dersom materialet er sveisesikkert bare under be­ stemte forutsetninger, for eksempel forvarming, sier vi at det er betinget sveisesikkert. Varmsprekktendensen kan bedømmes ut fra svovelinn­ holdet. Muligheten for seigringssoner (utettet stål) kan gi overraskelser. En chargeanalyse angir bare et gjennomsnittsinnhold og garanterer ikke jevnhet i materialet. Sam­ menlign med figur 12. Faren for sprøbrudd i sveisede konstruksjoner er størst ved dynamiske belastninger, men kan også forekomme under sta­ tisk belastning. Rundt sveisefeil oppstår det lett treaksiale spenningstilstander, og da reagerer materialet helelastisk. Det har mistet evnen til plastisk deformasjon, det flyter ikke, og et sprøbrudd kan bli resultatet. Sprøbruddtendensen avtar med økende — -forhold og med K_.

minkende kornstørrelse. Samme virkning har legering med nikkel. Tendensen til sprøbrudd kan som kjent angis ved hjelp av omslagstemperaturen for stålet. En rimelig sikkerhet mot sprøbrudd får vi når brukstemperaturen alltid er høyere enn omslagstemperaturen. 48

1.3.2 Konstruksjonsstål beregnet for sveising

Stålene omfatter de fire første gruppene som er nevnt i innled­ ningen: - alminnelige konstruksjonsstål, St 37, St 44 - karbon-manganstål, St 52 o a - mikrolegerte, høyfaste stål, E 355-E 690 - lavlegerte seigherdingsstål a Alminnelige konstruksjonsstål

Stålene omfatter de mest brukte konstruksjonsstålene, og de er standardisert i NS 12100-serien, i DIN 17100 og i flere andre utenlandske standarder. Vi skal også nevne Det norske Veri­ tas’ regler, som er særlig aktuelle ikke bare i Norge, men også internasjonalt. Norsk Standard for Alminnelige konstruksjonsstål innehol­ der tre hovedkvaliteter: St 37, St 44 og St 52. Se standardblad NS 12101 i bilag 2. St 52 regnes imidlertid til karbon-manganstålene og blir beskrevet sammen med dem.

Av St 37 er det fire kvaliteter: St 37-2 = Fe 360 B USt 37-2 = Fe 360 BFU RSt 37-2 = Fe 360 BFN St 37-3 = Fe 360 D Alle har flytegrensekrav ReH > 235 N/mm2 for tykkelser opptil 16 mm.

Det er to kvaliteter a St 44: St 44-2 = Fe 430 B*) St 44-3 = Fe 430 D

Begge har flytegrensekrav ReH > 275 N/mm2 for tykkelser opptil 16 mm. Når tykkelsen blir over 16 mm, er kravene til flytegrensen lavere. Betegnelsen St står for stål (Stahl), U betyr utettet, og R halvtettet eller tettet. Tetningsgraden R eller RR (heltettet og finkornbehandlet) angis nærmere i standarden. Det samme gjelder leveringstilstanden, hvor U betyr varmformet (varmvalset) og N normalisert. Tallene 2 og 3 refererer til slagseighetskrav (prøvetemperatur). Stål i kvalitetsgruppe 3 har høyere krav til sprøbruddsikkerhet, det vil si lavere prøvetem­ peratur for skårslagprøving. Kvalitetsgruppe 3 betinger full desoksidasjon og finkornbehandling og har spesielle krav til kjemisk sammensetning (lavere fosfor- og svovelinnhold). CE vil ligge i området 0,25-0,35 % for St 37 og St 44, altså godt under den kritiske grensen for kaldsprekker. Men den utettede kvaliteten USt 37-2 kan nok gi problemer med varmsprekker hvis vi sveiser i seigringssonen. *) Nye betegnelser etter NS EN 10025.

49

Av andre aktuelle stål som hører hjemme blant de alminne­ lige konstruksjonsstålene, nevner vi Veritas-stålene «Normal Strength Steels» med betegnelsene NVA, NVB, NVD og NVE med flytegrensekrav ReH > 235 N/mm2. Bokstavene A, B, D og E angir forskjellige krav til tetningsgrad, analyse og prøvetemperatur for slagprøving. Kravet til karbonekvivalenten er % < 0,40 % for disse stålene.

b Karbon-manganstål

Karbon-manganstålet St 52 (Fe 510) regnes blant de høyfaste stålene, men i Norsk Standard er det oppført under alminnelige konstruksjonsstål, NS 12101. Se bilag 2. St 52 har bare én variant, St 52-3 (Fe 510 D), som skal være heltettet, finkornbehandlet og ha en flytegrense ReH > 355 N/ mm2. For å oppnå høy flytegrense og samtidig en rimelig grad av sveisesikkerhet er karbon maksimert til 0,20 %. Til gjengjeld er manganinnholdet økt til maksimalt 1,6 %. Dermed kan CE holdes i området 0,40 -0,45 %. Stålet er vanligvis sveisesikkert, men vi bør nok vurdere situasjonen i hvert enkelt tilfelle, idet vi tar hensyn til sveiseparametre og driftsforhold. Forholdsregler med forvarming og bruk av hydrogenfattige elektroder kan være berettiget, særlig når materialtykkelsen er mer enn 10-15 mm. Varmsprekkfaren er liten. Aktuelle Veritas-stål i denne gruppen er «High Strength Steels», NV 27, 32, 36 og 40 med minimum flytegrense fra 265 til 390 N/mm2. Tallbetegnelsene indikerer flytegrensene. For­ uten kravene til fasthetsegenskaper er det visse krav til tet­ ningsgrad, finkornbehandling og normalisering. Hvis det spesi­ fiseres krav til karbonekvivalenten, skal den beregnes ut fra den fulle formelen. I Det norske Veritas’ kjelstålserie NV 1 til NV 6 er det også en del stål som må regnes til karbonmanganstålene. For dem er kravet til flytegrensen i området RcH = 265-335 N/mm2, og kravet til karbonekvivalenten er / Mn \ CE= I lill C + -— 295 N/mm2 St 60-2 (Fe 590-2) ReH > 335 N/mm2 St 70-2 (Fe 690-2) ReH > 365 N/mm2

