STAINLESS STEEL

01.18 |

XII-1. Pengantar

Terdapat banyak jenis-jenis stainless steel, tetapi pada umumnya semua jenis tersebut memilki karakteristik yang hampir sama yaitu mengandung lebih dari 11.5%Cr. Tentu saja kehadiran penting paduan ini tergantung dari ketersedian Cr dengan harga yang masuk akal. Stainless steel banyak digunakan karena ketahanan korosinya, ketahanan oksidasinya, dan penampilannya yang memuaskan, kesemuanya ditentukan oleh kehadiran Cr pada Stainless Steel. Secara umum Stainless Steel dibagi menjadi 5 tipe:

1. Ferritic, mengandung 12-30%Cr dan C rendah

2. Martensitic, dengan kandungan 12-17% Cr dan 0.1 sampai 1.0%C

3. Austenitic, mengandung 17-25%Cr dan 8-20%Ni

4. Duplex alloys, dengan 23-30%Cr, 2.5-7%Ni, dan tambahan dari Ti atau Mo

5. Precipitation hardening alloys, yang mana memliki dasar austenitic atau martensitic, dengan tambahan dari Cu, Ti, Al, Mo, Nb, atau N

Streicher sudah menyediakan rangkuman dari sejarah paduan-paduan ini, aplikasinya saat ini, dan prospek mendatang.

Pendekatan terbaik melalui metalurgi fisik dari baja komersil ini dapat dilihat melalui three binary phase diagrams, Fe-Cr, Fe-Ni, dan Ni-Cr , serta ternary diagram Cr-Fe-Ni.

XII.2 DIAGRAM FASA

Diagram Fe-Cr merupakan dasar dari semua logam baja tahan karat.. Chromium penstabil ferit, memicu terjadinya gamma loop, dengan kelarutan maksimum sekitar 12%Cr dalam austenite pada temperatur 1000⁰C. Di bawah temperatur 830⁰C dan di atas 1390⁰C austenite tidak terbentuk. Yukawa dkk menyimpulkan dengan adanya kadar Cr yang banyak, fasa yang terbentuk pada temperatur tinggi dinamakan δ (delta).

Penambahan unsur C atau N, di mana merupakan penstabil kuat austenite, dapat memperluas gamma loop, dengan meningkatnya kelarutan Cr dalam austenite. Daerah α+γ meluas pada sekitar 0,2%(C+N) yang berada pada 13%-27%Cr.

Bagian temperatur yang lebih rendah dari diagram Fe-Cr digambarkan pada Gambar XII.2. Fasa σ, FeCr, berbentuk tetragonal, dengan 30 atom per unit sel. Fasa ini terbentuk secara lambat dalam kisaran temperatur antara 800⁰-600⁰C. Pada temperatur di bawah 520⁰C, fasa tersebut berubah menjadi α+α’ dengan pembentukan eutectoid, namun reaksi yang terjadi sangat lambat. Pembentuka fasa σ dapat dicegah melalui pendingan yang cepat dan pada saat itu, fasa α’ akan terbentuk pada temperatur di bawah 520⁰C melalui pembentukan spinodal. Fasa α’ mengandung sekitar 90%Cr (Gambar XII.2). Presipitat ini mengalami penggetasan pada 475⁰C. Fasa α dan α’, kaya akan Fe dan ferit Cr, dengan perbedaan parameter kisinya yang berkisar 0,2%.

Diagram Fe-Ni pada temperature sekitar 450⁰C digambarkan pada Gambar XII.3. Kelarutan maksimum Ni dalam α Fe berada pada kisaran temperatur 400⁰-500⁰C (Gambar XII.4). Nikel sebagai penstabil gamma ditunjukkan pada daerah perpanjangan 30% Ni dengan temperatur berkisar 500⁰-1450⁰C. Transformasi gamma pada proses pendinginan terjadi sangat lambat, sehingga derajat tinggi undercooling dapat diperoleh, yang mengakibatkan adanya driving force selama transformasi martensit dalam paduan Fe-Ni. Temperatur Ms menurun drastis dengan menaiknya kadar Ni, yaitu dari temperatur 200⁰C pada 20%Ni, ke 0⁰C pada 30%Ni, sampai -220⁰C pada 34%Ni.

