DEFORMAČNÍ CHOVÁNÍ MATERIÁLŮ studijní opora

Vysoká škola báňská – Technická univerzita Ostrava Fakulta metalurgie a materiálového inženýrství

DEFORMAČNÍ CHOVÁNÍ MATERIÁLŮ studijní opora

Ivo Schindler Petr Kawulok

Ostrava 2013

Recenze: doc. Ing. Radim Kocich, Ph.D.

Název: Autor: Vydání: Počet stran:

Deformační chování materiálů prof. Ing. Ivo Schindler, CSc., Ing. Petr Kawulok, Ph.D. první, 2013 94

Studijní materiály pro studijní program Metalurgické inženýrství na Fakultě metalurgie a materiálového inženýrství. Jazyková korektura: nebyla provedena. Studijní opora vznikla v rámci projektu OP VK: Název: ModIn - Modulární inovace bakalářských a navazujících magisterských programů na Fakultě metalurgie a materiálového inženýrství VŠB - TU Ostrava Číslo: CZ.1.07/2.2.00/28.0304 © Ivo Schindler, Petr Kawulok © VŠB – Technická univerzita Ostrava ISBN 978-80-248-3361-3

POKYNY KE STUDIU

Deformační chování materiálů Pro předmět 1. semestru studijního oboru Moderní metalurgické technologie jste obdrželi studijní balík obsahující integrované skriptum pro kombinované studium obsahující i pokyny ke studiu. 1.

Prerekvizity

Pro studium tohoto předmětu se předpokládá úspěšné absolvování bakalářského studia příbuzného zaměření. 2.

Cíle předmětu a výstupy z učení

Cílem předmětu je předat studentům širší teoretické znalosti o deformačním chování kovových materiálů za tepla i za studena a seznámit je se sofistikovanými plastometrickými metodami zkoušení plastických vlastností a výzkumu strukturotvorných procesů spjatých s objemovým tvářením. Po prostudování předmětu by měl student být schopen: výstupy znalostí:  student bude umět charakterizovat základní metalurgické, strukturní a termomechanické činitele ovlivňující deformační chování kovových materiálů;  student bude umět formulovat klíčové postupy fyzikálních simulací tvářecích procesů; výstupy dovedností:  student bude umět aplikovat své teoretické poznatky k návrhům optimalizace tvářečských postupů za účelem dosažení žádaného komplexu užitných vlastností hotových výrobků;  student bude umět využít svých znalostí k rozhodnutí o vhodnosti volby experimentálních metod při zkoumání deformačního chování materiálu. Pro koho je předmět určen Předmět je zařazen do magisterského studia oboru Moderní metalurgické technologie studijního programu Metalurgické inženýrství, ale může jej studovat i zájemce z kteréhokoliv jiného oboru, pokud splňuje požadované prerekvizity. Studijní opora se dělí na části, kapitoly, které odpovídají logickému dělení studované látky, ale nejsou stejně obsáhlé. Předpokládaná doba ke studiu kapitoly se může výrazně lišit, proto jsou velké kapitoly děleny dále na číslované podkapitoly a těm odpovídá níže popsaná struktura. Při studiu každé kapitoly doporučujeme následující postup: Pečlivě si pročtěte celou kapitolu a pokuste se zapamatovat si důležité pojmy zvýrazněné tučným písmem. Pro snadnější pochopení výkladu si nezapomeňte prohlédnout uvedené obrázky nebo schémata a grafy. Pro jejich zapamatování si je můžete zkusit sami nakreslit na papír. Řešené příklady uvedené na konci kapitoly se pokuste samostatně vyřešit a výsledek či postup si pak zkontrolujte. V závěru každé kapitoly jsou shrnuty všechny důležité pojmy, které jste si měli osvojit. Pokud některým z nich nerozumíte, najděte si je ve výkladu kapitoly a prostudujte si je ještě jednou. Poctivě se snažte zodpovědět všechny otázky uvedené také na konci kapitoly.

1

Způsob komunikace s vyučujícími: Zásady komunikace studentů kombinované formy studia s vyučujícím budou jednoznačně objasněny v úvodu první přednášky. Každý student sdělí vyučujícímu svou kontaktní e-mailovou adresu. Semestrální projekt bude přítomným studentům zadán na druhé přednášce, nepřítomným e-mailem. Analogicky budou informováni o výsledcích hodnocení projektu. Případné nejasnosti týkající se výuky daného předmětu budou řešeny na konzultačních hodinách, jejichž termín bude se studenty kombinované formy studia dohodnut vždy ad hoc na příslušné přednášce. Kontakt na přednášejícího:

prof. Ivo Schindler e-mail: [email protected] tel.: 596 995 215

2

Obsah

Obsah 1.

2.

Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů ........................................ 5 1.1

Uvedení do problematiky a definice základních pojmů .......................................................... 5

1.2

Mechanismy plastické deformace, zpevňování a strukturotvorné procesy při tváření ............ 6



Mechanismy plastické deformace ........................................................................................... 6



Zpevňování při tváření ............................................................................................................ 8



Strukturotvorné procesy při tváření ......................................................................................... 9

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů .................................................................. 12 2.1 

Vliv chemického složení na fázové složení a deformační chování materiálů ....................... 13



Vliv strukturního stavu na deformační chování materiálů .................................................... 20

2.2

Teplota ................................................................................................................................... 24



Rychlost deformace ............................................................................................................... 26



Deformační historie ............................................................................................................... 26 Napěťový stav ....................................................................................................................... 27



Vliv tření na deformační chování materiálů .......................................................................... 27



Vliv přídavných napětí na deformační chování materiálů..................................................... 27



Vliv napěťového stavu na deformační chování materiálů ..................................................... 27

Uzdravovací procesy ................................................................................................................... 31 3.1

Klasifikace uzdravovacích procesů ....................................................................................... 31

3.2

Dynamické uzdravování ........................................................................................................ 32

3.3

Postdynamické uzdravování .................................................................................................. 35

3.4

Základní činitelé ovlivňující kinetiku uzdravování ............................................................... 38



Chemické složení materiálu .................................................................................................. 38



Strukturní stav ....................................................................................................................... 38



Velikost deformace................................................................................................................ 38



Rychlost deformace ............................................................................................................... 38



Teplota a doba žíhání ............................................................................................................ 38



Velikost zrna.......................................................................................................................... 39

3.5 4.

Termomechaničtí činitelé a jejich vliv na deformační chování materiálů............................. 24



2.3

3.

Fyzikálně-metalurgický charakter oceli ................................................................................ 13

Vliv uzdravovacích procesů na deformační chování a vlastnosti materiálů.......................... 40

Deformační chování materiálů při tváření za studena............................................................. 44 4.1

Mechanismy plastické deformace při tváření za studena ...................................................... 44

4.2

Strukturní změny vyvolané tvářením za studena................................................................... 47

4.3

Změna mechanických vlastností materiálů při tváření za studena ........................................ 49

4.4

Hodnocení tvařitelnosti za studena ........................................................................................ 50 3

Obsah 5.

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla .................................................................. 52 5.1

Metodika komplexního výzkumu deformačního chování materiálu za tepla ........................ 52

5.2

Rozbor zkoušek deformačního chování materiálů za tepla ................................................... 53



Zkouška tahem ...................................................................................................................... 53



Zkouška krutem ..................................................................................................................... 54



Zkouška tlakem ..................................................................................................................... 57



Rázová zkouška v ohybu za tepla .......................................................................................... 61



Klínová válcovací zkouška .................................................................................................... 61



Válcování stupňovitých vzorků ............................................................................................. 64

5.3 6.

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla............................................................. 74 6.1

Principy řízení vývoje struktury během tváření za tepla ....................................................... 74



Vývoj struktury během termomechanického zpracování ...................................................... 75



Činitelé ovlivňující výsledné vlastnosti termomechanicky zpracovaných ocelí ................... 76

6.2 7.

Přehled aplikačních možností plastometru Gleeble a Simulátoru deformací za tepla HDS-20 ............................................................................................................................................... 65

Druhy a kinetika precipitace .................................................................................................. 78

Matematické modely deformačních odporů za tepla a za studena ......................................... 82 7.1

Matematický popis křivek deformace-napětí ........................................................................ 82



Křivky deformace – napětí za studena .................................................................................. 82



Křivky deformace – napětí za tepla ....................................................................................... 83

7.2

Střední přirozený deformační odpor ...................................................................................... 84

4

Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů

1. Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl:

Student by si měl osvojit základní pojmy, na nichž bude stavět při následném studiu daného předmětu. Student by měl umět:    

definovat základní pojmy související s deformačním chováním materiálů; popsat mechanismy plastické deformace; definovat základní rozdíly mezi zpevňováním o uzdravováním materiálů; vysvětlit základní rozdíl mezi tvářením za tepla a za studena.

Výklad 1.1 Uvedení do problematiky a definice základních pojmů Při každém tváření jde zejména o to, udělit příslušnému tělesu trvalou změnu tvaru. Tehdy mluvíme o plastické deformaci, na jejíž vyvolání je třeba překonat jisté mezní napětí (v nejjednodušším případě tzv. mez kluzu). Není-li této podmínky dosaženo, dojde jen k pružné deformaci, po jejímž ukončení se těleso vrátí ke svému původnímu tvaru (viz např. ohýbání pružného nože). Viditelným cílem tváření je tedy dát tělesu požadovaný tvar a rozměry – a tím se zabývají technologické předměty typu Válcování, Kování apod. Deformační chování materiálů se pak zaměřuje na další dva aspekty tváření. Zaprvé jde o to, aby při tváření nedošlo ani místně k porušení soudržnosti materiálu (tedy ke vzniku trhlin či lomů). A zadruhé – tvářením a s ním „spolupracujícími“ procesy lze optimalizovat strukturu materiálu (zejména velikost zrna) a tím dosáhnout požadovanou kombinaci užitných vlastností výrobku (např. pevnost a vrubovou houževnatost). Chcete-li zlepšit mechanické vlastnosti nějakého kovového materiálu, můžete na to jít přes jeho chemické složení (ovšem legování zvyšuje cenu materiálu), nebo třeba přes tepelné zpracování (což není metoda univerzální ani levná). V tomto předmětu by jste měli získat širší teoretické znalosti jak postupuje zkušený tvářeč, aby získal výrobek nejen požadovaného tvaru, ale i vlastností. V úvodu do problematiky studia deformačního chování materiálů je potřeba se seznámit s důležitým názvoslovím a s definicemi základních pojmů, které budou dále využívány. Plastičnost je schopnost materiálu se plasticky deformovat v rozsahu deformací od počátečních po mezní. Počáteční plastičnost vyjadřuje přechod od pružného do plastického stavu, mezní plastičnost odpovídá podmínkám vzniku prvních trhlin. Jedná se o čistě materiálovou vlastnost, jejíž zkoumání by nemělo být ovlivněno tak přízemními faktory, jako je třeba tvar deformovaného tělesa. Jinak řečeno, plastičnost budete těžko zkoumat nějakou konkrétní zkouškou, protože ta již pracuje s nějak definovaným vzorkem. Prakticky mnohem užitečnější je tvařitelnost, tedy schopnost tělesa plasticky se deformovat za určitých podmínek tváření až do porušení soudržnosti (do vzniku kritických trhlin, resp. do lomu). Názorný příklad těžkého porušení soudržnosti austenitické oceli s celou škálou lomů a vnitřních dutin lze vidět na obr. 1.1.

5


Obr. 1.1 Porušení soudržnosti austenitické oceli Tvařitelnost závisí na plastičnosti, geometrii tvářeného tělesa a podmínkách tváření. Lze ji kvantifikovat např. po provedení různých laboratorních zkoušek (třeba tahem). Metalurgická tvařitelnost vyjadřuje vliv metalurgických činitelů na tvařitelnost za daných termomechanických podmínek (teploty, rychlosti deformace aj.). Deformační odpor [MPa] materiálu je vnitřní napětí, vznikající v tělese jako reakce na působení vnějších tvářecích sil. Toto vnitřní napětí musí být dostatečně veliké, aby to postačovalo qyvolání plastické deformace. Přirozený deformační odpor [MPa] je určován za specifických podmínek tzv. jednoosého stavu napjatosti (viz počáteční fáze zkoušky tlakem nebo tahem).

1.2 Mechanismy plastické deformace, zpevňování a strukturotvorné procesy při tváření 

Mechanismy plastické deformace

Při běžných procesech tváření dominuje kluzový mechanismus deformace. Ten se v krystalických materiálech realizuje pohybem čárových poruch zvaných dislokace. Zkuste si zapamatovat optimální a nenapadnutelnou definici dislokace – je to hranice zóny kluzu. Deformace se šíří postupným pohybem (kluzem) jednotlivých vrstev krystalu, jak lze vidět na obr. 1.2. Velikost tohoto posunu je násobkem nejmenší mřížkové (meziatomární) vzdálenosti.

Obr. 1.2 Schéma hranové dislokace 6

Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů Že jste ještě nikdy dislokace neviděli a tudíž ani nevěříte v jejich existenci? Tak koukejte na obr. 1.3, kde je znamenitý výsledek transmisní elektronové mikroskopie.

Obr. 1.3 Dislokace zjištěné transmisní elektronovou mikroskopií Dislokace preferují pohyb v tzv. rovinách a směrech kluzu. Rovina kluzu je zpravidla rovinou s nejhustěji obsazenými atomy. Směr kluzu je totožný se směrem nejhustěji obsazenými atomy (nejmenší meziatomární vzdálenost). Důvod je zřejmý: líné dislokace si vybírají cestu, které je bude stát minimální výdej energie. Kluzový systém je pak určen rovinou kluzu a směrem kluzu, ležícím v dané rovině. Čím více těchto systémů v dané krystalové mřížce existuje, tím snadněji jím budou klouzat dislokace, daný materiál bude měkčí a teoreticky zvládne i větší protváření bez vzniku trhlin. 

Deformační chování austenitu a feritu

Zůstaneme-li u kujných (tvárných) slitin železa, které shrnujeme pod pojem oceli, tak při vysokých teplotách můžeme většinou očekávat přítomnost austenitu v kubické planicentrické mřížce - KPC (viz obr. 1.4a). Míra zaplnění mřížky KPC je 74 % a difuzní schopnost atomů je nízká. Ferit s kubickou stereocentrickou mřížkou - KSC (viz obr. 1.4b) se v ocelích běžně vyskytuje za nízkých teplot. Míra zaplnění mřížky KSC je 68 % a difuzní schopnost atomů je ve srovnání s mřížkou KPC vysoká. Austenit (jeho mřížka) vykazuje 12 kluzových systémů, zatímco ferit má k dispozici 48 kluzových systémů jak můžeme vypozorovat z tab. 1.1. Ferit je tedy teoreticky lépe tvárný než austenit... mřížka

rovina

KPC

{111} {110} {112} {123}

KSC

Tab. 1: Přehled kluzových systémů počet směr počet směrů celkový rovin kluzu v rovině počet kluzů 4 <110> 3 12 6 <111> 2 12 12 <111> 1 12 24 <111> 1 24 7

celkový počet kluzových systémů 12 48


a) KPC mřížka

b) KSC mřížka

Obr. 1.4 Krystalové mřížky oceli 

Zpevňování při tváření

Tvářením materiál zpevňuje, protože roste hustota poruch jeho krystalové mřížky a vznikající dislokace si vzájemně začnou překážet. Postup deformace se tedy děje za zvyšujícího se napětí. Typické křivky zpevnění monokrystalu (v souřadnicích napětí - deformace) představuje obr. 1.5.