Flytegrensekravene er lavere for tykkelser over 16 mm. Stål­ ene er mest brukt til aksler, tannhjul, kiler, veivaksler og lignende maskindeler med middels høye krav til flytegrense og seighet. Stålene har ikke krav til slagseighet. De spesifiseres bare i gruppe 2, varmvalset eller normalisert tilstand. Karbon­ ekvivalenten for St 50 vil ligge i grenseområdet omkring 0,45 % og kan som regel sveises med forsiktighet. NS 13205 er gjengitt i utdrag i bilag 4. b Seigherdingsstål

Seigherdingsstålene i denne gruppen omfatter stål med krav til høy flytegrense, seighet og slagseighet. Som nevnt tidligere oppnås de høye fasthetsegenskapene ved at stålene herdes og anløpes ved høy temperatur. Det er særlig til forskjellige maskindeler det er behov for slike stål. Eksempler på dette er aksler, stempelstenger, tannhjul, skruer og fjærer. Begrepet seigherdingsstål ble tidligere bare brukt for slike grupper av 52

maskinbygningsstål. Men som det fremgår av forrige avsnitt, brukes betegnelsen nå også for lavlegerte, sveisbare konstruk­ sjonsstål som leveres seigherdet. Det fins et stort antall seigherdingsstål på markedet, for det meste lavlegerte. NS 13201 (se bilag 5) inneholder riktignok bare 7 forskjellige kvaliteter, med flytegrenser fra 420 til 980 N/mm2, men DIN 17200 har en del flere, med flytegrenser mellom 360 og 1050 N/mm2. Seigherdingsstålene har karboninnhold fra 0,3 til 0,6 %, og de viktigste legeringselementene er krom, nikkel og molybden, i samlet mengde opptil 3-4 %. Figur 52 viser tydelig for­ skjellen mellom et ulegert og et legert seigherdingsstål med omtrent samme karboninnhold. Mens seigheten er omtrent den samme for de to stålene, er flytegrensen og strekkfastheten langt høyere for det legerte stålet ved alle anløpningstemperaturer. Noen seigherdingsstål er anløpningssprø. Derfor er de ofte legert med molybden, som hindrer slik sprøhet. Seigherdings­ stålene leveres ofte i mykglødd tilstand for å gi bedre avsponingsegenskaper ved maskinering.

Figur 52 Sammenligning av ulegert og legert seigherdingsstål, med omtrent samme karboninnhold c Settherdingsstål

Settherdingsstål brukes til maskindeler som skal ha en hard overflate og en seig kjerne. Stålene er standardisert i NS 13101 (bilag 6) og i DIN 17210. De leveres i ulegerte og lavlegerte kvaliteter. Felles er at de har et lavt karboninnhold, mellom 0,12 og 0,20 %. Aktuelle legeringselementer er krom, molyb­ den og nikkel, til sammen 3-4 %. d Nitrerstål

Nitrerstålene har omtrent samme sammensetning som seigher­ dingsstålene, men er i tillegg legert med nitriddannere som aluminium, krom, molybden og vanadium. Nitrerstål brukes der hvor det er behov for en svært hard overflate. Nitrering har visse fordeler fremfor settherding. Dette er beskrevet under nitrering i avsnitt 1.2.7c. Standarder for nitrerstål finnes i DIN 17211. 53

1.3.4 Støpestål

Formstøpt stål er en viktig produktgruppe, som særlig omfatter tyngre gods. Men også lettere gods med stykkvekter ned til noen hundre gram er vanlig å støpe i stål når stykkenes form og antall gjør andre fremstillingsmetoder uøkonomiske. Som typiske produktgrupper i den tyngre klassen kan vi nevne: - tannhjul og tyngre maskindeler - skipsutstyr (propeller, stevner, ror, motordeler) - utstyr for oljerigger - turbingods, pumpehus, ventilhus - hydrauliske sylindere - utstyr for anleggsbransjen Ulegert stålstøpegods er normert i fire styrkeklasser i Norsk Standard, Sst 400, 450, 520 og 570, hvor tallene betyr minimum strekkfasthet i N/mm2.1 bilag 7 er det gjengitt et utdrag av NS 11640 (Sst 400). Støpestål fremstilles alltid heltettet og med noe høyere inn­ hold av silisium og mangan enn hos tilsvarende valset materi­ ale, som en sikkerhet mot porer. Fosfor og svovel holdes noe lavere enn det som kreves for valset stål, for å unngå varmsprekker. Ulegert stålstøpegods skal etter Norsk Standard varmebehandles ved austenittiserende gløding for å bryte ned grov støpestruktur og gi mindre kornstørrelse. Dermed blir de mekaniske egenskapene forbedret, særlig flytegrensen og slagseigheten. Sst 400 er sveisesikkert opp til tykkelser på 50 mm, men stålstøpegods bør likevel forvarmes før sveising. Repara­ sjon av mindre overflatefeil (støpefeil) er det normalt å utføre ved sveising. Støpestål fremstilles i sandformer og støpes ved ca 1600 °C. Den høye temperaturen stiller store krav både til formmaterialet og til formearbeidet for å unngå sår og sprekker i godsoverflaten. På grunn av stor volumkrymping hos stål når det størkner, må formgodset ha store løp (matere) for å ta opp sugningene. Legert støpestål benyttes for en del spesielle formål. De viktigste gruppene er: - seigherdingsstål, krom- og molybdenlegert, Re = 280-550 N/mm2 - lavtemperaturstål, nikkellegert, slagseighet 25-40 J ved - 40 °C - korrosjonsbestandige stål, kromlegert, ferrittisk og korro­ sjonsbestandige stål, krom- og nikkellegert, austenittisk, DIN 17445 - slitefast stål, manganlegert, NS 1699 1.3.5 Rustfritt stål

De rustfrie stålene domineres av to hovedgrupper, som er de forholdsvis billige kromlegerte stålene og de dyrere kromnikkellegerte.