Berdasarkan diagram fasa Fe-Ni di bawah temperatur 450⁰C, struktur logam Face Centered Tetragonal (FCT) dapat terbentuk pada temperatur di bawah 400⁰C, inilah yang merupakan fasa kesetimbangan dalam paduan Fe-Ni yang dikenal sebagai α dan FeNi. Heumant dan Karsten menyatakan bahwa struktur Face Centered Cubic (FCC) larutan padat Fe-Ni terdekomposisi secara eutectoid pada temperatur 345⁰C dan kadar 52%Ni menjadi campuran FeNi₃ dan α Fe.

Diagram fasa Cr-Ni yang ditunjukan pada Gambar XII-5 memiliki hubungan dengan diagram fasa Fe-Cr pada Gambar XII-1. Berdasarkan gambar XII-1, ditunjukan tarnsformasi alotropik dalam Cr murni. Kedua fasa σ dan δ dapat terbentuk melalui proses pendinginan cepat dari temperatur 1250⁰C sampai temperatur kamar. Pada baja tahan karat, perlu diperhatikan bahwa daerah gamma semakin luas terbentuk sampai kadar 50% Cr yang terlarut dalam FCC Ni pada temperatur 1350⁰C.

Ketidakpastian yang ada pada 3 diagram biner sebelumnya, dapat diatasi dengan melihat diagram fasa terner Fe-Cr-Ni. Oleh karena reaksi yang terjadi sangat lambat, kesetimbangan diagram fasa tidak selalu dapat digunakan untuk memprediksi struktur yang akan hadir dalam paduan komersial. Contohnya adalah Stainless Steel tipe 302 (17-19%Cr, 8-10%Ni), jika kita lihat pada diagram terner, pada kadar 18% Cr, fasa yang terbentuk selalu austenite. Hal ini mengabaikan pengaruh yang sangat kuat dari unsur C dan N dalam menstabilkan austenit, sehingga paduan menjadi austenit seluruhnya pada temperatur lingkungan ataupun temperatur tinggi. Deformasi plastis melalui pendinginan baik di bawah temperatur lingkungan membutuhkan pergerakan austenit metastabil menuju kesetimbangan ferit, dan kemudian terjadi transformasi martensit.

Walaupun fasa σ merupakan fasa utama dari diagram fasa Fe-Cr-Ni (Gambar XII-7), laju pembentukannya pada temperatur di bawah 500⁰C sangat lambat sehinga pada temperatur ini, fasa tersebut tidak dapat dijadikan faktor penting dalam menentukan sifat stainless steel.

XII-3. Effect of Single Additions to Fe-Cr-Ni alloys

Unsur karbon hanya terlarut dalam jumlah sedikit dalam Baja Austenitik Fe-Cr-Ni, selain itu karbon berfungsi sebagai penstabil austenite. Gordon¹berpendapat bahwa batas kelarutan unsur karbon dalam 18% Cr dan 8-10%Ni ialah 0.04% pada temperature 800°C , 0.01% pada temperature 700°C, da 0.003% pada temperature 600°C. Hasil dari kelarutan karbon ini digambarkan di Fig. XII-8. Rosenberg dan Irish² mengatakan bahwa kelarutan karbon pada suhu 700°C ialah 0.007%. Endapan karbon berupa Cr₂₃C₆ pada batas butir austenite menghasilkan baja yang rentan terhadap Intergranular Corrosion karena adanya depleting Cr dalam solid solution¹. Endapan ini terjadi selama proses pendinginan setelah pengelasan. Menjaga kadar unsur C dibawah 0.03% dapat mencegah terjadinya deterioration. Meskipun konsentrasi C ini dapat meningkatkan kelarutan Cr₂₃C₆pada temperature 700°C, tetapi fasa karbida ini terbentuk secara perlahan dan laju pendinginan setelah pengelasan cukup tinggi sehingga dapat menghindari pengendapan.

Fig XII-6. Daerah pada Fe-Ni-Cr dengan kandungan Cr konstan

(E.C. Bain and R.H. Aborn, Metal Handbook. 1993 ed., Am. Soc. Met., Metals Park, Ohio, by permission.)