Obr. 1.5 Křivky deformačního zpevnění Deformace dle obr. 1.5 probíhá ve 3 oblastech: I. oblast:  deformace se děje jednoduchým mechanismem, dislokace se ve svém pohybu neprotínají a nenarážejí na překážky (např. hranice zrn);  deformační napětí je téměř stálé, součinitel zpevnění má malou hodnotu;  délku této oblasti velmi výrazně snižují nerozpuštěné příměsi. II. oblast:  kov se zpevňuje prakticky lineárně a součinitel zpevnění má maximální hodnotu;  hustota dislokací se postupně zvyšuje a zkracuje se jejich volná dráha; hlavní příčinou jsou dislokace Lomer-Cottrellova typu, které jsou nepohyblivé a vytvářejí dislokační sítě.

8

Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů III. oblast:  křivka zpevnění má následkem uplatnění příčného kluzu parabolický průběh, který umožňuje šroubové dislokaci obejít překážku přechodem do jiné kluzové roviny; při vysoké hodnotě energie vrstevných chyb je šířka rozštěpené dislokace menší a proto je menší i napětí nutné k zaškrcení rozštěpené dislokace a jejímu převedení do roviny se snadnějším pohybem dislokace.  příčný kluz dislokací způsobuje v této oblasti částečné snížení napětí a částečnou anihilaci dislokací. 

Strukturotvorné procesy při tváření

Během tváření se jednotlivá zrna protahují ve směru hlavní deformace – mění se tedy jejich tvar, nikoli však objem. Dejte si pozor na zákeřný chyták: vlastním tvářením nedochází k žádoucí změně velikosti zrna (jeho zjemňování)! K tomu musíte v tvářeném materiálu vyvolat jisté strukturotvorné procesy, které zkušený tvářeč jistě využije. Pro jejich zahájení je třeba překročit jistou míru vnitřní energie, která se v materiálu kumuluje. Jak již víme tvářením materiál zpevňuje. Když už to materiál nemůže vydržet, začne se dalšímu zpevňování bránit některým ze strukturotvorných procesů, jež nazýváme uzdravovací (synonyma: odpevňovací, změkčovací). Nejběžnějším z nich je rekrystalizace (RK), při níž na energeticky nejvýhodnějších místech (zejména na hranicích deformovaných zrn) vznikají zárodky zrn nových, která následně rostou na úkor deformovaného okolí. Takto rekrystalizovaná zrna už nemají protažený tvar – jsou rovnoosá a hlavně menší než zrna výchozí, jak ukazuje obr. 1.6. Předesíláme: statická rekrystalizace je charakteristická tím, že probíhá až po vlastním tváření. Uvedené mikrostruktury odpovídají nelegované oceli s velmi malým obsahem uhlíku a jsou tvořeny feritickými zrny a ostrůvky perlitu.

Obr. 1.6 Tvar a velikost zrn po různých stádiích zpracování Tímto jsme si popsali základní mechanismus zjemňování zrna při tváření – přes rekrystalizaci. Při ní vznikají nová zrna, ale krystalová mřížka materiálu se nemění (např. zrna austenitu zrekrystalizují opět na austenitická zrna). Při fázové přeměně = překrystalizaci = fázové transformaci rovněž může být 9

Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů zjemněno výchozí zrno (např. při tepelném zpracování), ale pozor: zároveň dochází ke změně krystalové mřížky (např. z austenitických zrn vznikají zrna feritická). Proč je vlastně zjemňování zrna u kovových materiálů důležité? Důvod je prostý: čím menší bude velikost zrna u hotového tvářeného výrobku, tím lepší budou jeho pevnostní i plastické vlastnosti. Jinými postupy lze často zlepšit pevnostní nebo plastické vlastnosti. Z tohoto pohledu je tváření neobyčejně efektivní technologií. Při tom je vhodné si zapamatovat důležitou zásadu. Na otázku, při jakých teplotách můžeme materiál tvářet za tepla, nelze obecně odpovědět nějakou konkrétní číselnou hodnotou. Nejsprávnější odpověď zní: tváření za tepla probíhá nad teplotou rekrystalizace. Ta závisí na chemickém složení materiálu a přibližně lze uvést, že odpovídá 40 % z teploty solidu (tání) vyjádřené v Kelvinech. Tváření za studena probíhá pod teplotou rekrystalizace, ne tedy jen při pokojové teplotě!

Řešené úlohy Příklad 1.1. Hliník má teplotu tání 660,3 °C. Při jeho tváření za teploty 150 °C bude či nebude probíhat rekrystalizace?  Řešení Rekrystalizace bude probíhat při teplotě minimálně 40 % z teploty tání, počítáno ovšem v Kelvinech. Přepočet mezi Kelviny a stupni Celsia: K = °C + 273,15. Teplota rekrystalizace hliníku bude asi 0,4 · (660,3 + 273,15) = 373,38 K = 100,23 °C. Při teplotě 150 °C tedy můžeme očekávat rekrystalizační procesy. Příklad 1.2. Olovo má teplotu tání 327,5 °C. Jeho tváření za pokojové teploty (20 °C) probíhá za tepla nebo za studena?  Řešení Teplota rekrystalizace olova bude asi 0,4 · (327,5 + 273,15) = 240,26 K = -32,89 °C. Za pokojové teploty, ale i při poměrně tuhém mrazu okolo -30 °C olovo může rekrystalizovat a bude tedy de facto tvářeno za tepla.

Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Pružná a plastická deformace – plastičnost – tvařitelnost – deformační odpor – kluzový systém – austenit a ferit v oceli – dislokace – zpevňování – tváření za tepla a za studena – rekrystalizace – fázová přeměna.

Otázky k probranému učivu 1.1. Jaký je rozdíl mezi pružnou a plastickou deformací? 1.2. Čím se liší tvařitelnost od plastičnosti? 1.3. Co je deformační odpor a v jakých jednotkách jej lze měřit? 1.4. Co znamená pojem dislokace v procesu plastické deformace? 1.5. Jak se liší austenit a ferit coby možné fáze v ocelích? 1.6. Kolik kluzových systémů celkem vykazuje mřížka KSC? 10

Fyzikálně-metalurgická podstata deformačního chování materiálů 1.7. Jakými strukturotvornými procesy lze zjemnit zrno v tvářeném materiálu? 1.8. Jaký je rozdíl mezi rekrystalizací a fázovou transformací? 1.9. Při jakých teplotách hovoříme o tváření za tepla?

Použitá literatura, kterou lze čerpat k dalšímu studiu [1]

ŽÍDEK, M. Metalurgická tvařitelnost ocelí za tepla a za studena. 1. vydání. Praha: Aleko, 1995. 348 s. ISBN 80-85341-45-X.

[2]

FABÍK, R. Tváření kovů. 1. vydání, VŠB-TU Ostrava, 2012. 333 s. ISBN 978-80-248-2572-4.

[3]

KLIBER, J. Základy tváření kovů. 3. vydání. Ostrava: VŠB-TU Ostrava, 2008. 278 s. ISBN 978-80-248-1794-1.

11

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů

2. Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Čas ke studiu: 6 hodin Cíl:

Student by se měl seznámit s hlavními faktory, majícími dopad na deformační chování materiálů. Posluchač by měl umět:  definovat základní skupiny činitelů ovlivňujících deformační chování materiálů;  popsat vliv chemického složení a strukturního stavu na deformační chování materiálů;  definovat vliv termomechanických činitelů na deformační chování materiálů;  vysvětlit, která napětí jsou příznivá a naopak nepříznivá pro deformační chování materiálů.

Výklad V této kapitole si představíme faktory ovlivňující deformační chování materiálů. Ty lze rozdělit dle zjednodušeného schématu (viz obr. 2.1) do 4 skupin, které jistě stojí za zapamatování.

Obr. 2.1 Rozdělení činitelů ovlivňujících deformační chování materiálů Technologické podmínky zpracování v této kapitole opomineme a probereme si činitele s obecnější platností.

12


2.1 Fyzikálně-metalurgický charakter oceli Zde řadíme vlastnosti a procesy související s materiálovou stránkou tváření. Vše se odvíjí od chemického složení materiálu – v našem případě se budeme držet oceli. Její složení je dáno postupy výroby v ocelárně a závisí na složení vsázky (legování) a způsobu vedení tavby (včetně desoxidace), případně i na aplikaci rozmanitých metod sekundární metalurgie (vakuování, odsíření SL tryskou aj.). Pojem ocel zahrnuje nesmírně širokou paletu rozmanitých materiálů – kujných slitin železa. Patří mezi ně např. běžné konstrukční oceli s nízkým obsahem uhlíku asi 0,1 hm. % a prakticky bez jakýchkoliv dalších legujících prvků (např. pro stavební účely); korozivzdorné oceli s obsahem chrómu okolo 20 %, niklu okolo 10 % a uhlíku řádově v setinách %; speciální nástrojové oceli uhlíkové (i nad 2 % C) nebo tak bohatě legované, že v nich součet obsahu W, Co, Cr, Mo a V občas přesáhne 30 % (vysoce výkonné rychlořezné). Určitě pochopíte, že pojem ocel má pouze zastřešující charakter a zahrnuje tisíce různých typů materiálu. Každá ocel obsahuje základní prvky (Fe, C, Mn, Si), nečistoty (P, S), plyny (O, N, H) a stopové prvky (např. Cu, Sn, As). Navíc mnohé z nich obsahují legující a speciální prvky (např. Cr, Ni, Mo, Si, W, Nb, V, Ti, Zr, B). Pozor na zrádný fakt, že některé prvky mohou v různých ocelích vystupovat v různých rolích – např. obecně škodlivá měď může v některých ocelích zvyšovat korozní odolnost, nenáviděná síra je do tzv. automatových ocelí schválně dolegovaná za účelem zlepšení obrobitelnosti. Strukturní stav je ovlivňován chemickým složením, způsobem výroby a odlévání oceli, režimem tváření i ochlazování. Je určován především počtem strukturních složek, jejich vlastnostmi i způsobem výskytu (např. dvoufázová ocel obsahující ferit + austenit), a dále charakterem zrn (velikost, tvar, orientace, čistota hranic zrn). Existují zásadní makrostrukturní i mikrostrukturní rozdíly mezi strukturou litou a již protvářenou. Z hlediska tvařitelnosti je výrazně výhodnější struktura dříve protvářená, protože většinou vykazuje jemnější zrno a menší nehomogenitu vlastností. U odlitků rovněž nesmíme zapomenout na možné licí vady (dutiny, póry, trhliny, segregace). Tepelně aktivované děje závisí na difúzních schopnostech materiálu, potažmo tedy na jeho chemickém složení, strukturním stavu a velmi významně na teplotě (zvýšená teplota urychluje difúzi a tím i tepelně aktivované děje). Řadíme mezi ně především procesy spojené se zpevňováním a uzdravováním deformovaného materiálu (rekrystalizace), dále růst (hrubnutí) zrn při ohřevu, průběh fázových transformací a tzv. precipitaci (zjednodušeně: vylučování jemných částic karbidů a nitridů z přesyceného tuhého roztoku). 

Vliv chemického složení na fázové složení a deformační chování materiálů

Legující a příměsové prvky by jste měli vždy posuzovat z těchto hledisek:      

ovlivňování teplot fázových přeměn a strukturního stavu; rozpustnost, resp. způsob výskytu nerozpustných příměsí; afinita k C, O, S, N aj., vlastnosti příslušných sloučenin; ovlivnění kinetiky tepelně aktivovaných dějů (zejména rekrystalizace); rozdílnost atomů daného prvku a železa (míra zpevňování tuhého roztoku); vliv na technologické parametry ohřevu a tváření (tepelná vodivost a roztažnost, vliv na vnější tření či šíření aj.).

Mnohé prvky mohou pořádně zacvičit s polohou jednotlivých čar fázového diagramu – ovšem pozor, jen když jsou rozpuštěny v tuhém roztoku a tedy nevyvázány na žádné sloučeniny (karbonitridy apod.). Některé z nich rozšiřují fázovou oblast austenitu, jiné mají naopak snahu ji uzavřít. Podle toho rozlišujeme v oceli:  prvky austenitotvorné: C, N, Mn, Ni aj.  prvky feritotvorné: Cr, Mo, Si, Al, P, Ti, V aj. Tyto reprezentanty si bezpečně zapamatujte! Mnozí z nich jsou významnými legurami, zásadně ovlivňujícími strukturní i užitné vlastnosti materiálu – viz níže. Kromě toho je vhodné ještě vědět, 13

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů které prvky se v oceli radostně slučují s uhlíkem; mezi tzv. karbidotvorné prvky patří hlavně Cr, W, Mo, V, Ti, Nb, B aj. Technicky čisté železo by podle všech dosud získaných poznatků mělo být sqěle tvárné – jednofázová struktura, minimum dalších chemických prvků, ... . A tady je první zářný příklad toho, že tento předmět je třeba pochopit, nikoli se mechanicky naučit. Daný materiál má vlivem svého metalurgického charakteru vcelku nízkou technologickou tvařitelnost. Lámavost za červeného žáru (při teplotách asi 900 až 1000 °C) je způsobena nevyváženým poměrem Mn/S a relativně zvýšeným obsahem kyslíku. Proč tomu tak je? Ocelář prostě nesmí dodat do této elektrotechnické oceli dostatek přísad, které by na sebe síru a kyslík navázaly (např. mangan), protože by tím změnil její fyzikální vlastnosti. Uhlík se rozpouští se v železe interstiticky, tvoří karbidy (cementit), ovlivňuje teploty solidu a strukturní stav. V rovnovážném fázovém diagramu Fe – C (viz obr. 2.2) jsou vyznačeny oblasti: 1. přehřátí a spálení oceli při ohřevu 2. ohřevu oceli pro tváření 3. počátku tváření V grafu na obr. 2.2 jsou samozřejmě vyznačeny i teploty, při nichž většinou válcování, kování apod. končí. U podeutektoidních ocelí je to těsně nad křivkou Ar 3, u ocelí nadeutektoidních ve dvoufázové oblasti (což je vedenou snahou o rozdrobení jehlic sekundárního cementitu a také rozšíření intervalu tvářecích teplot).