54

Stål som er legert med krom, danner et tynt kromholdig oksidsjikt på overflaten. Når krominnholdet i stålet er over 12 %, gir oksidhinnen god korrosjonsbeskyttelse ved at over­ flaten passiveres (se avsnitt 7.4.3). Kromoksidsjiktet er meka­ nisk sterkt, tett og tungt oppløselig. Stålene fra de to hoved­ gruppene er forskjellige, spesielt når det gjelder korrosjonsmessige egenskaper, men også mekaniske. a Kromlegerte stål

Kromlegerte, rustfrie stål fremstilles i ulike varianter. De klassifiseres gjerne etter strukturen, som kan variere fra rent ferrittiske til rent martensittiske, med overgangsstrukturer. De ferrittiske stålene har ingen omvandling, mens de martensittis­ ke gjennomgår en y-a-omvandling under avkjølingen. Stålene er korrosjonsbestandige i nøytrale, svakt sure og svakt basiske miljøer. Kromoksid (Cr2O3) oppløses derimot av Cr-ioner, og stålene angripes derfor av sjøvann.

--------- 1_____ ।____ i______ ।_______i fc, 0.2___ 04___ 0.6___ 08___ 1.0 %C

Figur 53 De skraverte områdene viser sammensetningen av de vanligste kromlegerte, rustfrie stålene

Ferrittiske og ferrittisk-martensittiske stål har lavt karboninn­ hold (0,1-0,15 %), mens krominnholdet er over 12 %. Figur 53 viser analyseområdene for forskjellige kromlegerte stål. Rent ferrittiske kromstål er vanskelige å kalddeformere og lar seg ikke herde, fordi de mangler y-a-omvandling. Stålene egner seg ikke for sveising på grunn av kornvekst og sprø områder som dannes i sveisesonen. Ferrittisk-martensittiske stål er be­ tinget sveisbare. De kan gjøres finkornet i sveisesonen ved gløding på grunn av y-a-omvandlingen. Slike stål brukes en del til benkebeslag og lignende formål, der kravene til korrosjonsbestandighet er moderate. Kromlegert ferrittisk-martensittisk stålstøpegods brukes til vannkraftutstyr. En slik kvalitet er GX 12 Cr 14 (DIN 17445) med 0,12 % karbon og 13 % krom. I seigherdet tilstand har stålet en flytegrense på 400 N/mm2. På grunn av sur nedbør er det etter hvert blitt en del korrosjonsproblemer med disse stålene. Øker vi krominnholdet, får vi stål som er mer varmefaste og oksidasjonsbestandige. Et stål med 24-27 % krom og 4-6 % nikkel tåler opptil 1070 °C uten at det blir glødeskall (NS 14310). Stålet blir sprøtt ved tempe­ raturer mellom 400 og 900 °C på grunn av utskilling av såkalt ø-fase.

Martensittiske kromstål har karboninnhold på opptil 1 %, se

figur 53. De er herdbare og brukes for det meste i seigherdet tilstand, og de får da en høy flytegrense. Stålene er ikke beregnet på sveising og brukes til kniver, spisebestikk, kirur­ giske instrumenter og verktøy, for eksempel presseverktøy for plastartikler. b Krom-nikkellegerte stål

Nikkel stabiliserer oksidsjiktet og påvirker dessuten strukturen i stålet, slik at det med 18 % krom og 8 % nikkel er austenittisk, også ved romtemperatur. En legering med 12 % krom og

55

12 % nikkel har samme struktur og blir en del brukt, men 18/8typen er vanligst fordi krom er relativt billig, mens nikkel er dyrt. Det fins også austenittiske stål med høyere innhold av krom og nikkel. Karboninnholdet er oftest lavere enn 0,1 %. Korrosjonsbestandigheten er bedre enn hos rene kromstål. For å øke korrosjonsbestandigheten i sure miljøer blir 18/8-stålene legert med 0,6-3 % molybden. Slike stål blir kalt syrefaste, og de står også godt i CF-holdige løsninger. Austenittiske kromnikkelstål er utsatt for interkrystallinsk korrosjon (avsnitt 7.3.4). Ved tilsetting av små mengder titan eller niob kan problemet reduseres. Austenittstrukturen gjør stålene duktile, samtidig som de har gode mekaniske egenskaper. Flytegrensen ligger omkring 200 N/mm2, forlengelsen er på ca 45 %. Austenittiske stål lar seg ikke magnetisere, og de kan ikke herdes ved varmebe­ handling. Ved kaldbearbeiding derimot fastner 18/8-stålene hurtig, fordi austenitten da går over til martensitt. Slagseigheten er høy og påvirkes ikke av temperaturen. Det gjør stålene godt egnet til lavtemperaturformål. 18/8-stålene har høy sigefasthet, er varmefaste og ganske oksidasjonsbestandige ved høy temperatur. De er sveisbare og brukes der kravene til korrosjonsbestandighet er store, for eksempel i kjemisk industri, næringsmiddelproduksjon og pa­ pir- og celluloseindustri. NS 14001 inneholder en oversikt over kromstål og krom-nikkellegert stål med en rekke opplysninger og henvisninger. En spesiell gruppe kromnikkellegerte stål er de såkalte dupleksstålene, som har en blandingsstruktur av ferritt og austenitt. Stålene har et krominnhold på 18—25 %, et nikkelinnhold på 4-8 % og et molybdeninnhold på 1,5-3,5 %. Innholdet av karbon, fosfor og svovel holdes svært lavt. Mens fullaustenittiske Cr-Ni-stål har enkelte korrosjonsmessige svakheter, spesielt i forbindelse med sjøvann og Cl_ioner (spenningskorrosjon, se avsnitt 7.3.6), har dupleksstålene vist seg å være bedre, både på dette området og i andre korrosjonssammenhenger. Dupleksstålene er dessuten noe rime­ ligere på grunn av lavere nikkelinnhold, og de blir brukt en god del på oljeinstallasjoner til havs, særlig i rørsystemer, pumper, ventiler og varmevekslere, for øvrig i sterk konkurranse med titan. Dupleksstålene har flytegrense på 400—550 N/mm2, altså langt bedre enn Cr-Ni-stålene, og dette kan i mange tilfeller føre til betydelige vektbesparelser. Stålene er utsatt for sprøhet etter oppvarming i området mellom 300 og 900 °C (utfelling av sprø faser), og kan derfor ikke spenningsglødes eller varmebehandles i dette temperaturområdet. Sveising må foregå under omhyggelig kontroll for ikke å forstyrre strukturbalansen mellom ferritt og austenitt. Dupleksstål er foreløpig ikke standardisert i Norge, og vi henviser til verksstandarder for detaljopplysninger. 56