Kelarutan Nitrogen lebih besar dibandingkan C pada Fe-Ni-Cr (Tabel XII-1); Nitrogen merupakan penstabil austenite yang sangat baik; dan nitrogen tidak menyebabkan Intergranular Corrosion. Nitrogen secara ekonomis dapat dijadikan substitusi unsur paduan Ni dalam Baja Austenitik Stainless.

Pengaruh dari berbagai unsur paduan dikenal sebagain “Ni Equivalents” apabila unsur paduannya termasuk penstabil Austenite, sedangkan “Cr Equivalents” apabila unsur paduannya ialah penstabil ferrite, yang dinyatakan dalam %wt².

Cr equivalents = Cr + 2(Si) + 5(V) + 5.5(Al) + 1.75(Nb) + 1.5(Ti) + 0.75(W) (XII-1)

Ni equivalents = Ni + Co + 0.5(Mn) + 0.3(Cu) + 30(Cu) + 25(N) (XII-2)

Persamaan ini digambarkan dalam diagram Schaeffler (Fig. XII-9)². Meskipun pada dasarnya digunakan untuk pendinginan pengelasan, diagram ini dapat dipakai untuk meramalkan fasa yang terbentuk pada baja stainless saat komposisi berubah.

Transformasi martensitik digunakan dalam baja stainless Fe-Ni-Cr untuk menghasilkan struktur dengan kekuatan tinggi dan ketahanan korosi yang baik. Fasa ini biasanya muncul di baja stainless metastabil Austenitik saat didinginkan dibawah temperature ruang atau saat dideformasi pada temperature ruang. Pada saat pembentukannya, Temperatur Martensite tergantung dari komposisi dan sifat paduan.

Fig. XII-8. Kelarutan karbon (C) pada 18%Cr,8-10%Ni, Paduan Fe.

Ms(°C) = 502 – 810(C) – 1230(N) – 13(Mn) – 30(Ni) – 12(Cr) – 54(Cu) – 46(Mo) (XIII-3)

Dimana tanda ( ) mengindikasikan %wt dari unsur paduan. Hal ini berdasarkan asumsi:

1. Bahwa pengaruh unsur ialah proposional terhadap konsentrasinya.

2. Tidak ada interaksi antar unsur.

Persamaan ini sangat berguna untuk mempelajari korelasi antara M_ddan komposisi. M_d adalah batas atas temperature dimana terjadi inisiasi martensite karena deformasi plastis. Peregangan tarik merupakan salah satu cara yang efektif untuk menginisiasi transformasi martensite dibandingkan dengan peregangan tekan. Pada fasa austenite metastabil jumlah (M_d- M_s) dapat berkisar antara 30 - 300°C.

Pengetahuan tentang efek komposisi terhadap M_d sangat dibutuhkan, akan tetapi M_d sulit untuk ditentukan. Angel¹ dapat menghindari kesulitan ini dengan menghitung M_d30, temperature dimana true strain bernilai 0.30, dan terjadi transformasi menjadi 50% martensite. Persamaan yang dimaksud ialah :

M_d30(°C) = 413 – 462(C+ N) – 9.2(Si) – 8.1(Mn) – 13.7(Cr) – 9.5(Ni) – 18.5(Mo) (XIII-4)

Fasa metastabil austenite dalam baja stainless dapat bertansformasi secara martensitik ke fasa e (HCP) atau a’ (BCC). Akan didapatkan struktur mikro berupa lath martensite atau plate martensite, tergantung dari temperature Ms. Bentuk dari e dihasilkan oleh energy Stacking Foult yang rendah, karena tranformasi dapat selesai oleh propagasi intrinstik stacking foult pada bidang (111)_g, yang berarti terjadi gliding dislokasi sebagian 1/6 <112> pada tiap bidang (111)_g. Pada g dan e, bidang closed-packed dan arah sama.

(111)_g II (0001)_e

_g II

Wirth dan Bickerstaffe²,menyatakan bahwa baja yang mengandung 8% Ni dan 12, 14, atau 16 % Cr, memiliki tipe martensite dan substruktur yang bergantung pada struktur austenite sebelum transformasi. Yang berbanding terbalik dengan energy stacking foult. Penambahan Cr atau peningkatan laju pendinginan meningkatkan jumlah internal twin dari lath martensite. Internal twin ditunjukan oleh skema :

g ® e (faulted g) ® a’

Menujukan tiga fasa berbeda :

(111)_g II (0001)_eII _a_’

_g II II _a_’

Yang merupakan hubungan Kurdjumov-Sachs.