Obr. 2.2 Rovnovážný fázový diagram Fe - C Krásný „klikací“ diagram Fe – C, jenž Vám názorně ukáže fázové složení v jednotlivých oblastech, najdete na následujícím webu: www.sv.vt.edu/classes/MSE2094_NoteBook/96ClassProj/examples/kimcon.html 14

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů I ze zde uvedené méně sofistikované verze však vyplývá zásadní vliv obsahu uhlíku na tvářecí teploty uhlíkových ocelí, jejich strukturu během tváření i za pokojové teploty apod. A strukturní i mechanické rozdíly ocelí podeutektoidních, eutektoidních a nadeutektoidních samozřejmě znáte z jiných předmětů, není-liž pravda? Na obr. 2.3, představující mikrostrukturu vysokouhlíkové oceli s 0,7 % C, vidíte převažující perlitické útvary s menšími ostrůvky (bílého) feritu:

a) výchozí stav

b) po deformaci

Obr. 2.3 Mikrostruktura vysokouhlíkové oceli s 0,7 % C Je evidentní, jak zásadně se struktura změní válcováním bez následné rekrystalizace. Na snímku vpravo je zároveň dobře vidět účinek ohřevu materiálu, vedoucímu k oduhličení povrchových vrstev a logickému zvýšení podílu feritu v těchto místech. Vliv doválcovací teploty na velikost feritických zrn po ochlazování na vzduchu (tedy po přeměně austenitu na ferit a perlit) pochopíte z mikrofotografií, představených na obr. 2.4. Ukončení tváření příliš vysoko nad teplotou Ar3 vede ke vzniku hrubozrnnější konečné struktury.

a) doválcovací teplota 1050 °C b) doválcovací teplota 870 °C Obr. 2.4 Vliv doválcovací teploty na mikrostrukturní stav oceli

15

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Mangan pomáhá odstraňovat křehkost za tepla (přes desoxidace i vazbou síry na vměstky MnS s vysokou teplotou tání). Přítomností dostatečného obsahu manganu v oceli přechází většina síry z FeS (s teplotou tavení 1190 °C) na MnS (s teplotou tavení 1620 °C). Při hodnotě empirického ukazatele k > 6,6 nevzniká lámavost za tepla: k

% Mn  0,048 % S  0,13  %O2

(2.1)

Při hodnotě ukazatele k < 3,3 je vysoké nebezpečí lámavosti za tepla! Austenitotvorný účinek manganu je nižší než u niklu. Mangan je v oceli dobře rozpustný – používá se u konstrukčních ocelích řádově v procentech. Snižuje však tepelnou vodivost (nutné delší prodlevy na teplotě ohřevu), zvyšuje citlivost k přehřátí a šíření při válcování. Při ohřevu jsou manganové oceli citlivé na přehřátí. Pro zajímavost: tzv. Hadfieldova ocel obsahuje mimo jiné okolo 12 % Mn a tolik uhlíku, že v ní vznikají karbidy manganu (jinak v ocelích Mn běžně není karbidotvorný!). Tyto oceli jsou otěruvzdorné a používají se např. na výrobu mříží či mlecích koulí. Křemík se běžně používá jako desoxidovadlo. Jeho vyšší obsahy lze nalézt v elektrotechnických ocelích, kde zásadně ovlivňuje strukturní stav. Tyto oceli jsou feritické či dvoufázové, s nízkou technologickou tvařitelností a sklonem k hrubozrnnosti feritu – viz např. makroskopický snímek části příčného řezu bramy tloušťky 150 mm z transformátorové oceli s 3 % Si a mohutné kolumnární krystaly, rostoucí až do okamžiku styku se sousedy z jiných směrů (viz obr. 2.5).

Obr. 2.5 Makroskopický snímek z transformátorové oceli Chróm v tuhém roztoku zajišťuje korozivzdornost (asi nad 12 % Cr), jeho karbidy zvyšují odolnost proti tečení u creepových ocelí (do 6 % Cr). Zpevňuje materiál a zvyšuje tedy deformační odpory, zvyšuje aktivační energii a snižuje rekrystalizační schopnost (zejména u vysokolegovaných ocelí 16

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů austenitického typu). Díky své feritotvornosti zásadně ovlivňuje strukturní stav (viz diagramy na obr. 2.6) a snižuje tvařitelnost především u dvoufázové oceli (ferit + austenit).

Obr. 2.6 Vliv obsahu chromu na strukturní stav ocelí Feritická zrna mají tendenci při tváření spíše zotavovat než rekrystalizovat, což napomáhá vzniku lomu – viz interkrystalické trhliny na obr. 2.7, občas přecházející až v trhliny transkrystalické. Při nedostatečné dezoxidaci mohou vznikat u ocelí s vyššími obsahy chromu nízkotající oxidy Cr2O3, které výrazně snižují tvařitelnost za tepla.

Obr. 2.7 Interkrystalická trhlina v korozivzdorné oceli 13Cr25 17

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Nikl, svými vlastnostmi velmi podobný železu, s ním tvoří neomezené tuhé roztoky a v tomto stavu nepůsobí výrazně na tvařitelnost. V austenitických korozivzdorných ocelích eliminuje feritotvornost chromu. Tvoří podstatnou legující přísadu do tzv. kryogenních ocelí (pracujících při velmi nízkých teplotách). Plastometrické zkoušky niklových ocelí bývají pohodové, ale jejich technologická tvařitelnost je snížená např. při vzniku nízkotajících vměstků NiS. Nikl napomáhá pohlcování plynů, což může třeba u velkých výkovků vést k vodíkové křehkosti (obrana proti tomu spočívá ve vakuování v ocelárně). Karbidy molybdenu se vyskytují často v nástrojových a žáropevných ocelích. O málokterém prvku v oceli se může tvářeč ze svého pohledu vyjadřovat tak jednoznačně negativně – fuj tajxl! Molybden je silně feritotvorný a rozšiřováním oblasti dvoufázových struktur zásadně snižuje plasticitu. Zužuje interval tvářecích teplot, brzdí rekrystalizaci a zvyšuje deformační odpory. Eutektika obsahující MoS2 vytvářejí nízkoteplotní síťoví po hranicích zrn hlavně v jádru odlitku. Ty se negativně projevují zejména při výrobě dutých předvalků kosým válcováním, kde jsou zvýšené požadavky na plastické vlastnosti jádrových částí. Na obr. 2.8 nepodařeného vzorku z korozivzdorné Cr-Ni-Mo oceli můžete vidět nejen bohatě rozvětvenou trhlinu, ale i heterogenní průběh rekrystalizace v jejím okolí:

Obr. 2.8 Trhliny a heterogenní průběh rekrystalizace v korozivzdorné Cr-Ni-Mo oceli Fosfor ač velmi silně feritotvorný, v tuhém roztoku nemá podstatný vliv na tvařitelnost za tepla. Může však být nebezpečný lokálním vznikem feritu v základní austenitické struktuře a možností vzniku nízkotajících eutektik. Za studena zpevňuje tuhý roztok a vede ke zkřehávání. Síra jako náš jednoznačný nepřítel způsobuje lámavost za tepla především přes vazbu na nízkotající sulfidy, oxisulfidy a eutektika. Lámavost za bílého žáru (nad 1200 °C) je způsobena natavováním FeS a sírou obohacených hranic zrn. Lámavost za červeného žáru (900 až 1000 °C) je způsobena vylučováním sulfidů po hranicích zrn a oslabením soudržnosti hranic zrn. Navíc za přítomnosti kyslíku v oceli se citlivost k lámavosti za červeného žáru zesiluje. Pro bližší představu jsou v tab. 2.1 uvedeny přibližné teploty tání vybraných vměstků na bázi sulfidů, resp. oxisulfidů. Síra se ale také používá jako legující prvek především při výrobě automatových ocelí (do obsahu 0,35 % S).

18

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Tab. 2.1: Teploty tavení sulfidů NiS – 800 °C

MoS a FeS – 1200 °C

MnS – 1600 °C

Fe-FeS – 1000 °C

FeS-FeO – 900 °C

FeS-MnS – 1200 °C

Podle Simse se v lité oceli mohou vyskytovat tři základní typy sulfidů: I. typ – kulovitého tvaru (převažují u ocelí neuklidněných s O2 > 0,02 %) – relativně nejpříznivější; II. typ – síťoví na hranicích zrn (nejnepříznivější!; O2 < 0,01 % , při vyšším obsahu uhlíku); III. typ – polyedrického tvaru (při zvýšených obsazích hliníku a za přítomnosti křemíku). Možnosti zmírnění lámavosti za tepla:  snížení obsahu síry v oceli (metodami sekundární metalurgie na tisíciny hm. %; to se samozřejmě netýká automatových ocelí, do nichž je síra záměrně přidávána v obsazích řádově desetin hm. %);  co nejdokonalejší desoxidace (oxidy ve směsi snižují teplotu tání vměstků na bázi sulfidů);  vyvázání síry na sulfidy s vysokou teplotou tání (nejběžnější je zajistit dostatečně vysoký poměr Mn/S; lze použít např. i exotičtější Zr či kovy vzácných zemin). Hliník je používaný jako účinné desoxidovadlo i legovací prvek (např. v jemnozrnných ocelích se využívá částic nitridu AlN k uchycování hranic zrn). Hliník snižuje tvařitelnost mechanickým působením svých precipitátů, případně i lokálním feritotvorným vlivem na strukturní stav (v okolí rozpuštěných částic AlN může být zvýšená koncentrace silně feritotvorného hliníku). Vodík je při vlastním tváření za tepla nepodstatný, poté se může za jistých podmínek projevit nebezpečí tzv. vloček (trhlin vznikajích pnutím neoddifundovaného vodíku při ochlazování výrobku). Kyslík existuje v oceli převážně ve formě oxidů – a zásadně záleží na jejich vlastnostech, jak dalece bude zhoršovat tvařitelnost. Samotné oxidy mívají vysokou teplotu tání, ta se však snižuje při vzniku složitějších sloučenin a eutektik. V tab. 2.2 jsou uvedeny přibližné teploty tání vybraných fází, které jsou samozřejmě ovlivněny složením případné směsi. Kyslík způsobuje lámavost za červeného žáru, snižuje povrchovou energii hranic zrn a celkově zvyšuje sklon ke křehkosti. Tab. 2.2: Teploty tání vybraných oxidů FeO – 1400 °C

MnO – 1600 °C

Al2O3 – nad 2000 °C

SiO2 – 1700 °C

FeO-SiO2 – 1200 °C

FeO-MnO-Al2O3 – asi 1100 °C

Dusík je silně austenitotvorný. S řadou prvků (např. Al, V, Ti, Nb) vytváří nitridy, které zjemňují zrno, ale i precipitačně zpevňují, brzdí rekrystalizaci a tím zhoršují tvařitelnost. Zajímavůstka: ocel vyrobená v elektrické peci obsahuje asi 6x více dusíku oproti oceli konvertorové. Ušlechtilé doprovodné prvky jako Cu, Sn, As a Sb nelze pro jejich nechutnou ušlechtilost při výrobě a rafinaci oceli běžnými postupy (tj. oxidací či vazbou na nějaké sloučeniny) odstranit, proto dochází k jejich nepříjemné kumulaci při opakovaném zpracování šrotu. Měď je austenitotvorná, ostatní tyto prvky silně feritotvorné. Při ohřevu v oxidační atmosféře dochází k dramatickému obohacení povrchu materiálu doprovodnými prvky vlivem oxidace. Vlivem Sn, As a Sb se snižuje rozpustnost mědi v austenitu a jejím vlivem (resp. vlivem eutektik na její bázi) dochází k zeslabení soudržnosti zrn při současné penetraci kyslíku. Není vhodné izolovaně posuzovat obsah a vliv jednotlivých těchto prvků, lepší je komplexní přístup např. podle následujícího empirického vztahu limitujícího celkový obsah ušlechtilých doprovodných prvků z hlediska jejich nepříznivého vlivu na tvařitelnost oceli za tepla: %Cu  3 · %As  8 · %Sn 0,3

(2.2)

Doporučení pro tváření ocelí s vyššími obsahy těchto prvků:  nejlépe už předem omezit jejich obsah (výběr vsázky v ocelárně);  snížit oxidaci při ohřevu (pecní atmosféra, nižší teplota);  tvářet v co nejpříznivějších napěťových podmínkách (např. válcovat v kalibrech či kovat v zápustkách). 19

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Bór se ve feritu rozpouští intersticiálně, v austenitu kupodivu substitučně. V nízkolegovaných ocelích zvyšuje prokalitelnost, ve vysokolegovaných zlepšuje tvařitelnost (protože obsazuje hranice zrn a tím brání jejich zkřehnutí z titulu jiných prvků). Pro zlepšení plasticity korozivzdorných ocelí se doporučuje max. 0,005 % B – při vyšších obsazích se na hranicích zrn vylučují bórem obohacené fáze s nízkými teplotami tání a plastické vlastnosti naopak klesají (opravdu neplatí, že čím více dietních jídel jíš, tím větší dietu držíš!). Mikrolegující prvky, mezi které se řadí karbidotvorné a nitridotvorné prvky Nb, Ti a V jsou do některých ocelí dodávány v malých množstvích (tisícinách až desetinách hm. %). Využívají se ke stabilizaci korozivzdorných ocelí (kde mají zabránit vazbě intersticiálů na chrom z důvodu zabránění bodové korozi), zpevňování a řízení rekrystalizačních procesů v konstrukčních mikrolegovaných ocelích (mj. obsah jiného samostatného předmětu); navíc titan je i silným desoxidovadlem. Zirkonium se využívá při výrobě ocelí především k dezoxidaci, k odstranění dusíku a k vyvázání síry na stabilní sulfidy (vznik příznivějšího tvaru sulfidických vměstků a snížení anizotropie mechanických vlastností). Kovy vzácných zemin (hlavně Cer a Lanthan) se využívají především pro rafinační a modifikační efekt (vysoké teploty tání oxidů a sulfidů), pro zjemnění licí struktury (brání růstu dendritů) a pro ovlivnění obsahu plynů v oceli. 

Vliv strukturního stavu na deformační chování materiálů

Prakticky lze tvrdit, že čím je materiál chemicky a strukturně komplikovanější tím nižší je jeho tvařitelnost. Nejvyšší tvařitelnost mají čisté kovy (čistota hranic zrn a kluzných rovin, malý počet překážek pro pohyb dislokací, rychlé uzdravování). Kovy s KPC mřížkou mívají v závislosti na teplotě monotónní průběh tvařitelnosti, kovy typu KSC mají za nižších teplot sklon ke křehkosti. Tvařitelnost slitin s monofázovou strukturou je ovlivněna vlastnostmi a množstvím přísadového prvku. Vyšší zpevnění je výsledkem porušení mřížky základního kovu substitučně či intersticiálně umístěnými atomy dalších prvků. Výskytem dvoufázové struktury (např. ferit + austenit) se tvařitelnost výrazně snižuje. Důvodem jsou rozdílné mechanické vlastnosti obou složek (koncentrace napětí na rozhraní různě se deformujících složek), snížená kinetika rekrystalizace (menší povrchová energie na mezifázovém rozhraní, menší počet kritických zárodků) a rozdílné rozpustnosti dalších prvků (a tedy vznik precipitátů na mezifázových rozhraních). Na mikroskopickém snímku představeném na obr. 2.9 můžete pozorovat řetízky feritických zrnek na hranicích austenitických zrn nízkouhlíkové oceli (po zakalení musela být samozřejmě struktura leptána na původní austenitické zrno, protože během ochlazování došlo k fázové přeměně).

Obr. 2.9 Feritická zrna na hranicích austenitických zrn 20

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Problémy s deformací dvoufázové struktury přes výsledek válcování ocelového plechu plátovaného mnohem tvrdším, za daných podmínek v podstatě netvárným (šedozeleným) Inconelem dokumentuje obr. 2.10, ze kterého je evidentní různé tečení obou „fází“.

Obr. 2.10 Vyválcovaný ocelový plech plátovaný Inconelem Ve slitinách s heterogenními strukturami se vyskytují i chemické sloučeniny (např. vměstky), eutektika, nerozpuštěné prvky (hlavně Pb, Cu, Sn aj.). To vše blokuje kluzový mechanismus plastické deformace, snižuje kinetiku uzdravování a většinou i zeslabuje kohezní pevnost hranic zrn, čímž se drasticky zhoršuje tvařitelnost. Nejnebezpečnější je snadno natavitelné síťoví po hranicích zrn. Příklad heterogenních fází, které mohou vypadat velice malebně (zde ve feritické korozivzdorné oceli), je představen na obr. 2.11.

Obr. 2.11 Heterogenní fáze ve feritické korozivzdorné oceli 21

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Na obr. 2.12 je odstrašující snímek odlitku tloušťky 20 mm ze slitiny Fe-Al-C s natolik heterogenní strukturou, že z hlediska tvařitelnosti nevydržel ani první opatrný pokus o úběr válcováním za tepla.