1.4 Verktøystål Verktøy som stanser, senker, dorer, matriser og trekkskiver blir brukt i en rekke plastiske formgivningsprosesser. Til pressstøping brukes støpeformer og til avsponing skjæreverktøy som dreiestål, freser, kniver, sakser og bor. Det blir stilt store og varierte krav til fasthetsegenskapene hos forskjellige typer verktøy. Som verktøymateriale brukes for det meste ulike stållegeringer, som med et fellesnavn kalles verktøystål. Til en del skjæreverktøy og enkelte andre formål bruker vi materialer som ikke er stålbaserte, først og fremst såkalte hardmetaller. Vi skiller mellom verktøy for kaldt arbeid og varmt arbeid. Kravene til verktøyegenskapene omfatter styrke, hardhet, seighet, slagseighet, slitefasthet og utmattingsfasthet. For varmbearbeidingsstål krever vi dessuten høy varmhardhet og temperaturbestandighet. Verktøystål fremstilles under streng kontroll av kjemisk sammensetning, og materialet skal være slaggrent, porefritt og homogent. Videre må verktøystålet være mest mulig formbestandig under herding, slik at det ikke oppstår dimensjonsendringer. Verktøystålene omfatter ulegerte, lavlegerte og høylegerte kvaliteter i en rekke varianter. Dessuten er det mange alternativer for varmebehandling, slik at vi med de riktige kombinasjonene av stålsammensetning og varmebehandling kan oppnå optimale egenskaper. Basiselementene i alle stål er foruten jern, karbon, silisium og mangan. Verktøystålene inneholder fra 0,3 til 2 % karbon, og karbon danner som kjent harde karbider med jern og med flere av legeringselementene. Silisium og mangan fungerer hovedsakelig som desoksidasjonsmidler, og hvert stoff tilsettes i mengder på 0,2-1,5 %. Mangan uskadeliggjør dessuten svo­ vel ved at det danner runde mangansulfidinneslutninger. Den runde formen er atskillig mindre skadelig enn en langstrakt form på inneslutningene. Viktige legeringselementer er krom, wolfram, molybden og vanadium, som alle er sterke karbiddannere. Disse karbidene er hardere enn sementitten, og fordelt på riktig måte i struktu­ ren bidrar de sterkt til økt hardhet og slitestyrke. Karbidene av wolfram, molybden og vanadium øker dessuten temperaturbestandigheten (varmhardheten), fordi de er stabile opptil ca 600 °C. Dette er en viktig egenskap for verktøy som skal arbeide ved høye temperaturer. Ulegerte verktøystål har liten herdedybde, og de mister styrken og hardheten når de blir oppvarmet. De brukes derfor bare i begrenset utstrekning, for eksempel til saktearbeidende verktøy som brotsjer og gjengeverktøy, dessuten til enkle verktøy som sakser og kniver. Til maskinell trebearbeidning brukes hurtigstål og hardmetallverktøy. Hurtigstålene, som er spesielle verktøystål beregnet på skjærende bearbeiding, inne­ holder vanligvis 4 % krom, opptil 18 % wolfram, 0,3-8,5 % 57