Pada kebanyakan baja, martensite berbentuk lath, dengan kecenderungan bidang (225)g. Plat mertensite terjadi ketika temperature Ms rendah, pada baja dengan kandungan Ni yang tinggi.

XII-4. Pengetasan dari Fe-Cr Alloy

Seperti yang ditunjukkan pada Gambar. XII-2, terdapat perbedaan kemampuan larut (miscibility) pada sistem Fe-Cr; solid solution dari Cr pada Fe terbagi menjadi dua bagian, Kaya Fe α dan kaya Cr α’, pada temperatur antara 350 dan 500 °C. Ketika α’ terbentuk, hal ini membuat pengetasan pada alloy. Pengetasan ini dapat dihilangkan dengan dipanaskan kembali ke temperatur diatas 550°C.

Pada kandungan Cr 14 sampai 18%, formasi dari α’ terjadi dengan nukleasi dan pertumbuhan normal. Pada kandungan Cr yang lebih tinggi, reaksi terjadi dengan dekomposisi spinodal (Gambar. XII-10). Di dalam spinodal, garis putus-putus, solid solution terdekomposisi dengan peningkatan dari penambahan perbedaan komposisi, pada kompetisi pertumbuhan dan nukleasi. Di luar spinodal, hanya kompetisi yang mungkin terjadi.

Untuk sistem binari yang diberikan, energi bebas dapat bervariasi dengan komposisi pada temperatur konstan T1 seperti yang ditunjukkan pada Gambar XII-10a. Diantara titik A dan B, kedua fasa α dan α’ dapat berada pada satu tempat yang sama; yakni, batas dari dua fasa pada diagram fasa (Gambar XII-10b) yang menjadi titik penentu dimana dF(x)/dx = 0. Titik C dan D adalah titik infleksi pada kurva energi bebas, dimana d²F(x)/dx² = 0. Titik penentu, garis putus-putus pada Gambar XII-10b, menunjukkan daerah spinodal. Diagram energi bebas untuk sistem Fe-Cr pada 482 °C ditunjukan pada Gambar XII-11, yang mana terlihat bahwa dekomposisi spinodal pada temperatur ini dapat terjadi diantara 0.25 dan 0.60 fraksi atom dari Cr.

Pengetasan oleh presiptasi dari α’ dapat terjadi secara ekstrim, energi yang diabsorbsi pada suhu ruang untuk merusak setengah panjang takik-V spesimen Charpy pada sebuah alloy 18% Cr yang dijatuhkan dari 100 ft.lb ke 2 ft.lb setelah 250 jam pada 482 °C.Laju dari proses pengetasan bervariasi dengan komposisi dan pelelehan, waktu dapat diantara 20 sampai 2000 jam pada 480 °C, temperatur reaksi terjadi sangat cepat. Jumlah Cr yang lebih rendah dan pelelehan vakuum memperlambat pengetasan awal. Presipitasi α’ terjadi pertama kali pada dislokasi. Presipitat tetap berukuran kecil, dengan ranah 2,5 sampai 25 nm, dan koheren dengan matriks.

Tdaik seperti pengetasan temper, pengetasan 475 °C bukanlah efek permukaan internal; kristal tunggal dapat digetaskan. Fraktur yang terjadi adalah transgranular. Pengetasan pada Fe-Cr dapat meningkat dengan kehadiran dari Al, Mo, Ti, Si, Nb, atau P, tetapi kehadiran elemen yang disebutkan tidaklah terlalu penting. Elemen tersebut dapat mengetaskan melalui pengerasan dari kisi bcc. Jumlah yang lebih daripada Ni normal dapat mengurangi pengetasan.