Obr. 2:12 Odlitek ze slitiny Fe-Al-C po prvním úběru válcování za tepla Plastické vlastnosti lité struktury jsou principiálně nižší oproti stavu již dříve protvářenému, záleží však na parametrech lití, tuhnutí (rozměry odlitku, lití do kokil vs. plynulé lití) a získané struktuře (velikost zrna, segregace, licí vady aj.). Na obr. 2.13 vidíte v příčném směru přelomený laboratorní odlitek ze slitiny Fe-Al-Si-C, vyznačující se mimořádně výraznou dendritickou strukturou, která zhoršuje tvařitelnost.

Obr. 2.13 Foto přelomeného laboratorního odlitku ze slitiny Fe-Al-Si-C Hlavní příčiny nevýhodnosti litého stavu jsou následující:  hrubozrnná a nepříznivě orientovaná makrostruktura (pásmo kolumnárních krystalů);  chemická a strukturní nehomogenita (lokální porušení strukturní stability);  zeslabení hranic zrn;  vnitřní pnutí (z titulu smršťování při ochlazování i fázových přeměn);  licí vady (např. hloubka uložení podpovrchových bublin u neuklidněných ocelí – viz obr. 2.14 se snímkem rohové části ingotu).

22


Obr. 2.14 Podpovrchové bubliny u neuklidněné oceli - rohová část ingotu Plynule lité polotovary (kontislitky) jsou rychleji ochlazovány než ingoty, z čehož vyplývá jejich snížená chemická i strukturní nehomogenita a lepší tvařitelnost. Tvářením je ovšem potřeba svařit středové řediny (stupeň protváření alespoň 5-8). Dalším důležitým faktorem ovlivňujícím deformační chování materiálů je výskyt vměstků v deformovaném materiálu. Vměstky tvořené většinou sulfidy, oxidy a jejich směsmi vznikají zejména ve fázi tuhnutí kovového materiálu. Obecně rozlišujeme vměstky exogenní (z vyzdívky) a endogenní (vznikají během ocelářských reakcí a nelze je odstranit z oceli při stahování strusky). Důvody nepříznivého vlivu vměstků na deformační chování materiálů:  malá soudržnost s matricí (chovají se jako rozinky v mastném vánočkovém těstu – při tváření mají snahu se „vylupovat“);  odlišné mechanické vlastnosti;  iniciují vznik trhlin;  lehkotající vměstky tvoří síťoví po hranicích zrn a způsobují křehkost za tepla. Vměstky vždy (více či méně) zhoršují tvařitelnost, při řádkovitém uspořádání zvyšují anizotropii mechanických vlastností (např. vměstky MnS během válcování při nízkých teplotách). Jejich vliv závisí na chemickém složení, množství, morfologii a způsobu výskytu. Nejméně škodlivé jsou globulitické vměstky s vysokou teplotou tání, rovnoměrně rozptýlené v matrici. Nejškodlivější jsou vměstky nízkotající, vyloučené ve formě síťoví po hranicích zrn (způsobují křehký interkrystalický lom). Index tvařitelnosti vměstku  [-] vyjadřuje poměr deformace vměstku a matrice. Optimální hodnota je  = 1. Vypočítá se jako:



 vm  mat

(2.3)

kde vm je deformace vměstku a mat je deformace matrice. V běžných ocelích je většina síry vázána na vměstek MnS s nízkým podílem FeS, FeO a MnO. Index tvařitelnosti MnS roste s klesající teplotou nad hodnotu 1 (nižší teplota doválcování způsobuje protahování částic a anizotropii vlastností). Oxidické vměstky (např. silikáty) jsou většinou tvrdé, tvárnými se stávají až za vysokých teplot. 23

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Na barevně upraveném obr. 2.15 vidíte v základní feriticko-perlitické struktuře vměstky typu MnS, protažené ve směru válcování (tmavě červené fousy), a rovněž netvárné ostrohranné vměstky typu Ti(C,N) – zvýrazněné šipkami.

Obr. 2.15 Vměstky ve feriticko-perlitické struktuře Možnosti snížení nepříznivého vlivu vměstků:  omezení jejich výskytu (množství);  změna způsobu výskytu (kde xakru?);  změna typu a morfologie (jaké?; optimální je donutit síru a kyslík navázat se na takové prvky, s nimiž tvoří sloučeniny s vysokou teplotou tání – nejběžněji je to Mn; naopak je třeba se vyhnout vměstkům a eutektikům s vysokým obsahem Fe). Je tedy evidentní, že s vměstky musí bojovat především ocelář – tvářečovy možnosti jsou v tomto případě silně omezené.

2.2 Termomechaničtí činitelé a jejich vliv na deformační chování materiálů 

Teplota

Konečně se začneme zabývat parametry, které plně ovládá a využívá valcíř, kovář apod. Klíčovou roli hraje teplota (zejména jaký je interval tvářecích teplot u daného materiálu). Obecně lze říci, že se zvyšující se teplotou klesají deformační odpory a zlepšuje se tvařitelnost materiálu – proto se značný podíl tvářecích procesů odehrává za tepla. Se stoupající teplotou roste pohyblivost atomů i dislokací, zrychluje se difúze a tím i uzdravování. Materiál ovšem nelze nahřívat libovolně. Po překročení optimálních teplot dochází qelmi prudkému poklesu tvařitelnosti vlivem dvou možných jevů, jak dokumentuje obr. 2.16.

24


Obr. 2.16 Vliv teploty na tvařitelnost materiálů Přehřátí oceli znamená abnormální zhrubnutí zrna, které může chudák tvářeč s obtížemi napravit opatrným tvářením za tepla, při němž opakovanou rekrystalizací postupně zrno zjemňuje. Přehřátý materiál je náchylný k interkrystalickému lomu. Další zvýšení teploty ohřevu může vést až ke spálení oceli, kdy dojde k natavení hranic zrn a při jakémkoliv pokusu o plastickou deformaci k rozdrobení materiálu na jednotlivá zrna. Taková to ocel má plasticitu rovnou nule a proto může být jen přetavena. Hranice zrn jsou při vysokých teplotách náchylnější k natavení než okolní matrice, protože se na ně mohou nastěhovat různé prvky, vměstky a eutektika s nízkou teplotou tání. Na obr. 2.17 je uveden příklad spálené struktury ledeburitické nástrojové oceli X155CrVMo12.1 se zrny potaženými dříve natavenou vrstvou nečistot a interkrystalickými trhlinami.

metalografický výbrus

skenovací elektronový mikroskop

Obr. 2.17 Spálená struktura ledeburitické nástrojové oceli X155CrVMo12.1

25

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů 

Rychlost deformace

Pozor pozor! – deformační rychlost ė [s-1] není totožná s rychlostí pracovního nástroje [m.s-1] (např. při kování) nebo tvářeného polotovaru [m.s-1] (např. během válcování). Z vědeckého pohledu je optimální definice, že okamžitá deformační rychlost je derivace deformace podle času: e 

de d  dh  1 dh v      dt dt  h  h dt h

(2.4)

Zjednodušeně lze říci, že střední hodnotu deformační rychlosti vypočteme jako podíl příslušné skutečné deformace a času, za nějž této deformace bylo dosaženo – od toho se odvíjí ona podezřele se tvářící jednotka s-1. Příklady v praxi dosahovaných deformačních rychlostí uvádí tab. 2.3. Tab. 2.3: Přehled v praxi dosahovaných deformačních rychlostí typ tváření kování a lisování

válcování

tvářecí nástroj

deformační rychlost

hydraulický lis buchar předvalkové tratě válcovny tlustých plechů těžké profilové tratě drátové spojité tratě pásové spojité tratě

0,03 až 0,06 s-1 10 až 500 s-1 1 až 10 s-1 5 až 25 s-1 5 až 15 s-1 150 až 800 s-1 (při doválcování) 25 až 400 s-1 řádově 103 s-1

tváření výbuchem

S rostoucí deformační rychlostí většinou tvařitelnost roste do jistého maxima a pak zase klesá. Pro různé materiály je hodnota optimální deformační rychlosti značně odlišná. Při vysokých rychlostech tváření komplikuje situaci vliv deformačního tepla. 

Deformační historie

Většina laboratorních zkoušek tvařitelnosti se realizuje spojitou deformací do lomu. Každý jednotlivý vzorek je tvářen při konstantní teplotě i deformační rychlosti – mění se jen deformace. Z výsledků takovýchto experimentů můžete určit jisté trendy, např. vlivu teploty na tvařitelnost konkrétního materiálu. V průmyslové praxi většinou probíhá tváření jinak – opakováním menších dílčích úběrů oddělených časovými prodlevami, při nichž se deformačně zpevněný materiál uzdravuje a dochází tím k obnově jeho plastických vlastností. Pro tvařitelnost i výslednou strukturu je optimální, když po každém úběru dojde k úplné rekrystalizaci materiálu, protože je tak postupně zjemňováno zrno a rovněž je tím bráněno mikrotrhlinám v šíření po hranicích zrn. Nedokonalý, jen částečný průběh rekrystalizace vede ke vzniku nežádoucí heterogenní struktury. Čas nezbytný pro úplný průběh rekrystalizace po jisté deformaci je především funkcí materiálových vlastností dané slitiny a teploty. Rekrystalizace silně závisí na difuzi, takže při vyšších teplotách probíhá rychleji. Z uvedeného jistě pochopíte, že za tepla tvářenému materiálu není z hlediska odolnosti proti lomu lhostejné, zda je tvářen jednou velkou deformací nebo několika dílčími úběry, jejichž zpevňující účinky jsou kompenzovány uzdravovacími procesy. Časová posloupnost a velikost jednotlivých úběrů v kombinaci s teplotními parametry tváření tvoří deformační historii, jejímž vhodným řízením lze kladně i záporně ovlivnit tvařitelnost i výsledné užitné vlastnosti daného materiálu.

26


2.3 Napěťový stav 

Vliv tření na deformační chování materiálů

Silovým účinkem nástroje kloužou přemisťované částice tvářeného kovu po pracovní ploše nástroje, což vyvolává vznik třecích sil, které tento klouzavý pohyb zbržďují a tím nemálo ovlivňují průběh deformace v celém tvářeném tělese. V technologických tvářecích pochodech se vyskytují tři základní druhy vnějšího tření: suché, kapalinné a polosuché. Vnější tření při tváření se projevuje buď jako aktivní nebo pasivní činitel. Tření jako aktivní činitel umožňuje vůbec uskutečnění tvářecího procesu (například záběr kovu při válcování). Vnější tření jako pasivní činitel nepříznivě ovlivňuje stav napjatosti a jako rozhodující činitel vyvolává nerovnoměrnou deformaci, která vede k nerovnoměrnému průběhu zpevnění a uzdravovacích procesů. To má za následek rozdílný stupeň zpevnění, rozdílnou velikost zrna a rozdílné mechanické vlastnosti v jednotlivých oblastech tvářeného tělesa. Vnější tření se musí překonat aktivní vnější silou či energií, což se odráží v podobě zvýšení deformačního odporu, čímž se zhoršuje i energetická stránka tváření. Vnější tření snižuje životnost tvářecích nástrojů následkem přímého opotřebování jejich pracovních ploch a také následkem místního zvýšení teploty a napětí na těchto namáhaných plochách. 

Vliv přídavných napětí na deformační chování materiálů

Jednotlivé oblasti tvářeného tělesa procházejí vlivem nerovnoměrné deformace během tváření rozdílnými změnami rozměrů. Změna rozměrů jedné oblasti vyvolává změnu rozměrů v sousední oblasti, protože tvářené těleso je jak víte jednolitým celkem, jehož jednotlivé oblasti s rozdílným deformačním účinkem nejsou od sebe mechanicky odděleny. Toto vzájemné působení jednotlivých oblastí tvářeného tělesa se projevuje vznikem přídavných napětí. Ze základů tváření si určitě pamatujete na zákon přídavných napětí: Při každé plastické deformaci tělesa vznikají v oblastech zvětšujících své rozměry nad určitou střední hodnotu přídavná tlaková napětí a v oblastech zmenšujících své rozměry pod určitou střední hodnotu vznikají přídavná napětí tahová. Přídavná napětí jsou jedním z důsledků nerovnoměrné deformace. Přídavná napětí mohou zůstat v tvářeném tělese po odlehčení vnější síly v podobě zbytkových pnutí, nebo se mohou uvolnit v podobě nežádoucí plastické deformace a nebo se mohou uvolnit v podobě porušení celistvosti tvářeného tělesa. Dalšími nepříznivými důsledky vzniku přídavných napětí je zvýšení deformačního odporu, zhoršení tvařitelnosti a vyvolání méně žádoucího stavu napjatosti, v němž se objeví tahová napětí. 

Vliv napěťového stavu na deformační chování materiálů

Bezrozměrný ukazatel stavu napjatosti budeme definovat následujícím vztahem:



3  8  S



1   2   3



(2.5) 1 2 2 2   1   2    2   3    3   1  2 kde 1, 2, 3 jsou hlavní normálová napětí [MPa] působící v tvářeném tělese (vzpomeňte si laskavě, co znamená oktaedrické napětí 8 [MPa] a intenzita napětí S [MPa]?). V čitateli daného zlomku figuruje trojnásobek oktaedrického napětí, ve vždy kladném jmenovateli pak intenzita napětí. Ukazatel stavu napjatosti vyjadřuje převahu tahových, resp. tlakových složek napětí v tvářeném tělese. Obecně – tahová napětí zvyšují pravděpodobnost křehkého interkrystalického lomu, tlaková napětí naopak přispívají k lepší soudržnosti materiálu během jeho deformace. Za jinak shodných podmínek tváření tedy můžeme plastické vlastnosti konkrétního materiálu výrazně zlepšit vhodně zvoleným tvářecím postupem, který vyvolá příznivý stav napjatosti s převažujícími tlakovými složkami napětí. To dokumentuje na obr. 2.18 tzv. Kolmogorovův diagram.

27


Obr. 2.18 Kolmogorovův diagram Na obrázku 2.18 jsou uvedeny i hodnoty ukazatele stavu napjatosti, odpovídající vybraným zkouškám tvařitelnosti – tlakem, krutem a tahem. Tvařitelnost jistého materiálu, zkoumaného různými metodami za stále shodné teploty i deformační rychlosti, exponenciálně klesá s rostoucí (tedy stále kladnější) hodnotou ukazatele stavu napjatosti. Mohou za to převažující tahové složky napětí, které mají na rozdíl od složek tlakových kladné znaménko. Z Kolmogorovova diagramu snadno pochopíte, jak lze přes ovlivňování stavu napjatosti zvýšit tvařitelnost nějaké málo plastické slitiny – prostě to chce v materiálu vyvolat co nejpříznivější tlakovou napjatost.