Figur 54 IT-diagramfor verktøystål etter NS 13 860

Anlopningsdiagram, cirkaverdier

Figur 55 Anløpningsdiagram for verktøystål NS 13 860

58

molybden og 1,2-2,5 % vanadium. Nikkel brukes bare i små mengder til skjærende verktøy, men i hurtigstål og hardmetaller er kobolt et viktig legeringselement. Nikkel øker herdbarheten, og kobolt forbedrer varmhardheten og anløpningsbestandigheten hos hurtigstålene. Verken nikkel eller kobolt danner karbider. I ikke-skjærende verktøy tilsettes krom i mengder fra 0,2 til 13 %, molybden fra 0,2 til 1,5 % og vanadium fra 0,1 til 1 %. Alle legeringselementene løses i austenitt og i varierende grad i ferritt. Når austenitten inneholder atomer fra legeringselemen­ tene, hemmes karbondiffusjonen, slik at det tar lengre tid å danne perlitt og bainitt ved avkjøling. Sagt på en annen måte forskyves IT- og CT-kurvene mot høyre. Kritisk avkjølingshas­ tighet senkes, og herdedybden øker. Når karbondiffusjonen går saktere, blir perlitten mer finlamellær og får lavere karbon­ innhold. Eutektoidpunktet forskyves altså mot venstre. Ferrit­ ten blir hardere på grunn av oppløste legeringselementer. Et inntrykk av legeringselementenes virkning på herdbarheten får vi av figur 54, som viser IT-diagrammet for et verktøy­ stål for kaldbearbeiding, NS 13860. Det blir to omvandlingskurver, slik at bainittherding kan gjøres direkte. Sammenlign med figur 44 b. Verktøystålene blir levert i mykglødd tilstand for at de lettere skal kunne bearbeides til ferdig form. Dette er også tilstanden før herdingen. Figur 55 viser anløpningsdiagrammet for verktøystål NS 13860. Stålet inneholder 5 % krom, 1 % molybden, 0,2 % vanadium og 1 % karbon. Karbi­ dene gjør at varmhardheten blir forholdsvis høy, ca 58 HRC ved 500 °C. Stålet er egentlig et kaldarbeidsstål, men tåler likevel ganske høye temperaturer uten å miste hardhet. Hur­ tigstål for varmbearbeiding har gjerne en hardhet på ca 65 HRC (700 HV) ved 550-600 °C. Se figur 57. I forbindelse med verktøystålene er det naturlig å ta med de såkalte hardmetallene. Metallurgisk sett hører de ikke hjemme blant stålene, men fra et brukersynspunkt spiller det mindre rolle. Hardmetallene inneholder store mengder karbider av wol­ fram (W), titan (Ti) og tantal (Ta), og med kobolt (Co) som bindemiddel. Hardmetallene fremstilles ved sintring, vist på figur 56. Sintring kan vi best sammenligne med en sammenkittingsprosess, som foregår ved at pulverkorn av karbider og kobolt presses sammen under høyt trykk ved ca 1500 °C. Temperaturen er lavere enn smeltepunktet for noen av kom­ ponentene, men ved diffusjon dannes det legeringer av karbi­ der og kobolt i korngrenseflatene. Legeringene smelter lokalt, slik at kornene «limes» sammen. Det høye trykket gjør at materialet blir helt kompakt, og det skal ikke varmebehandles. I denne forbindelsen kan vi nevne at i den teknologien som kalles pulvermetallurgi, spiller slike sintringsprosesser en stor rolle. Hardmetaller for skjærende verktøy fremstilles med for-

Wolframkarbid

skjellige egenskaper og inndeles i grupper etter hva slags materialer de skal bearbeide: - gruppe P: for stål, støpestål, aduserjern - gruppe M: for stål, støpejern, automatstål - gruppe K: for støpejern, ikke-jernmetaller, plast, tre

Pressing

1500°C Sintring

Figur 56 Sintring av hardmetaller

Det er egenskapene hardhet, seighet og slitestyrke som varie­ res etter bruksområdet. Innholdet av komponenter varieres derfor tilsvarende, for eksempel i sammensetninger som 30 % wolframkarbid, 64 % titankarbid+tantalkarbid og 6 % kobolt, eller en seigere type med 68 % wolframkarbid, 15 % titankarbid + tantalkarbid og 17 % kobolt. Hardmetallene har en hardhet som varierer mellom 1300 og 1800 HV ved romtemperatur. Ved en arbeidstemperatur på ca 600 °C er hardheten mellom 800 og 1000 HV. Figur 57 viser hardheten for karbonstål, hurtigstål og hardmetall ved for­ skjellige arbeidstemperaturer. E-modulen for hardmetallene er to-tre ganger så høy som for stål. Det gir mindre elastisk deformasjon av verktøyet og dermed større nøyaktighet i bearbeidingen. Hardmetallene brukes for det meste til skjæreverktøy. I forhold til hurtigstål kan skjærehastigheten økes fire-fem ganger og med samme eggvarighet. Foruten til skjæreverktøy brukes hardmetaller til bergbor, trekkskiver, dyser og andre detaljer hvor det kreves slitesterke materialer.

1 Herdet karbonstål 2 Hurtigstål 3 Hardmetall

Figur 57 Varmhardheten målt ved forskjellige temperaturer

1.5 Repetisjonsspørsmål 1 Hva mener vi med et sveisesikkert stål, og hvilke forbehold bør vi ta ved bedømmelsen? 2 Hva er årsaken til kaldsprekker, og hvordan kan tendensen til kaldsprekker angis for et stål? 59

3 Hva er hensikten med forvarming før sveising? 4 Hva er analyseområdet for alminnelige, sveisesikre stål? 5 Regn ut karbonekvivalenten for de tre stålene i NS 13205, når vi går ut fra et manganinnhold på 0,6 %. Hva kan vi si om sveisesikkerheten? 6 Gjør det samme for stålene i NS 13201. Kommentar? 7 Hva er det som gjør de rustfrie stålene korrosjonsbestan­ dige? 8 Hvordan kan vi raskt avgjøre om et rustfritt stål er austenittisk (18/8) eller ferrittisk-martensittisk (13 % krom)? 9 Hva er varmhardhet, og hvordan oppnår vi høy varmhardhet hos verktøystål? 10 Hvilke oppgaver har de forskjellige legeringselementene i verktøystålene? 11 Hvorfor er det uheldig med mye restaustenitt? 12 Hva er årsaken til at hardmetallene får langt større hardhet enn hurtigstålene?

60

2 Støpejern

2.1 Innledning Støpejern omfatter gruppen av jern-karbonlegeringer som har mer enn 2 % karbon. Produktene fremstilles ved formstøping, og eventuell etterbearbeiding foregår ved avsponing. Støpe­ jern har liten evne til plastisk deform..Jen og blir derfor ikke smidd eller valset. Årsaken til det ligger i strukturforholdene, som det blir redegjort for senere. Figur 58 viser jern-karbondiagrammet med de aktuelle legeringsområdene.

। Hvitt jern ।

Figur 58 Fasediagrammet jern-karbon

61

På grunn av det høye karboninnholdet har støpejern for­ holdsvis lavt smeltepunkt og er relativt enkelt å støpe feilfritt. Av produktgrupper kan vi nevne motorgods, rørdeler, venti­ ler, pumper, girkasser, kompressorgods, ovner og rammer og understell for verktøymaskiner.