Gambar XII-10 Diagram skematik komposisi energi bebas dan diagram fasa perbedaan asosiasi kelarutan

Tipe kedua dari pengetasan yang terjadi pada Fe-Cr terjadi karena terbentuknya formasi fasa α. Pengetasan tersebut dapat terjadi ketika partikel dari σ cukup besar untuk menyokong retak Griffith. Dalam ranah temperatur yang cukup besar, α’ dan σ dapat berada pada satu tempat yang sama. Pada 12 sampai 16% Cr baja ferritik, keduanya dapat ada pada 480 °C. Setelah ditahan lama pada temperatur ini, partikel α’ dapat larut kembali, dengan atom Cr berdifusi ke partikel σ. Pembentukan σdapat didukung dengan cold work, diduga karena dislokasi dapat membantu nukleasi. Elemen penstabilisasi ferrit, Mo, Si, Ti, dan P meningkatkan laju pembentukan σ, begitu juga Mn. Seperti yang ditunjukkan pada gambar XII-12, laju pembentukan dan ranah temperatur saat terbentuknya σ ditingkatkan dengan jumlah Cr.

Gambar XII-11. Daigram energi bebas dari sistem Fe-CR pada 482 °C. (P.J. Grobner. Met. Trans., 4:251 (1973), dengan izin)

Gambar XII-12. Kurva aproksimasi transformasi isotermal untuk pembentukan fasa sigma pada cold work Fe-23,31, dan 33% Cr yang mengandung 0,06 sampai 0,08% C (P.Duwez dan H. Martens, Ductile Chromium, Am. Soc. Met., Metals Park, Ohio, 1956, p.322, dengan izin)

Meskipun σ dapat dibentuk pada AISI seri 300 dari baja stainless austenit pada periode singkat 24 jam pada 650 °C, pengetasan bukanlah masalah utama kecuali pada 25% Cr tipe 310 dan pada 17%Cr-2%Mo tipe 316.

Selain α’ dan σ, paduan intermetalik lain, yang disebut fasa X, dapat terbentuk pada baja stainless ferritikyang mengandung Mo. Keberadaan dari fasa ini ditemukan oleh Andrews dan McMullin; efeknya pada sifat mekanik dan korosi didiskusikan oleh Steigerwald dkk. Fasa Chi mempunyai komposisi nominal Fe₂CrMo yang dapat terbentuk pada ranah suhu 550-925 °C, sering berkonjungsi dengan σ. Seperti halnya σ, fasa tersebut dapat mengunrangi ketangguhan baja dan meningkatkan terjadinya korosi celah (crevice) karena hilangnya Cr dan Mo dari matriks ferrit.

XII-5. Stacking Fault Energy dari Baja Stainless Austenitik

Stacking fault energy (SFE) dari logam selalu berkurang dengan pemaduan dengan elemen lain, tetapi penambahan elemen ketiga dapat menambah atau mengurangi SFE. Pada logam dengan SFE yang ditnggi, dislokasi tidaklah berdisosiasi dan cross slip lebih mudah terjadi. Hal ini mengakibatkan pembentukan dari sel dislokasi. Dengan SFE yang rendah, dislokasi cenderung berdisosasi dengan cepat dan cross slip menjadi sulit. Dislokasi terbatas pada bidang {111}, membentuk planar yang tersusun rapi. Stacking Fault, dibatasi dengan dislokasi dua bagian, berjumlah hingga 4 lapisan atom pada konfigurasi hep, dan lebarnya proposional dengan SFE. SFE menkontrol laju dari pengerasan oleh kerja dari baja austenitik, frekuensi dari twin annealing, pemudahan dari transformasi menuju martensit ε, deformasi dan tekstur annealing, struktur yang halus dari marteniste α, pemulihan dari kinetik dan rekristalisasi, an kemungkinan terjadinya retak korosi-stress. SFE dari beberapa alloy fcc dapat dilihat pada Tabel XII-2. Komposisi pada baja stainless 18-8 memiliki SFE terendah, karena kecenderungan terbentuknya martensit ε ketika deformasi.

Tekstur cold-roll dari austenit pada SFE rendah pada dasarnya adalah {110}<112> (tipe kuningan), dimana dengan SFE tinggi tekstur adalah {123}<412. Dan {146}<211> (tipe tembaga). Seperti yang didiskusikan pada bab VIII, transformasi dari tekstur austenit menuju martensite dapat membentuk sebuah tekstur pada martenist, dengan relasi Kurdjumov-Sachs :

(111)γ || (011)α’

[1Ῑ0] γ || [1Ῑ1] α’