Řešené úlohy Příklad 2.1 Vypočítejte index tvařitelnosti vměstku, máte-li zadáno: vm = 0, mat = 50.  Řešení Pro řešení tohoto problému použijeme následující rovnici:



 vm 0  0  mat 50

Index tvařitelnosti vměstku se v tomto případě rovná 0. To znamená že při deformaci matrice okolo tohoto netvárného vměstku vznikne jakýsi dutý disk, do kterého materiál nedoteče a na jeho čele mohou vznikat trhliny. Většinou se takto chovají tvrdé globulitické vměstky. Příklad 2.2 Spočítejte, je-li v oceli dostatek manganu k tomu, aby se zamezilo lámavosti za tepla. Ocel obsahuje 0,36 % Mn, 0,012 % S a 0,004 % O2.  Řešení K vyřešení této otázky musíme vypočítat hodnotu empirického ukazatele k: k

% Mn  0,048 0,36  0,048   32,6 % S  0,13  %O2 0,012  0,13  0,004

28

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů Hodnota empirického ukazatele k = 32,6 je mnohem vyšší než hraniční hodnota 6,6. Tím pádem můžeme směle tvrdit, že k lámavosti za tepla by nemělo dojít, protože nepříznivý účinek síry a kyslíku je v oceli vykompenzován dostatkem manganu (který tyto potížisty vyváže). Příklad 2.3 Válec o výchozích rozměrech d0 = 100 mm, h0 = 380 mm je slisován na výšku h1 = 250 mm ustálenou rychlostí v = 0,05 m·s-1. Vypočtěte střední deformační rychlost při pěchování tohoto tělesa.  Řešení Už víte jak se počítá okamžitá deformační rychlost ė [s-1], ale protože se během lisování výška h mění v rozsahu h0 až h1, při konstantní rychlosti v se veličina ė plynule mění – postupně roste! Pro výpočet střední hodnoty ėstř je třeba vydělit celkovou deformaci (pro jednoduchost jen její složku ve směru výšky, a to v absolutní hodnotě) celkovým časem pěchování t [s]. V našem případě:

t 

h0  h1 0,38  0,25   2,6 s v 0,05

h0 h1 0,419    0,16 s 1 t 2,6 ln

e stř

Deformační rychlost při pěchování tohoto válce je tedy 0,16 s-1. Příklad 2.4 Vypočítejte hodnotu ukazatele stavu napjatosti, znáte-li tyto hodnoty: 1 = 100 MPa (tah), 2 = -100 MPa (tlak), 3 = 0 MPa.  Řešení Samotné řešení ja prakticky velmi jednoduché - stačí dosadit do známého vzorce:



3 8  S



100   100  0

1 2 2 2  100   100   100  0  0  100 2





0 0 173,2

Ukazatel stavu napjatosti rovný hodnotě 0 signalizuje, že se jedná o tzv. prostý smyk.

Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Chemické složení oceli – strukturní stav – litá a tvářená struktura – tepelně aktivované děje čisté kovy – dvoufázová struktura – heterogenní struktura – litý stav – anizotropie mechanických vlastností – index tvařitelnosti vměstků – prvky austenitotvorné, feritotvorné a karbidotvorné – lámavost za bílého a červeného žáru –– teplota ohřevu a tváření – přehřátí a spálení oceli – deformační rychlost – deformační historie – ukazatel stavu napjatosti.

Otázky k probranému učivu 2.1. Jaké jsou základní prvky v oceli? 2.2. Čím je ovlivňován strukturní stav oceli? 2.3. Je obecně tvařitelnost vyšší u oceli s monofázovou nebo dvoufázovou strukturou – a pročpak? 2.4. Které prvky v oceli působí austenitotvorně a které feritotvorně? 29

Činitelé ovlivňující deformační chování materiálů 2.5. Které pozitivní a negativní účinky má Mn obsažený v oceli? 2.6. Proč není molybden obsažený v oceli mezi tvářeči oblíbený? 2.7. Čím je způsobena lámavost za bílého, resp. za červeného žáru? 2.8. Za jakým účelem se do některých ocelí přidávají karbidotvorné a nitridotvorné prvky? 2.9. Je z hlediska tvařitelnosti výhodnější struktura litá nebo protvářená, a pročpak? 2.10. Proč bývá tvařitelnost plynule litých polotovarů lepší než tvařitelnost ingotů z analogického materiálu? 2.11. Čím jsou z hlediska chemika tvořeny vměstky v oceli a kdy vznikají? 2.12. Jaké jsou důvody nepříznivého vlivu různých vměstků na tvařitelnost? 2.13. Které vměstky jsou pro tvářeče nejnebezpečnější a proč? 2.14. Rostoucí teplota má pozitivní nebo negativní vliv na tvařitelnost oceli? (!!! chytáček !!!) 2.15. Jaký je rozdíl mezi přehřátím a spálením materiálu? 2.16. Jaká je definice deformační rychlosti? 2.17. Co vyjadřuje ukazatel stavu napjatosti? 2.18. Z hlediska tvařitelnosti jsou příznivější tahové nebo tlakové složky napětí, a proč?



[2]

KOLLEROVÁ, M., et al. Valcovanie. 1. vydání. Bratislava: Alfa, 1991. 576 s. ISBN 80-05-00729-9.

[3]

ŽÍDEK, M., DĚDEK, V., SOMMER, B. Tváření oceli. 1. vydání. Praha: SNTL - Nakladatelství technické literatury, 1988. 520 s.

30

Uzdravovací procesy

3. Uzdravovací procesy Čas ke studiu: 5 hodin Cíl:

Student by se měl seznámit s klasifikací uzdravovacích procesů a získat přehled o jejich kinetice i dopadech na deformační chování a vlastnosti materiálu. Student by měl po prostudování této kapitoly umět:  klasifikovat uzdravovací procesy;  definovat aktivační energii při tváření za tepla a fyzikální význam ZenerovaHollomonova parametru;  matematicky popsat kinetiku postdynamických procesů;  klasifikovat činitele ovlivňující kinetiku uzdravovacích procesů.

Výklad 3.1 Klasifikace uzdravovacích procesů Plastickou deformací dochází obecně ke zpevňování tvářeného materiálu, který má samozřejmě snahu snížit v něm nahromaděnou vnitřní energii na původní (výchozí) úroveň. To se děje přes procesy, které nazýváme uzdravovací, ale v literatuře se lze setkat i s dalšími synonymy – změkčovací či odpevňovací (jak jednoduché to mají v angličtině s jejich „softening processes“!). Mezi jejich hlavní projevy patří snižování hustoty dislokací. Z časového hlediska dělíme uzdravovací procesy na dynamické a postdynamické. Dynamické uzdravování probíhá během vlastní deformace (tedy např. přímo při výškovém úběru materiálu ve válcovací mezeře), zatímco uzdravování postdynamické startuje až po ukončení deformace. To si musíme trochu upřesnit. Postdynamické uzdravování spojené s tvářením za vysokých teplot probíhá např. po celém tvářecím cyklu, tedy během ochlazování hotového výrobku, ale rovněž po každém jednotlivém úběru v případě běžného víceúběrového režimu tváření (viz např. uzdravování v době, kdy rozvalek opustí válcovací mezeru a míří mezi válce další válcovací stolice spojité trati). K uzdravení za nízkých teplot nemusí mít materiál dostatek hnací síly (vnitřní energie), a pak je třeba jej ohřát – např. rekrystalizačně vyžíhat po válcování za studena. Existuje však ještě jedno klasifikační kritérium uzdravovacích procesů, a rozlišující je nikoli podle doby průběhu, ale podle jejich typu. Rozlišujeme pak dva základní typy uzdravování deformované struktury – zotavení a rekrystalizaci. Při zotavení klesá hustota dislokací např. jejich anihilací, dochází k přeskupování dislokací a vzniku subzrn (tzv. polygonizace). Tím klesá vnitřní energie materiálu, ale nestačí to k dokonalému uzdravení, protože zásadně nevznikají nová zrna oddělená velkoúhlovými hranicemi. Pouze druhý typ uzdravovacího procesu, tedy rekrystalizace (RK) dává vzniknout zcela novým zrnům shodné fáze, a to především nukleací zárodků a jejich dalším růstem. Samozřejmě, pro zahájení rekrystalizace je třeba ještě před tím dosáhnout jisté kritické deformace (resp. jisté kumulace energie nutné pro aktivaci tohoto děje). Na napěťové křivce (jinak řečeno závislosti napětí na rostoucí deformaci daného materiálu při konstantní teplotě i rychlosti tváření), uvedené na obr. 3.1 jsou vyznačeny deformace nutné pro vyvolání rekrystalizace dynamické, resp. statické (což je ten nejběžnější druh postdynamické rekrystalizace, a vlastně ten uzdravovací proces, na nějž v provozních podmínkách může tvářeč nejvíce spoléhat při liqidaci následků deformačního zpevňování). Z grafu lze vysledovat dvě klíčové 31

Uzdravovací procesy informace. Jednak je zřejmé, že za daných podmínek je vyvolání statické rekrystalizace výrazně snadnější než iniciace rekrystalizace dynamické – stačí porovnat velikosti příslušných kritických deformací. A navíc z napěťové křivky vyplývá, jak účinná je rekrystalizace při změkčování tvářeného materiálu (dynamická rekrystalizace dokonce vede po překonání napěťového píku k dočasnému poklesu deformačního odporu).

Obr. 3.1 Deformace nutné qyvolání rekrystalizace

3.2 Dynamické uzdravování Deformace nutná pro zahájení dynamické rekrystalizace je za srovnatelných podmínek vždy větší než deformace vedoucí k zahájení rekrystalizace statické. Při běžných procesech tváření za tepla (s posloupností mnoha nevelkých úběrů střídajících se s prodlevami, při nichž materiál má šanci na uzdravování) proto většinou převládá statická rekrystalizace. Tvar spojité křivky deformace-napětí závisí mj. na probíhajícím typu dynamických uzdravovacích procesů a na termomechanických podmínkách tváření. Ty jsou souhrnně definovány tzv. ZenerovýmHollomonovým parametrem Z [s-1]:  Q  Z  e  exp   R T 

(3.1)

Tento velmi užitečný vzorec je zapamatování hodný! Teplota deformace T je v této rovnici udávána v [K], R je všem známá molární plynová konstanta (8,314 J.K-1.mol-1) a ė [s-1] je deformační rychlost. Aktivační energie při tváření za tepla Q [kJ/mol] vnáší do veličiny Z materiálový faktor. Aktivační energie Q [kJ.mol-1] závisí na chemickém složení a na mikrostruktuře materiálu tvářeného za tepla. Tato velice důležitá materiálová konstanta se používá k predikci počátku dynamické rekrystalizace a může být využita k matematickému popisu napěťových křivek. Pro stanovení velikosti aktivační energie lze použít modifikovaný vztah autorů Sellarse a Tegarta:  Q  n e  C  exp  sinh   max    R T 

(3.2)

Uvedená rovnice vypadá na první pohled velmi složitě. Jejím řešením s využitím částečných lineárních regresí doplněných finální nelineární regresí lze určit nejen aktivační energii Q, ale i další konstanty C [s-1],  [MPa-1] a n [-]. Při takových kombinacích teploty a rychlosti deformace, které pro daný materiál dávají shodnou velikost parametru Z, budou napěťové křivky tvarově i kvantitativně shodné. I proto je ZenerůvHollomonův parametr charakterizován jako teplotně kompenzovaná deformační rychlost (to je znamenitá definice, účinně napomáhající při zapamatování si tohoto zajisté nesmírně složitého vzorce popisujícího veličinu Z). Vyšší hodnota parametru Z posune napěťový pík směrem k vyšším 32

Uzdravovací procesy deformacím (dojde k oddálení dynamické rekrystalizace) i k vyšším napětím (roste tedy deformační odpor). To je znázorněno na obr. 3.2, který však disponuje i dalšími zajímavými informacemi.

Obr. 3.2 Vliv uzdravovacích procesů na křivku deformace-napětí Předně můžete snadno rozlišit vliv různých dějů na tvar napěťové křivky. Komplikovaný účinek dynamické rekrystalizace jsme už zmínili – tvar příslušné křivky je ve stoupající části dán zpevňováním, po překonání napěťového píku dočasně dynamická rekrystalizace převládne nad současně probíhajícím zpevňováním a až při velmi vysokých deformacích dojde qyrovnání rychlosti zpevňování a uzdravování. Tehdy už se hodnota deformačního odporu s deformací prakticky nemění a dojde k tzv. ustálenému plastickému toku („steady-state“). Dynamická rekrystalizace se projevuje výrazným snížením hustoty dislokací v místech, kde proběhla. Působí-li při tváření za studena jen zpevňování, napěťová křivka stále (přesněji až do vyčerpání plasticity materiálu) roste. Dynamické zotavení není schopno tak účinně uzdravovat materiál jako rekrystalizace a po překročení jisté kritické deformace nedojde k poklesu deformačního odporu, ale hned je dosažen ustálený plastický tok. Dynamické zotavení se uplatňuje při malých velikostech deformace nebo při nízkých tvářecích teplotách a je převládajícím mechanismem u kovů s vysokou energií vrstevných chyb (např. ferit, slitiny hliníku, zinek). Řídícím mechanismem zotavení je šplhání dislokací za současné migrace vakancí. Při dynamickém zotavení nevznikají nová zrna, ke změkčování dochází rovnoměrně ve všech částech matrice za vzniku polygonizované dislokační substruktury. Hustota dislokací se sníží pouze částečně a proto ani nedojde k úplnému odstranění zpevnění. Podle rychlosti deformace a velikosti teploty deformace mohou nastat při dynamické rekrystalizaci dva typické případy průběhu napěťové křivky. Proběhne-li deformace při relativně nízkých teplotách a současně při vysokých deformačních rychlostech, bude mít napěťová křivka pouze jeden pík a výsledná mikrostruktura bude jemnozrnná. Oproti tomu při relativně vysokých teplotách a při nízkých deformačních rychlostech bude mít napěťová křivka několik píků (jedná se o tzv. cyklické chování). Důležitá je schopnost odhadnout velikost deformace do píku ep – ta koresponduje zhruba se zahájením dynamické rekrystalizace a zcela přesně s hodnotou maximálního deformačního odporu materiálu max [MPa] za dané teploty a rychlosti tváření. S využitím Zenerova-Hollomonova parametru lze hodnoty souřadnic napěťového píku (ep a max) stanovit podle následujících vztahů: ep  U  ZW

 max 

1



 arg sinh n

(3.3) Z C

(3.4)

33

Uzdravovací procesy Metalografický snímek nízkolegované tvářené oceli - viz obr. 3.3 zachytil přesně okamžik vzniku prvních dynamicky rekrystalizovaných zrn (zvýrazněných červenou barvou) na hranicích zrn protažených válcováním – vše se týká austenitu a bylo tedy nutné zakalenou strukturu obtížně leptat na původní zrno.