2.2 Fremstilling

Figur 59 Kupolovn

Figur 60 Induksjonsovn

62

Utviklingen har ført til skjerpede krav til støpejern som for andre konstruksjonsmaterialer. Det kreves større jevnhet i sammensetningen og bedre fasthetsegenskaper. De forskjelli­ ge kvalitetene av støpejern følges opp i produksjonen med kjemisk analyse og strukturkontroll, hånd i hånd med kontroll av fasthetsegenskapene. Fremstillingen i den klassiske kupolovnen (figur 59), som siden 1700-tallet har vært så å si uforandret, går nå raskt mot slutten. Årsaken er at det ikke er mulig å kontrollere sammen­ setningen godt nok i denne ovnstypen. Induksjonsovner, figur 60, og i noen grad lysbueovner, figur 7, har mer og mer overtatt. Råstoffene for støpejern er som regel skrapstål, sirkulerende støpejernskrap og eventuelt noe råjern. Dette nedsmeltes og justeres til riktig analyse med slaggbehandling (reduksjon av fosfor og svovel) og tilsetting av ferrolegeringer (FeSi og FeMn) og karbonpulver. I kupolovnene ble det brukt koks som brensel, og det avgir karbon til jernet, men slaggbehand­ ling kan ikke foretas i kupolovnen. Et støpejern som er fremstilt på stålskrapbasis, kalles synte­ tisk, i motsetning til råjernbasert støpejern. Årsaken til at syntetisk jern dominerer produksjonen, er økonomisk, til tross for at råjern ligger nærmere støpejernet i sammensetning. Støpetemperaturen er mellom 1250 og 1400 °C, altså godt over smeltepunktet, slik at det blir god flytbarhet, god formfylling og god konturskarphet på støpegodset. På grunn av det høye karboninnholdet oksideres flytende støpejern ikke noe særlig, og det blir glatte og fine overflater, uten glødeskall eller sår. Jernet støpes oftest i engangsformer. De er fremstilt av en formmasse som vanligvis består av kvartssand tilsatt 5 % karbonpulver, litt vann og med leire som bindemiddel. Figur 61 viser en støpeform. Hvis det er fare for sugninger i godset når det størkner, må formene utstyres med løp (matere). Ved den vanligste typen støpejern, gråjern, sløyfes i mange tilfeller løpene, fordi grafittutskillingen i gråjernet kompenserer for krympingen. Ferdiggjøringen av støpejernsgods er som regel ukomplisert. God­ set sandblåses, løp fjernes og eventuelle ujevnheter og grader slipes bort.

Figur 61 Støpeform med modell og støpestykke

2.3 Hovedgrupper av støpejern 2.3.1 Karbon i støpejern

I støpejern kan karbon opptre på to måter: i fri form som grafitt eller bundet som sementitt, og alle grader av fri/bundet form forekommer. De faktorene som styrer mengdeforholdet grafitt/sementitt, er i første rekke karbon- og silisiuminnholdet, dernest avkjølingsforholdene under størkningen. Silisium forskyver eutektikum mot venstre i fasediagram­ met, figur 58, og øker tendensen til utskilling av grafitt. Den samme effekten har fosfor, men fosforinnholdet er oftest så lavt at innflytelsen på grafittutskillingen er liten. Den samlede virkningen av karbon, silisium og fosfor er uttrykt i karbonek­ vivalenten for støpejern: CE = (C + 0,31 • Si + 0,33 • P) %

Karbonekvivalenten vil ligge i området 3,4-4,6 %. En økning av karbonekvivalenten gir større tendens til grafittutskilling. Men avkjølingshastigheten ved størkning spiller også en stor rolle. Lav avkjølingshastighet virker i samme retning som høy karbonekvivalent. Hurtig størkning gir større andel sementitt. Dette fremgår av diagrammet på figur 62, hvor vi ser den strukturen som oppnås ved forskjellige kombinasjoner av karbonekvivalent og godsdimensjon. Godstykkelsen og støpegodsets utforming er avgjørende for avkjølingshastigheten. Ut fra de strukturene vi får, inndeles støpejern i fire hoved­ grupper: - grått støpejern - kulegrafittjern - hvitt støpejern - aduserjern 63

0

0

2.3.2 Grått støpejern

Grått støpejern har den største andelen av all støpegodsproduksjon. Betegnelsen «grått» kommer av at bruddflaten er grå til gråsvart på grunn av den frie grafitten. Norsk Standard NS 11 100 omfatter seks forskjellige fasthetsklasser av grått støpejern støpt i sandformer. Klassifiseringen er gjennomført i to kategorier etter strekkfasthet og hardhet. Strekkfasthetsklassene betegnes med SjG 100-SjG 350 som tilsvarer Rm (minimum) = 100—350 N/mm2. Strekkfastheten kan måles på separatstøpte eller påstøpte prøveemner (emnet er en del av støpegodset). Med godstykkelse mindre enn 20 mm og godsmasse mindre enn 200 kg vil egen­ skapene i separatstøpte prøveemner være representative for støpegodsets egenskaper. Er godstykkelsen større enn 20 mm og massen over 200 kg kan egenskapene måles på påstøpte prøve­ emner som da gir bedre overensstemmelse i fasthetsegenskapene. Strekkprøvingen skal utføres etter NS 10 100 med spesielle prøve­ staver beskrevet i NS 11 100. Hardhetsklassene er tilsvarende H 145 -H 255. Hardheten måles etter Brinellmetoden NS 10 120. Utdrag av NS 11 100 er vist i bilag 8. Sammensetningen av grått støpejern ligger innenfor områdene C = 3-4% Si = 1-3% Mn = 0,4-1 % P < 0,5 % S > 0,15%

De laveste fasthetsklassene har en struktur med flakgrafitt i ferrittisk grunnmasse. Etter hvert som karbonekvivalenten avtar, vil mer karbon bindes som sementitt, og den opptrer da i perlittform. For de midtre fasthetsklassene vil vi ha grafitt i en grunnmasse som dels er ferrittisk, dels perlittisk. De høyeste fasthetsklassene er helt uten primær ferritt. Figur 63 viser

64

4% picraf

60X

Figur 63 a) Ferrittisk, grått støpejern

5% nital

600 X

b) Perlittisk, grått støpejern

Brinellhardhet i godset

ferrittisk og perlittisk jern. For å øke strekkfastheten må vi altså senke karbonekvivalenten, sammenlign med figur 62. Det vil ofte oppstå problemer med ujevne fasthetsegenskaper i gods med forskjellig tykkelse, slik at det knytter seg atskillig usikkerhet til oppgitte fasthetsdata. Figur 64 viser strekkfastheten som funksjon av godstykkelsen for forskjellige gråjernklasser, men vi ser at det er stor spredning i fastheten.