Obr. 3.3 Vznik dynamicky rekrystalizovaných zrn Dynamická rekrystalizace je nejčastější odpevňovací proces, který probíhá při válcování tyčí a drátů za tepla na spojitých válcovacích tratích. Pro proces spojitého válcování je charakteristické postupné zkracování prodlev mezi úběry a růst rychlosti deformace během úběrů. Během prvních úběrů jsou vhodné podmínky pro průběh statické rekrystalizace, ale se zmenšujícím se průřezem provalku se začíná uplatňovat odpevňování tvářeného materiálu dynamickou rekrystalizací. Dynamická rekrystalizace je rozhodujícím mechanismem změkčování u kovů a slitin vykazujících nízkou energii vrstevných chyb s nepropustným dislokačním síťovím pro procházející dislokace. Tímto procesem změkčování se vytvářejí nukleační zárodky nových zrn stejné fáze, které pak rostou. Tento mechanismus má za následek odstranění zpevnění a dosažení lepších plastických vlastností. Zárodky nových zrn se tvoří koalescencí subzrn. Výhodnými místy pro vznik zárodků jsou místa s vyšší energií mřížky, což jsou většinou hranice původních zrn a tzv. deformační pásy. Jako zárodky rekrystalizace mohou posloužit i cizí částice jako jsou například hrubozrnné nerozpustné precipitáty. K popisu kinetiky dynamické rekrystalizace je často využívána namísto času velikost deformace. Podíl dynamicky rekrystalizované struktury XDRX [-] pak může být vyjádřen následujícím vztahem: X DRX

   c  1  exp B    p 

   

k

   

(3.5)

kde B je materiálová konstanta, c [-] je kritická deformace nutná k vyvolání dynamické rekrystalizace a p [-] je píková deformace. Velikost dynamicky rekrystalizovaného zrna není ovlivňovaná velikostí deformace a velikostí zrna před deformací, ale závisí na interakci teploty deformace a deformační rychlosti, která může být vyjádřena Zener-Hollomonovým parametrem. Velikost zrna po dynamické rekrystalizaci může být stanovena následujícím vztahem: DDRX  B  Z r

(3.6)

kde B a r [-] jsou koeficienty charakterizující příslušný materiál. 34

Uzdravovací procesy Vliv teploty deformace a velikosti deformační rychlosti na podíly dynamicky rekrystalizované struktury představuje obr. 3.4. S rostoucí teplotou deformace a s klesající hodnotou deformační rychlosti, při stejné velikosti deformace, roste podíl dynamicky rekrystalizované struktury.

b) vliv deformační rychlosti

a) vliv teploty deformace

Obr. 3.4 Vliv termomechanických činitelů na podíl dynamicky rekrystalizované struktury [49]

3.3 Postdynamické uzdravování Zjednodušeně řečeno si můžete představit, že před tvářením je výchozí struktura materiálu tvořena rovnoosými (téměř kulovitými) zrny. Válcováním, kováním apod. se tato zrna zplošťují či protahují ve směru hlavní deformace. Mění se tedy jejich tvar, nikoli však velikost! Samotné tváření v běžných podmínkách nezjemní výchozí strukturu ani za nic. K tomu je třeba využít fázovou transformaci nebo – častěji – strukturotvorný proces vytvářející nová zrna stejné fáze, tedy rekrystalizaci. V deformované struktuře existuje mnoho zárodečných míst se zvýšenou energií (především hranice zrn), vzniká tedy hodně nových zrn a ty si později při svém růstu začnou překážet a nemohou tedy narůst tak, jak by si dle fyzikálních zákonů přály. To je velmi populárně popsaný způsob zjemňování zrna rekrystalizací, která musí být vyvolána předchozí deformací. Postdynamické uzdravovací procesy lze rozdělit na: statické zotavení, metadynamickou rekrystalizaci a statickou rekrystalizaci. Na obr. 3.5 vidíte tři mikrostruktury stále stejné mikrolegované nízkouhlíkové oceli.

Obr. 3.5 Mikrostruktura mikrolegované nízkouhlíkové oceli po různých fázích zpracování 35

Uzdravovací procesy Po válcování za tepla jsou světlá feritická zrna víceméně rovnoosá (tedy rekrystalizovaná), co do velikosti nerovnoměrná. Tmavé oblasti jsou tvořeny perlitem. Válcováním pod teplotou rekrystalizace došlo k protažení zrn, nikoli k jejich zjemnění. Ostrůvky perlitu byly rozdrobeny. Následným rekrystalizačním žíháním perlit globulitizoval a feritická zrna získala krásně rovnoosý charakter. Parametry žíhání v tomto případě vedly ke zrovnoměrnění struktury, ale ne ke zjemnění zrna – není to tedy případ typický pro opakovanou deformaci za tepla a statickou rekrystalizaci. Při statickém zotavení dochází pouze k částečnému odpevnění deformované struktury. Po překročení určité hodnoty deformace, která je nutná k vyvolání statické rekrystalizace dochází k úplnému uzdravení deformované struktury kombinací statického zotavení a statické rekrystalizace. K těmto procesům dochází po určité inkubační době, která je tím kratší čím větší je deformace. Předpokladem pro vznik metadynamické rekrystalizace jsou dynamicky rekrystalizovaná zrna při tváření. Ta se stávají zárodky pro růst zrn při metadynamické rekrystalizaci. Metadynamická rekrystalizace nevyžaduje žádnou inkubační dobu a její průběh je až o jeden řád rychlejší než u statické rekrystalizace a proto ji předbíhá. Rychlost (chcete-li vědečtěji, tedy kinetika) všech uzdravovacích procesů je ovlivňována chemickým složením materiálu, jeho strukturním stavem, aktuální teplotou atd. Kinetika postdynamického uzdravování závisí podstatně i na době žíhání t [s] po tváření a na velikosti předchozí deformace. Avramiho rovnice popisuje, jak se tzv. rekrystalizovaný podíl XR při izotermickém žíhání mění s jeho dobou: X R 1  exp(  K  t n )

(3.7)

kde n je kinetický exponent a K vyjadřuje vliv termomechanických podmínek tváření a žíhání – v něm je např. schován vliv teploty. Veličina XR udává, jaká část deformované struktury rekrystalizovala, tedy procentuálně kolik deformací protažených zrn se přeměnilo na zrna nová, rovnoosá (lze to zjistit např. metalograficky). Rekrystalizovaný podíl se může pohybovat v intervalu 0;1, resp. 0 % (zcela deformovaná struktura) až 100 % (dokonale zrekrystalizovaná struktura). Stupeň změkčení postdynamických uzdravovacích procesů lze stanovit také z deformačních napětí, které lze zjistit například přerušovanou krutovou zkouškou s řízenou dobou uzdravení po deformaci: X R 1

 2  1  m  1

(3.8)

kde 1 [MPa] je mez kluzu při 1. deformaci, 2 [MPa] je mez kluzu při 2. deformaci a m [MPa] je maximální napětí při 1. deformaci. Schéma vývoje veličiny XR při izotermickém žíhání dokumentuje obr. 3.6.

Obr. 3.6 Průběh uzdravování materiálu

36

Uzdravovací procesy Veličina XR při izotermickém žíhání nenarůstá lineárně, ale její časová závislost má esovitý tvar. To je dáno zpomalujícími faktory na počátku a na konci průběhu statické rekrystalizace. V počáteční nukleační fázi vzniká mnoho zárodků nových zrn, ale ta jsou tak malinká, že se to jen nevýrazně projeví na celkovém rekrystalizovaném podílu. Zpomalení ke konci procesu je pak způsobeno tím, že jednotlivá rostoucí nová zrna si začínají překážet. Časový průběh statické rekrystalizace je popisován ve formě rovnic, které vyjadřují čas potřebný pro vznik 50 % rekrystalizovaných zrn. Příkladem budiž následující rovnice, která je využívána k predikci statické rekrystalizace při tváření za tepla:  Q  t 0 ,5  A  e  p  e q  D0m  exp   R T 

(3.9)

kde D0 je počáteční velikost zrna a p, q a m jsou materiálové konstanty. Statická rekrystalizace ovšem není jediným mechanismem postdynamického uzdravování. Když budete pečlivým měřením deformačního odporu či tvrdosti určovat celkový stupeň změkčení X, zjistíte jeho hodnoty vyšší, než by odpovídalo pouze rekrystalizaci. To lze vysvětlit tím, že do celkového změkčení se promítá kromě rekrystalizace i statické zotavení. Křivky X = f(log t) bývají složitější než jednoduché průběhy XR = f(log t) dle Avramiho rovnice. Jsou vícestupňové, a to právě z důvodu průběhu několika probíhajících uzdravovacích mechanismů, vyvolaných různě velikou předchozí deformací - viz obr. 3.7.

Křivka a – jen statické zotavení (z hlediska rekrystalizace podkritický předchozí úběr; nelze dosáhnout 100 % uzdravení); Křivka b – statické zotavení + statická rekrystalizace; Křivka c – statické zotavení + metadynamická rekrystalizace + statická rekrystalizace (předcházela tomu deformace větší než ep); Křivka d – statické zotavení + metadynamická rekrystalizace (předcházela tomu deformace odpovídající ustálenému toku materiálu) Obr. 3.7 Vliv uzdravovacích procesů na tvar křivek změkčení

37


3.4 Základní činitelé ovlivňující kinetiku uzdravování 

Chemické složení materiálu

Nejsnadněji se uzdravují čisté kovy nebo co nejjednodušší slitiny. Legovací prvky v tuhém roztoku (intersticiální, substituční) nejenže zpevňují materiál, ale i více či méně brzdí rekrystalizaci. Nejefektivnější z hlediska zpomalování uzdravovacích procesů jsou ovšem precipitáty (v ocelích nejčastěji částice karbidů či nitridů, vzniklé z přesyceného tuhého roztoku). Precipitáty jsou tím účinnější, čím je jich více a čím jsou menší; omezují rozvoj statického zotavení a zabraňují vzniku rekrystalizačních zárodků. Oproti tomu hrubé částice působí jako místa koncentrace deformace a proto v těchto místech dochází k počáteční nukleaci rekrystalizačních zárodků. Prvky s vyšší teplotou tání vesměs zvyšují aktivační energii samodifuze a tím i aktivační energii rekrystalizace; v ocelích to jsou zejména Cr (1920 °C), Mo (2622 °C), W (3400 °C), Nb (1950 °C). Sqělý příklad uchycení hranice zrna částicemi Fe3Zr ve slitině Fe-Al-Cr-Zr představuje obr. 3.8.

Obr. 3.8 Mikrostruktura slitiny Fe-Al-Cr-Zr 

Strukturní stav

Nejlépe se uzdravují jednofázové struktury, každá další fáze či heterogenita je na překážku; hrubší výchozí zrno znamená menší celkovou plochu hranic zrn, tím pádem méně míst energeticky vhodných pro nukleaci zárodků nových zrn a tedy horší podmínky pro rekrystalizaci. 

Velikost deformace

Tímto parametrem lze ovlivnit především typ uzdravovacího mechanismu (např. vyvoláte zotavení, nebo rekrystalizaci – statickou či dynamickou), ale to už přece dobře znáte! 

Rychlost deformace

Zvýšená rychlost deformace urychluje kinetiku rekrystalizace. Zkracuje se doba průběhu zotavovacích dějů, takže materiál má během a po tváření za tepla větší hustotu dislokací a vnitřní energii. 

Teplota a doba žíhání

Rostoucí teplota zkracuje inkubační dobu rekrystalizace a zlepšuje migrační schopnost hranic nových zrn, uzdravování tedy bude probíhat hbitěji; doba výdrže na teplotě po deformaci musí při daných 38

Uzdravovací procesy podmínkách zajistit úplný průběh rekrystalizace, ale pozor – zbytečné prodlužování této výdrže může vést až k hrubnutí rekrystalizovaných zrn, což je nesporně kontraproduktivní. 

Velikost zrna

Se snižující se velikostí zrna se kinetika rekrystalizace urychluje následkem vyšší hustoty nukleačních míst. Vliv velikosti zrna se uplatňuje především při menších velikostech deformace a při nižších teplotách. Vliv velikosti zrna se projevuje výrazněji na kinetiku statické rekrystalizace než dynamické. Velikost rekrystalizovaného zrna dosti výrazně závisí na teplotě. Jak na obr. 3.9 dokumentují mikrostruktury technicky čistého niklu rekrystalizačně žíhaného po válcování za studena, s rostoucí teplotou žíhání výrazně hrubne výsledné zrno.

Obr. 3.9 Mikrostruktura technicky čistého niklu po rekrystalizačním žíhání Na příkladu elektrotechnické oceli s 3 % Si - viz obr. 3.10 si můžeme ukázat, jak odporně vypadá (a při tváření se i analogicky chová) nedokonale zrekrystalizovaná mikrostruktura.

Obr. 3.10 Mikrostruktura s nedokonalým průběhem rekrystalizace

39


3.5 Vliv uzdravovacích procesů na deformační chování a vlastnosti materiálů Uzdravovací procesy změkčují deformačně zpevněný materiál, snižují jeho deformační odpor a obnovují jeho plastické vlastnosti. Umožňují tedy celkově vysoké stupně protváření při opakované deformaci (při víceúběrových režimech tváření) - viz obr. 3.11.

Obr. 3.11 Vliv uzdravovacích procesů na plastické vlastnosti materiálů S rostoucí rychlostí uzdravování (hlavně rekrystalizace) se všeobecně zlepšuje tvařitelnost materiálu. Při tváření vznikají na hranicích zrn mikrotrhliny, jejichž šíření po hranicích zrn je energeticky ne příliš náročné a tedy snadnější. Rekrystalizace změní hranice zrn a dostane tyto mikrotrhliny do nových poloh – jejich šíření v objemu zrna (transkrystalicky) je méně pravděpodobné. Snižuje se tak nebezpečí křehkého interkrystalického lomu. Mikrofotografie vzorku z vysokolegované chrómové oceli (viz obr. 3.12) je přímo přehlídkou rozmanitých jevů, které jsme zatím probírali. Nalezneme zde velká nerekrystalizovaná zrna (často s deformačními pásy), jemná zrna coby známku místně nastupující rekrystalizace, a především sqostnou interkrystalickou trhlinu postupující z povrchu vývalku.

Obr. 3.12 Mikrostruktura vysokolegované chromové oceli

40

Uzdravovací procesy Mechanické vlastnosti tvářených výrobků lze ovlivnit mnoha způsoby – přes chemické složení, tepelné zpracování aj. Nejefektivnější je však „pohrát si“ se strukturou v průběhu tváření, tedy řízeně ovládat procesy opakované deformace při víceúběrovém tváření. Opakovanou statickou rekrystalizací postupně zjemňovat zrno – to je nejobvyklejší metoda ovládání strukturotvorných změn při konvenčních procesech tváření za tepla. Následující mikrofotografií původních austenitických zrn v nízkolegované Mn-V oceli (viz obr. 3.13) jsme se trefili právě do období, kdy část struktury již zrekrystalizovala a část ještě zůstala ve formě hrubých deformovaných zrn. Míra zjemnění zrn jedním cyklem statické rekrystalizace je očividná.

Obr. 3.13 Mikrostruktura nízkolegované Mn-V oceli Na příkladu tváření za tepla žáruvzdorné austenitické Cr-Ni-Si oceli (viz obr. 3.14) můžete vidět, jak účinná je při tvorbě struktury opakovaná statická rekrystalizace.

a) výchozí licí struktura – dendrity

b) zrekrystalizovaná zrna austenitu

Obr. 3.14 Mikrostruktura žáruvzdorné austenitické Cr-Ni-Si oceli Jemnozrnná konečná mikrostruktura je z uživatelského hlediska výhodná proto, že vykazuje lepší pevnostní a zároveň i plastické vlastnosti než struktura tvořená hrubými zrny. Víceméně automatické dosažení tohoto efektu lze považovat za jednu ze základních předností tváření jako způsobu zpracování materiálu. 41

Uzdravovací procesy Následující vzorec shrnuje vlivy na jednu z pevnostních vlastností, mez kluzu Rp0.2 [MPa]. Kromě příspěvků jednotlivých napětí  [MPa] zaměřte jako pravověrný tvářeč pozornost na zlomek, v jehož čitateli je materiálová konstanta k a ve jmenovateli odmocnina z velikosti zrna D [mm]:

R p 0.2   základní   tuhý _ roztok   dislokace   textura   precipitáty 

k D

(3.10)

Takto tedy můžete ovlivnit vlastnosti tvářeného výrobku přes jeho mikrostrukturní charakteristiky.

Řešené úlohy Příklad 3.1 Vypočítejte hodnotu Zenerova-Hollomonova parametru, znáte-li: ė = 4 s-1, R = 8,314 J·mol-1·K-1, T = 1000 °C, Q = 276 kJ·mol-1.  Řešení Výpočet je jednoduchý, znáte-li příslušný vzorec:   276000  Q    8,44  1011 s -1 Z  e  exp   4  exp  R T   8,314  1000  273,15 

Příklad 3.2 Zlinearizujte (zlogaritmujte) Avramiho rovnici. Z těžko pochopitelných důvodů se jedná o velmi oblíbenou otázku u státnic…  Řešení Postup linearizace, umožňující výpočet konstant K a n lineární regresí, bude následující: X R 1  exp(  K  t n ) 1  X R  exp(  K  t n ) ln

1  K tn 1  X R 

  1   ln K  n  ln t ln ln  1  X R  

To už je rovnice vhodná pro určování konstant K a n lineární regresí – ovšem v jakých souřadnicích příslušného grafu? Jinak řečeno, co bude na x-ové a co na y-ové ose?

Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Dynamické a postdynamické uzdravování – zotavení – rekrystalizace – kritická deformace pro vyvolání rekrystalizace – Zenerův-Hollomonův parametr – aktivační energie při tváření za tepla – deformace do píku – maximální deformoční odpor – Avramiho rovnice – stupeň změkčení.

42


Otázky k probranému učivu 3.1. Jak se mění tvar a velikost zrn materiálu v důsledku jeho tváření? 3.2. Jaký je rozdíl mezi dynamickým a postdynamickým uzdravováním? 3.3. Jaký je zásadní rozdíl mezi zotavením a rekrystalizací a který z těchto procesů je z hlediska uzdravování deformované struktury účinnější? 3.4. Jaký je fyzikální význam Zenerova-Hollomonova parametru? 3.5. Na čem závisí aktivační energie při tváření za tepla a k čemu se využívá? 3.6. Který uzdravovací proces je spojen s dosažením deformace takřka odpovídající napěťovému píku? 3.7. Umíte vyjádřit matematicky Avramiho rovnici? 3.8. Jaké jsou základní činitelé ovlivňující kinetiku uzdravování? 3.9. Jaký vliv mají uzdravovací procesy na tvařitelnost? 3.10. Proč je výhodnější u tvářených materiálů konečná jemnozrnná mikrostruktura?



[2]

PTÁČEK, L., et al. Nauka o materiálu II. 2. vydání. Brno: Akademické nakladatelství CERM, 2002. 392 s. ISBN 80-7204-248-3.

[3]


43

Deformační chování materiálů při tváření za studena

4. Deformační chování materiálů při tváření za studena Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl:

Student by se měl v této kapitole seznámit se specifickým deformačním chováním materiálu za studena a s jeho vlivy na strukturu a mechanické vlastnosti. Student by měl po prostudování této kapitoly umět:  definovat mechanismy plastické deformace za studena;  popsat strukturní změny vyvolané tvářením za studena;  popsat změnu mechanických vlastností materiálů po tváření za studena;  vyhodnotit tvařitelnost materiálů za studena.

Výklad Podstatná část za tepla tvářených výrobků se dále zpracovává tvářením za studena. Používá se k tomu celá řada technologických tvářecích procesů, jako jsou válcování (plechy, pásy, trubky), tažení (tyče, dráty trubky) lisování a pod. Tváření ocelí za studena probíhá bez předehřevu, pod teplotou rekrystalizace – tzn. při pokojové teplotě nebo při teplotě zvýšené vlivem deformačního tepla na až 300 °C. Dochází jen k difúzi intersticiálně rozpuštěných prvků, proto jsme bezmocnými svědky intenzivního zpevňování, z něhož vyplývají velmi vysoké deformační odpory. Působením vnějších sil nastávají současně druhy deformace: malá pružná (vratná) a velká plastická (trvalá). Konečným stavem zpracování za studena tvářených výrobků je buď tepelné zpracování (rekrystalizační žíhání), jehož hlavním účelem je odstranit zpevnění zpevnění dosažené při předchozím tváření a docílit lepších plastických vlastností materiálu, nebo naopak cílené vyvolání zpevněného stavu oceli (zvýšení pevnostních vlastností). Obecně pod pojmem tvařitelnosti za studena vyjadřujeme schopnost oceli snášet při tváření velké plastické deformace za studena bez výskytu makrotrhlin. Pojem mezní tvařitelnost za studena vyjadřuje dosažení mezní celkové velikosti plastické deformace oceli za studena až do okamžiku počátečního vzniku makrotrhliny. Tvařitelnost za studena je ovlivněna chemickým složením a čistotou oceli, předešlým výrobním procesem a výchozí strukturou materiálu, samozřejmě i podmínkami tváření (tření, stav napjatosti aj.). Dobrá tvařitelnost je podmíněna nízkými pevnostními a vysokými plastickými vlastnostmi výchozího materiálu.

4.1 Mechanismy plastické deformace při tváření za studena Plastická deformace kovů je umožněna pravidelným uspořádáním atomů v krystalové mřížce, působením soudržných meziatomárních sil, existencí a vzájemným působením strukturních mřížkových poruch, především dislokací. Tváření za studena je realizováno dvěmi základními mechanismy: kluzem a dvojčatěním. Kluzový mechanismus plastické deformace je při tváření za studena převažující. Plastická deformace kluzem se uskutečňuje postupným pohybem dislokací v krystalograficky činných rovinách tak, že 44

Deformační chování materiálů při tváření za studena atomy kovu se účinkem působícího nadkritického smykového kluzového napětí postupně přemísťují ve směru kluzu po kluzné rovině až vyústí na povrchu krystalového zrna. Tím dochází k postupnému vzájemnému posuvu nedeformovaných vrstev krystalů. Dobrá tvařitelnost vyžaduje existenci min. 5 vzájemně na sobě nezávislých kluzových systémů – oceli s mřížkou KPC i KSC to bohatě splňují a proto bývají za studena dobře tvárné. Dvojčatění je zvláštní typ kluzového mechanismu plastické deformace, probíhající prakticky pouze ve feritu (krystalová mřížka KSC jak dobře víte), resp. při vysokých deformačních rychlostech. Deformace za studena je doprovázena růstem koncentrace mřížkových poruch (dislokace, vakance, mikrotrhliny aj. – vzpomínáte na fyziku kovů, nauku o materiálu a podobné zajímavé předměty?). Dochází k vzájemné interakci již existujících strukturních poruch ve výchozím materiálu se strukturními poruchami vznikajícími až v průběhu vlastní plastické deformace za studena především s pohybujícími se dislokacemi. Při tom dochází ke vzniku dislokačních stupňů, k zaškrcování rozštěpených dislokací a dislokačních smyček, dislokačního buněčného síťoví, k nakupení dislokací před překážkami, k deformaci a štěpení precipitátů a nekovových částic, k rozpadu vakančních shluků, k anihilaci dislokací, atd. Při deformaci za studena dochází ke zpevňování kovu a k vyčerpání jeho plasticity. Na příkladech různě deformovaných slitin typu Fe3Al (viz obr. 4.1) vidíte různé typy dislokací, jejich vzájemné působení a hromadění u překážek.

Obr. 4.1 Dislokace v deformované slitině Fe3Al 45

Deformační chování materiálů při tváření za studena Zpevnění je dáno součtem několika dílčích přírůstků zpevnění:  základní napětí potřebné k překonání meziatomární síly při posuvu atomů z rovnovážných poloh mřížky (významné zvláště u feritu) - viz obr. 4.2;

Obr. 4.2 Mechanismy plastické deformace za studena 

zpevnění substitučního a hlavně interstitického tuhého roztoku – viz obr. 4.3 - vliv obsahu legujících prvků na růst meze kluzu austenitu;

Obr. 4.3 Vliv obsahu legujících prvků na růst meze kluzu austenitu   

dislokační zpevnění: f(hustota dislokací1/2); účinek hranic zrn a subzrn: f(velikost zrna-1/2); zpevnění vlivem jiných fází (např. precipitátů): f(objemový podíl částic1/2 / průměr částic).

Na příkladu komplexně mikrolegované oceli (viz obr. 4.4) si můžete udělat představu o tom, jak ovlivní předchozí celková deformace za studena  = 5 až 75 % mechanické vlastnosti hotového vývalku po shodném režimu žíhání. Různá deformace vede k rozdílnému průběhu statické rekrystalizace i precipitace během žíhání, což se projeví v komplikovaném průběhu pevnostních i plastických vlastností jako funkce , které však spolu dobře korespondují.

46


Obr. 4.4 Mechanické vlastnosti mikrolegované oceli po tváření za studena a žíhání Všechny zpevňující prvky zhoršují technologickou tvařitelnost. Austenit více zpevňuje, je však za studena lépe tvárný než ferit. Podíl 35 až 65 % feritu v austenitické struktuře prudce snižuje plasticitu. Lépe tvárná je hrubozrnná struktura, škodlivá je nerovnoměrnost zrn a heterogenita jednotlivých fází. Všechny další strukturní složky zhoršují tvařitelnost, nejvíce vměstky (sulfidy a hlavně oxidy) vyloučené v hrubých útvarech a shlucích. Karbidy jsou škodlivé ve formě hrubých jehlic a síťoví po hranicích zrn. Největší zhoršení tvařitelnosti nastává ve smíšené heterogenní struktuře lamelárních a globulárních karbidů ve spojení s nerovnoměrným zrnem.

4.2 Strukturní změny vyvolané tvářením za studena Za příklad dokládající vliv deformace za studena na mikrostrukturní vlastnosti materiálu může sloužit dvojice fotografií - viz obr. 4.5, pořízená tzv. barevným leptáním na vzorcích z hliníku čistoty 99,9 %.

a) vyžíhaný výchozí stav

b) po válcování

Obr. 4.5 Mikrostruktura vzorků z hliníku čistoty 99,9 % 47

Deformační chování materiálů při tváření za studena Další metalografický výbrus - viz obr. 4.6 brutálně za studena válcované struktury se týká austenitické oceli typu Cr-Ni-Si.

Obr. 4.6 Mikrostruktura austenitické oceli typu Cr-Ni-Si Postupné usměrňování jednotlivých strukturních fází do hlavních směrů deformace vede ke vzniku řádkovitých útvarů, což má za následek anizotropii strukturních i mechanických vlastností materiálu. Anizotropií rozumějte nestejnoměrnost vlastností v různých směrech souřadného systému. U plochých vývalků rozeznáváme anizotropii plošnou (rozdíly vlastností mezi různými směry v rovině plechu) a normálovou (rozdíly vlastností mezi rovinou plechu a ve směru kolmo k povrchu plechu). Rozhodující vliv na anizotropii má textura, definovaná jako pravidelné geometrické a krystalografické uspořádání struktury a substruktury polykrystalického kovu. Textuře vzniklé tvářením se říká textura deformační. Rozlišujte deformační texturu strukturní (mechanickou) a krystalografickou. Strukturní textura je způsobena především nehomogenitou chemického složení a přítomností vměstků. Během tváření pak dochází k orientaci a redistribuci vměstků. Tvárné vměstky se zploští a protahují a spolu s netvárnými se rozloží ve směru válcování nebo tažení. Vzniká tzv. vláknitá nebo řádkovitá struktura, kterou nelze odstranit tepelným zpracováním. Řádkovitá struktura vzniká i uspořádáním strukturních fází při tváření ocelí s vícefázovou strukturou. Krystalografická textura vzniká uspořádáním původně náhodně orientovaných jednotlivých zrn do jisté přednostní orientace (např. u feritu jsou krystalografické roviny typu (110) rovnoběžné s rovinou válcování a směry typu [112] se směrem válcování). Schematické znázornění deformační textury lze vidět obr. 4.7.

a) výchozí stav mikrostruktury

b) mikrostruktura po deformaci za studena

Obr. 4.7 Schematické znázornění deformační textury 48

Deformační chování materiálů při tváření za studena Případným následným rekrystalizačním žíháním vznikají tzv. rekrystalizační textury s odlišnou krystalografickou orientací rekrystalizovaných krystalů oproti krystalům deformovaných. Na obr. 4.8 můžete vidět žíhací dvojčata v zrnech austenitické oceli.

Obr. 4.8 Mikrostruktura austenitické oceli

4.3 Změna mechanických vlastností materiálů při tváření za studena S rostoucí velikostí celkové deformace se postupně zvyšují pevnostní a snižují plastické vlastnosti za studena tvářených ocelí. Závislosti těchto změn mechanických vlastností na velikosti celkové deformace za studena se graficky znázorňují pomocí tzv. zpevňovacích křivek, nejčastěji znázorňujících průběhy pevnostních a plastických vlastností. Příklad křivek zpevnění pro ocel S420MC uvádí obr. 4.9.

Obr. 4.9 Křivky zpevnění oceli značky S420MC

49

Deformační chování materiálů při tváření za studena Znalost zpevňovacích křivek pro různé jakosti za studena tvářených ocelí a jejich různé výchozí strukturní stavy mají praktický význam pro určení přirozených deformačních odporů zpevněného materiálu. Tyto hodnoty se pak dají využít k výpočtům tvářecích sil a nebo k řízenému ovládání mechanických vlastností za studena tvářených kovů různou velikostí deformace. Výchozí feritická struktura má vyšší pevnostní vlastnosti než austenitická struktura, ale zpevňuje při tváření za studena méně intezivněji. Vzájemným porovnáním zjištěných rozdílů mechanických vlastností v různých směrech výchozího i zastudena zpevněného materiálu se stanovuje jejich směrová anizotropie (nejčastěji v rovině válcovaného plechu).

4.4 Hodnocení tvařitelnosti za studena Tvařitelnost za studena se nejčastěji zkoumá jednoduchou tahovou zkouškou při pokojové teplotě. Žádány jsou nízké meze kluzu Re (resp. Rp0,2) [MPa] či pevnosti Rm [MPa] a vysoké hodnoty tažnosti A10 a kontrakce Z [%]. S růstem poměru A10 / Rp0,2 se zvyšuje tvařitelnost. Nízký poměr Re / Rm většinou signalizuje vyšší tvařitelnost, což ovšem neplatí např. pro výšeuhlíkové oceli s lamelárním uspořádáním perlitu. Pro oblast homogenních plastických deformací při tahové zkoušce (po překonání meze kluzu, ale jen do vzniku krčku) můžete popsat zpevňovací křivku mocninným vztahem typu:

  f ( en )

(4.1)

kde  [MPa] je napětí, e je skutečná deformace a n je exponent deformačního zpevnění. Vyšší hodnota exponentu zpevnění bývá spojena s lepší tvařitelností, protože ta je silněji ovlivněná strukturním zpevněním výchozího materiálu než dislokačním zpevněním. Toto kritérium není univerzální a používá se hlavně pro tvářecí procesy charakterizované tahovou napjatostí. Pro stanovení kritéria tvařitelnosti za studena (měrné zásoby plasticity) Kzp zkoušeného materiálu lze využít následující vztah: K zp 

k  Fm  Fe   Lh S 0  L0

(4.2)

kde k je konstanta, Fm [N] je maximální tahová síla, Fe [N] je tahová síla na mezi kluzu, Lh [mm] je hodnota rovnoměrného prodloužení tyče v oblasti homogenní deformace, S0 je plocha příčného výchozího průřezu zkušební tyče [mm2] a L0 je počáteční délka zkušební tyče [mm]. U plechů a pásů rozlišujeme plošnou anizotropii vlastností (rozdíly vlastností mezi různými směry v rovině plechu) a normálovou anizotropii vlastností. Hodnota normálové anizotropie vlastností r vyjadřuje poměr mezi skutečnými deformacemi vzorku po šířce b a tloušťce h (při zkoušce tahem – index 0 znamená výchozí a index 1 konečný rozměr): b0 b1 r h0 ln h1 ln

(4.3)

Používá se pro hodnocení hlubokotažnosti za studena lisovaných plechů, přičemž žádané jsou vyšší hodnoty, nejlépe r = 1,6 až 2,2. Technologická tvařitelnost za studena se běžně určuje zkouškou hloubení tenkých plechů podle Erichsena, kalíškovací zkouškou aj.