Figur 64 Strekkfasthet av grått støpejern etter godstykkelse. SjG-betegnelsene er fasthetsklassene etter NS 11 100

65

Figur 65 Klassifisering av flakgrafitt etter ASTM

Grafittflakenes størrelse og fordeling har også innflytelse på fasthetsegenskapene. Figur 65 viser klassifiseringen av flakgrafitt. Vanligvis ønskes en finfordelt grafitt av type A, fordi den gir de beste fasthetsegenskapene. Grafittflakene bryter den metalliske sammenhengen, og jo grovere de er, desto mer svekket blir materialet når det er utsatt for strekkpåkjenning. Flakform og flakfordeling påvirkes av avkjølingsforholdene og kimdannelsesforholdene. Kimantallet kan økes ved såkalt ymping, det vil si tilsetning av pulverisert ferrosilisium til støpejernet like før støping. Ved sakte størkning øker tenden­ sen til grove grafittflak. Grått støpejern er sprøtt, det har ingen flytegrense, og forlengelsen er under 1 %. Elastisitetsmodulen stiger med strekkfastheten og kan variere mellom 70 og 140 kN/mm2. Trykkfastheten er god; vi kan regne med at den er tre-fire ganger så høy som strekkfastheten. Det kommer av at grafitt­ flakene under trykk ikke virker som bruddanvisere, slik de gjør ved strekkpåkjenning. Konstruktørene prøver derfor å konstruere slik at støpejernet mest mulig får trykkbelastning. Utmattingsfastheten varierer med struktur og strekkfasthet, og for ferrittiske jern er den lav. Det er grafittflakene som igjen er årsaken, fordi de virker som skår. En følge av det er at virkningen av skarpe hulkiler og skår ellers er liten. Grått støpejern har god dempningsevne for mekaniske svingninger, noe som skyldes grafittens absorberende egenska­ per. Se figur 66. Maskineringsegenskapene er jevnt over gode, men er best for de ferrittiske jernene. Blir hardheten over 300 HB, er det oftest nødvendig å varmebehandle godset før maskinering. Grafittflakene virker effektivt som sponbrytere og har samtidig en smørende virkning. Unntaksvis kan det oppstå problemer med avsponingen dersom det er hvitt jern i

66

Støpestål

Perlittisk kulegrafittjern

Grått støpejern

Figur 66 Dempningsegenskaper hos tre støpte materialer

overflaten eller i tynne godspartier. Sveisbarheten er dårlig, men det er fullt mulig å sveise støpejern selv om det ikke blir homogene egenskaper i og omkring sveisen. Sveising foretas nesten alltid som reparasjonssveising, og det kan benyttes både gass- og buemetoder. Varmebehandling av grått støpejern blir sjelden gjort, men det kan være aktuelt i tilfeller hvor vi ønsker å endre på struktur og egenskaper. Høyfaste støpejern mykglødes ved ca 700 °C for å forbedre avsponingsegenskapene. Fastheten redu­ seres da noe. Gløding ved temperatur omkring 800 °C benyttes for å fjerne hvit struktur (sementitt) i overflaten og i tynne partier. Slik gløding kan gi helferrittisk struktur. Spennings­ gløding gjøres ved 475-675 °C avhengig av fasthetsklassen. Perlittisk gråjern kan herdes, og det utføres som oftest som overflateherding med flamme- eller induksjonsmetoder. Mot­ standen mot atmosfærisk korrosjon er litt bedre enn hos ule­ gert stål. Støpejern har ellers god korrosjonsmotstand i basiske miljøer, men ikke i sure. Et unntak er konsentrert svovelsyre, som passiverer overflaten. Lavlegerte støpejern med krom-, nikkel- og molybdentilsats blir brukt når vi vil ha et jern med høyere fasthet enn SjG 400. Vanligvis foretrekkes kulegrafittjern i slike tilfeller. Høylegerte austenittiske legeringer på krom-nikkelbasis er korrosjons­ bestandige (DIN 1694). Konstruksjon av støpegods bør alltid utføres i samarbeid med støperiet, fordi det ofte er nødvendig å ta spesielle støpetekniske hensyn ved utformingen. Et slikt samarbeid reduserer faren for vrakstøping, urasjonell produksjon o 1. 2.3.3 Kulegrafittjern

Som navnet sier, opptrer grafitten i kulegrafittjern i kuleform. Grunnstrukturene er som i gråjern: ferritt, ferritt og perlitt, eller bare perlitt. Se figurene 67 og 68. 67

2% nital, iightly etched

Figur 67 Ferrittisk kulegrafittjern

140X

2% nitaf

250 X

Figur 68 Perlittisk kulegrafittjern

Kulegrafittjernet er normert i NS 11335 til 11380 i 7 fasthetsklasser med flytegrenser fra 220 til 500 N/mm2. Se bilag 9. Sammensetningen av kulegrafittjern vil ligge i området:

C = 3,2-4,2 % Si = 1,5-3,2 % Mn = 0,05-1 % P < 0,08 % S < 0,02 % Vi ser at det er i kravene til fosfor og svovel at kulegrafittjernet avviker mest fra gråjern. Kuleformen på grafitten oppnås ved å behandle jernet med magnesium (Mg), som blir tilsatt i form av nikkel-magnesium (NiMg) eller ferrosilisium-magnesium (FeSiMg) umiddelbart før støping. Det må tilsettes så mye magnesium at restinnholdet i jernet blir minst 0,04 %, ellers misdannes grafittkulene. Fasthetsnivået bestemmes av strukturen, nærmere presisert forholdet ferritt/perlitt, som hos grått støpejern. Kulegrafitt­ jern av de laveste fasthetsklassene har kulegrafitt i ren ferrit­ tisk grunnmasse, mens de høyeste fasthetsklassene har perlit­ tisk grunnmasse. Hos kulegrafittjern er strukturen ikke bare avhengig av karbonekvivalenten og avkjølingsforholdene. Renheten i utgangsmaterialene spiller en viktig rolle for kuledannelsen, ved siden av magnesiumbehandlingen. Det er også nødvendig med en nøyaktig kontroll av råmaterialene og fremstillingsprosessen for å oppnå god kvalitet. Disse forholdene er årsaken til at kulegrafittjern er dyrere enn grått støpejern. Spesielt er kravet til lavt svovelinnhold strengt, men også andre forurensninger

68

og sporelementer må holdes på lavt nivå. For å møte disse kravene blir kulegrafittjern fremstilt i elektriske smelteovner hvor det kan holdes god smelte kontroll. For å få et materiale med homogen struktur, med like egenskaper i tykke og tynne partier, må godset som oftest varmebehandles. Varmebehandlingen er avhengig av den sluttstrukturen som ønskes. Ferrittisk struktur oppnås ved å gløde ved 850-900 °C, deretter senke temperaturen til ca 700 °C og holde den der i passende tid. Ved den høyeste temperaturen spaltes sementitten (Fe3C = 3 Fe + C), og ved 700 °C utskilles ferritten, mens perlitten spaltes. Helperlittisk struktur får vi ved direkte luftavkjøling fra ca 800 °C, og blandingsstrukturer oppnås ved å dempe avkjølingshastigheten mer eller mindre. Med rene utgangsmaterialer (oksygenbehandlet spesialråjern) kan det oppnås ferrittisk struktur uten at varmebehandling er nødvendig. Kulegrafittjernet ble utviklet i 1940-årene og kom som svar på et gammelt ønske om et materiale som var lett å støpe og samtidig seigt. Kulegrafittjernet bygger bro mellom gråjern, som er sprøtt, og støpestål, som er seigt. Støpeteknisk har kulegrafittjernet de fleste av gråjernets fordeler. Det er lavtsmeltelig, har tilfredsstillende flytbarhet og formfyllingsevne, og det er få problemer med overflatefeil og andre støpefeil. I tillegg er materialet duktiit, det har både flytegrense (Rpo,2) °g bruddforlengelse. Kravene til bruddforlengelsen går ellers fra minimum 22 % for SjK 350 til minimum 2 % for SjK 800. Vi skal også merke oss at mens strekkfasthetsområdet for grått støpejern ligger lavere enn hos stålene, dekker kulegra­ fittjernet et større område enn de alminnelige konstruksjonsstålene av begge grupper. Kulegrafittjern tåler altså til en viss grad plastisk deforma­ sjon, og det gjør at det kan brukes i konstruksjonselementer i konkurranse med stål. Kulegrafittjern kan brukes mye friere når det gjelder strekkbelastninger, hvor grått støpejern som kjent stiller forholdsvis svakt. Det blir følgelig brukt til ma­ skindeler med vekslende belastning, for eksempel tannhjul, veivaksler, veivstenger og kranhjul. Perlittisk jern egner seg godt for herding som foretas fra ca 850 °C og med avkjøling i olje. Overflateherding kan gjøres som flamme- eller induksjonsherding. Avsponingsegenskapene er jevnt over tilfredsstillende, men best for de laveste fasthetsklassene. Utmattingsfastheten er naturlig nok høyere enn for gråjern og ligger i samme område som konstruksjonsstålene og med samme følsomhet for skår. Kulegrafittjern kan sveises (forvarming), de ferrittiske kvali­ tetene sveises lettere enn de perlittiske. Som hos gråjern er det fare for martensitt- og sementittdannelser i sveisesonen og dermed redusert duktilitet og maskinerbarhet. Korrosjons­ egenskapene er de samme som hos grått støpejern. 69

Figur 69 Hvitt støpejern (100 ganger forstørret)

2.3.4 Hvitt støpejern

Ved å kombinere en forholdsvis lav karbonekvivalent med høy avkjølingshastighet (se figur 62) får vi en struktur hvor alt karbonet er bundet, dels som primær sementitt, dels som grunnmasseperlitt. Se figur 69. Bruddflaten fortoner seg lys gråhvit. Analyseområdet for hvitt jern er:

C Si Mn P S

= = = <
—

S

• o» ® CD ra E

ra

8 r-

OT

ot

Cm

OT cv

s

S

OT CM

For tykkelser T i mm

For thicknesses T m mm

mm

N/mm2

Flytegrense Yield stress

8 8 ►—

8

ot

ot

ot

8

8

OT OT CM

OT 8

N CM

8

OT s

OT 3

ot

ot

£

OT OT rt

8

r>

3 3

? S

h-

ot

«o OT

3

For tykkelser T i mm For thicknesses T m mm

Rm N/mm2

5

$

§

'

co

§

co

§

6 OT

§ 00.01 (U. N)

n 35 □

35

00 (U) 01 (N)

rt cn

cy rt 35 X

00,01 (U. N)

ø

00.01 (U. N)

00.01 (U. N)

condition 1)

Delivery-

f

i

cy

(N) 10

tilstand 1)

I

H

Leverings

Strekktasthet Tensile strenght

8

CM

152

$ c Si?!

® ra 5 1

(n) oo

Mekaniske egenskaper

8

5

3) For prøvestaver med bredde mindre enn 10 mm gjelder betingelsene i avsnitt M 4 I 4 og Fig i NS I2IO2

den oppgitte maksimumsverdien.

2) Desoksidasjon ikke spesifisert.

5 z

cy

rt

35

35