50


Řešené úlohy Příklad 4.1 Vypočítejte hodnotu normálové anizotropie za studena válcovaného plechu, máte-li zadány rozměry vzorku u zkoušky tahem: šířky b0 = 20,0 mm, b1 = 16,2 mm; tloušťky h0 = 4,0 mm, h1 = 3,6 mm.  Řešení Hodnotu normálové anizotropie vypočítáme následovně: b0 20,0 ln b1 16,2 0,211 r    2,0 h0 4,0 0,105 ln ln 3,6 h1 ln

Hodnota r = 2,0 signalizuje velmi dobrou hlubokotažnost zkoumaného plechu.

Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Pružná a plastická deformace – kluzový mechanismus deformace – dvojčatění – hustota dislokací – mechanické vlastnosti – plošná a normálová anizotropie – deformační textura – exponent zpevnění – hlubokotažnost.

Otázky k probranému učivu 4.1. Souhlasíte s tvrzením, že tváření materiálu za studena znamená deformaci za pokojové teploty. 4.2. Jaké jsou mechanismy plastické deformace za studena? 4.3. Čím je zásadně ovlivněna tvařitelnost materiálu za studena? 4.4. K čemu vede tváření za studena z hlediska tvařitelnosti a deformačních odporů? 4.5. Co je to anizotropie strukturních a mechanických vlastností? 4.6. Jaký je u plechů rozdíl mezi anizotropií plošnou a normálovou? 4.7. Jaké znáte typy deformační textury? 4.8. Co je z pohledu pevnostních a plastických vlastností žádáno pro dobrou hloubokotažnost?



[2]


51

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla

5. Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Čas ke studiu: 4 hodiny Cíl:

Student by se měl seznámit se základními plastometrickými a technologickými metodami výzkumu deformačního chování materiálů za tepla. Student by měl po prostudování této kapitoly umět:  definovat metodiku výzkumu deformačního chování materiálů za tepla;  popsat princip zkoušky tahem, tlakem, krutem, rázové zkoušky v ohybu za tepla, klínové válcovací zkoušky;  definovat možnosti využití, výhody a nevýhody plastometrů Setaram, Gleeble a simulátoru deformací HDS-20;  definovat možnosti využití laboratorního válcování pro výzkum deformačního chování materiálů za tepla.

Výklad 5.1 Metodika komplexního výzkumu deformačního chování materiálu za tepla Komplexní přístup qýzkumu deformačního chování materiálů vyžaduje:  chemické rozbory zkoumaného materiálu (nejen tavební!) včetně mikrorozborů (segregace, hranice zrn) a zjištění vazeb vybraných prvků (tuhý roztok – sloučeniny různých vlastností);  metalografický výzkum makrostruktury i mikrostruktury (posouzení charakteru a velikosti zrn, určení přítomných fází aj.);  plastometrické experimenty realizované na speciálních přístrojích – plastometrech (tahových, krutových či tlakových). Využívají se mimo jiné k určování tvařitelnosti, deformační odporu, ve spolupráci s dalšími metodami studium tepelně aktivovaných dějů (zpevňování, uzdravovací procesy, atd.);  experimenty prováděné na laboratorních válcovacích tratích (např. válcování stupňovitých vzorků, atd.);  případně doplňkové technologické zkoušky (klínová válcovací zkouška, pěchovací, ohybová, v rourovnách zkouška děrovatelnosti, aj.);  případně zjednodušenou fyzikální či matematickou (počítačovou) simulaci konkrétního tvářecího procesu. Fyzikální simulace lze provést na plastometrech či laboratorních válcovacích tratích. Matematické modelování se provádí většinou v programech pracujících na bázi metody konečných prvků (např. Forge, FormFEM, atd.) Z cenových důvodů však většinou zadavatel objedná pouze základní plastometrické zkoušky či technologické zkoušky tvařitelnosti, maximálně doplněné o chemický rozbor výchozího stavu a několik snímků mikrostruktury optickým mikroskopem. Takto získané výsledky lze většinou jen obtížně zevšeobecnit. Jste-li student kombinovaného studia (tedy „dálkař“ z praxe), je možné, že i Vy ovlivňujete způsob zadávání zakázek našich prací spojených s výzkumem deformačního chování materiálů – v tom případě si prosím tento odstavec vezměte obzvláště k srdci!

52


5.2 Rozbor zkoušek deformačního chování materiálů za tepla 

Zkouška tahem

Je analogií běžné tahové zkoušky za pokojové teploty. Vzhledem k nutnosti dodržet předepsaný teplotní režim však je vzorek obklopen odporovou píckou a nebo je vzorek odporově ohříván v inertní atmosféře či ve vakuu. Tato jednoduchá zkouška se vyznačuje absencí vnějšího tření na zkoušené části vzorku. Z hlediska citlivého posuzování tvařitelnosti je výhodná jindy nepříznivá tahová napjatost. Ta je na počátku tváření (většinou do deformace e = 0,3 až 0,4) jednoosá, postupující nerovnoměrná deformace však vede většinou ke vzniku krčku s obtížně predikovatelnou geometrií a komplikovanou napjatostí. Příklad takového lokálního zúžení atypického vzorku, taženého na Simulátoru deformací za tepla HDS-20, uvádí obr. 5.1.

Obr. 5.1 Vzorek s krčkem vzniklým při tažení za tepla Smluvně se určuje tažnost A [%] nebo kontrakce Z [%] z délek L [mm] nebo ploch S [mm2] příčného průřezu před, resp. deformaci (indexy 0, resp. 1): A

L1  L0  100 L0

(5.1)

Z

S 0  S1  100 S0

(5.2)

Smluvní napětí se počítá jako podíl zatěžující síly a plochy výchozího příčného průřezu. Skutečné napětí se musí vztahovat k průběžně se měnícímu příčnému průřezu, což je velmi obtížné (je např. nutno snímat profil vzorku rychlokamerou). Smluvní pevnost za tepla RmT [MPa] se tedy počítá jako podíl maximální zatěžující síly Fmax [kN] a plochy výchozího příčného průřezu S0 [mm2]: RmT 

Fmax  1000 S0

(5.3)

Příklad výsledných hodnot tažnosti, resp. smluvní pevnosti zjištěné tahovou zkouškou za tepla uvádí v závislosti na rychlosti tažení grafy na obr. 5.2 a obr. 5.3.

Obr. 5.2 Průběh tažnosti za tepla nadeutektoidní C-Mn-Cr-V oceli 53

Obr. 5.3 Průběh smluvní pevnosti za tepla nadeutektoidní C-Mn-Cr-V oceli

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla 

Zkouška krutem

Pro stanovení deformačních charakteristik lze využít také krutové (torzní) zkoušky. Takovéto typy testů lze provádět například na, nejen ostravským výzkumníkům a vědcům známém, torzním plastometru SETARAM. Princip tzv. torzního plastometru je velmi jednoduchý – válcovitý vzorek je ve své zúžené středové oblasti nakrucován kolem podélné osy, většinou spojitě až do lomu. Kroucením se rozměry této zkoušené části teoreticky nemění – srovnej tvar výchozího vzorku a vzorku nakrouceného do lomu na obr. 5.4.

Obr. 5.4 Tvar vzorku před a po krutové zkoušce Klíčovou roli hraje rovnoměrnost teploty po délce vzorku během jeho ohřevu i tváření. Vzorek chráněný před zokujením křemennou trubicí je ohříván indukční spirálou (viz. obr. 5.5). Například plastometr Setaram umožňuje realizovat torzní zkoušky v rozsahu deformačních teplot od 300 do 1600 °C.

Obr. 5.5 Indukční ohřev vzorku při krutové zkoušce Hlavní předností krutové zkoušky je schopnost dosáhnout vysokých stupňů deformace s vyloučením vnějšího tření. V případě počítačového řízení se snadno regulují podmínky experimentu s možností simulace reálných tvářecích procesů (přerušovanou deformací). Mezi nevýhody patří deformační rychlost realizovatelná jen asi do hodnoty 10 s-1, čemuž odpovídá rychlost kroucení 2100 min-1. Nevýhodou je také nerovnoměrnost deformace po průřezu vzorku, činící následně potíže při metalografických studiích. Pro torzní zkoušku se v současnosti používají dva základní typy válcových zkušebních tyčí, které se v podstatě od sebe liší rozměrem deformované části (průměr 6 mm a délka 10 nebo 50 mm). Jeden konec zkušební tyče je uchycen do pevné čelisti a druhý do otočné. Z pevné čelisti je snímán kroutící moment. Otočná čelist se může navíc v průběhu zkoušky posunovat v podélném směru. Zkušební tyče mohou být po ukončení experimentu ochlazovány volně na vzduchu anebo mohou být, z důvodu fixace struktury tvářeného materiálu, zakaleny ve vodě. Nejběžnějším experimentem na torzním plastometru je spojitá zkouška provedená do lomu při nominální teplotě a rychlosti kroucení. Ze zaznamenané momentové křivky (viz obr. 5.6) se počítá deformační odpor a usuzuje se na typ a kinetiku dynamických uzdravovacích procesů, z počtu zkroucení do lomu se pak určuje tvařitelnost. 54


Obr. 5.6 Momentová křivka získaná krutovou zkouškou Nastaveným rychlostem kroucení odpovídají příslušné smykové rychlosti deformace na povrchu zkušební tyče R . Smyková rychlost deformace na povrchu vzorku se používá k definování parametrů deformace zkušební tyče a vypočítá se podle následujícího vztahu:

 R 

2   R  o 60  L

(5.4)

kde R [mm] je poloměr zkoušené tyče, o [min-1] je rychlost kroucení a L [mm] je délka zkušební tyče. Pro vyhodnocení torzních zkoušek je vhodné použít, k tomu speciálně vyvinutý, software Sigmacon. Při vyhodnocování deformace do lomu hraje zásadní roli fakt, že vyšší počet zkroucení N má za následek pomalejší nárůst intenzity deformace Se: Se 

 2   R  N   arg sinh  3 L 3  

2

(5.5)

Z uvedeného vztahu je zřejmé, že intenzita deformace není lineárně závislá na počtu zkroucení. Tato rovnice počítá s délkou kroucené části zkušební tyče L [mm] a respektuje nerovnoměrnost deformace po příčném průřezu zkušební tyče. Intenzita deformace se vypočítává při tzv. reprezentativním poloměru kroucené části zkušební tyče, který je roven 2/3 R, přičemž R je reálný poloměr kroucené části zkušební tyče. Ze vztahu (5.5) je navíc patrné, že při konstantní rychlosti kroucení o [min-1] postupně s časem klesá intenzita deformační rychlosti Sė [s-1]. Protože během celé deformace nelze za všech podmínek udržet stále stejnou rychlost kroucení, počítá se intenzita deformační rychlosti jako první derivace intenzity deformace podle času t: S e 

dSe dt

(5.6)

Pro výpočet intenzity napětí S [MPa], neboli přirozeného deformačního odporu p [MPa], lze využít následující vztah, který obsahuje koeficienty zpevnění vlivem deformace p a vlivem deformační rychlosti m: 2

2  3M    3  p  m 2   F  S   p   3  2   R   2   R 

(5.7)

Uvedená rovnice počítá s osovou sílou F [N] a s kroutícím momentem M [N.mm], které jsou zaznamenávány v průběhu krutové zkoušky. 55

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Jednotlivé koeficienty zpevnění p a m lze vypočítat, s využitím parciálních derivací, podle následujících vztahů: p

 ln M  ln N

(5.8)

m

 ln M  ln N'

(5.9)

kde N´ [min-1] je rychlost kroucení. Jste zvědaví jak vypadá křivka deformace - napětí získaná krutovou zkouškou? Pokud ano tak koukejte na obr. 5.7, na které je vidět vliv teploty deformace na průběh napěťových křivek při konstantní rychlosti kroucení.

Obr. 5.7 Napěťové křivky oceli 42CrMo4 zjištěné torzní zkouškou (rychlost kroucení 40 min-1) Analýzou a dalším matematickým zpracováním napěťových křivek lze vypočítat hodnotu aktivační energie, kterou lze dále využít při hodnocení kinetiky dynamické rekrystalizace a pro predikci maximálního deformačního odporu při tváření za tepla. Výsledkem matematických a statistických analýz mohou být také modely přirozeného deformačního odporu p [MPa] a nebo středního přirozeného deformačního odporu ps [MPa], jak uvádí následující dvě rovnice pro nízkolegovanou ocel 42CrMo4:   

 p  2126,332·e 0 ,2059·exp  0,2059·

e ep

  0 ,5039 ·e  

486,3221  T 

·exp 0,0018·T 

 ps  2657,1878·e 0,3229·exp 0,3635·e·e 0 ,0767·exp 0,0027·T 

(5.10) (5.11)

Při hodnocení tvařitelnosti zkoumaného materiálu při jeho tváření za tepla je zkoumaným parametrem velikost deformace do lomu, která udává velikost deformace při níž dojde při daných termomechanických podmínkách k úplnému vyčerpání plasticity zkoumaného materiálu. Tím pádem dojde při spojité torzní zkoušce k lomu zkušební tyče. Z výsledků těchto testů pak lze definovat velikost deformace, kterou lze na daný materiál aplikovat při jeho tváření za tepla, aniž by došlo k jeho porušení. Výsledkem pak může být interesantní trojrozměrná mapa tvařitelnosti, představená na obr. 5.8.

56


Obr. 5.8 3D mapa tvařitelnosti oceli 42CrMo4 Přerušovaná torzní zkouška se skládá z několika postupně za sebou jdoucích úběrů. U každého z těchto úběrů lze měnit jednotlivé parametry zkoušení, jako je teplota, rychlost kroucení, doba deformace a časová pauza (prodleva) mezi jednotlivými úběry. V průběhu zkoušení mohou být měněny všechny tyto parametry, anebo jen některé z nich. Tím pádem lze jejich nastavením značně ovlivnit průběh experimentu. Tímto typem krutové zkoušky je možno simulovat, v laboratorních podmínkách, reálné procesy válcování, což je jednou z výhod tohoto torzního plastometru. 

Zkouška tlakem

Tato zkouška se podobá pěchování válcovitého vzorku mezi rovnými kovadly a je vhodná zejména pro určování deformačních odporů (ovšem jen při nízkých deformacích, kdy ještě stejně jako u tlakové zkoušky existuje jednoosý stav napjatosti). Pro kvantifikaci tvařitelnosti běžných kovových materiálů je většinou nevhodná, málo citlivá (protože převažují příznivá tlaková napětí). Z důvodu vnějšího tření mezi čely válcovitého vzorku a „kovadly“ vzniká nerovnoměrnost deformace. Jejím následkem je stav prostorové napjatosti s hlavním tlakovým a přídavnými tahovými napětími, což se projevuje typickou soudkovitostí komplikující další výpočty - viz obr. 5.9, kde oblast 1 odpovídá nejnižší deformaci, oblast 3 střední deformaci a oblast 2 největší deformaci.

Obr. 5.9 Nerovnoměrná deformace a přídavná napětí při pěchování 57

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Na obr. 5.10 je vidět nejen tato soudkovitost, ale i důkaz malé citlivosti této metody při zkoušení tvařitelnosti – ani v místě vyfrézovaného vrubu nedošlo ke vzniku trhlin při pěchování oceli za tepla.

Obr. 5.10 Soudkovitost napěchovaného vzorku Naopak nedostatečná teplota hliníkového válečku vedla při jeho pěchování k velelomům, zobrazeným na obr. 5.11.

Obr. 5.11 Lomy po pěchování hliníkových válečků za studena Tradiční tahové či tlakové stroje se vyznačují příliš nízkými rychlostmi deformace (asi jen do 10-1 s-1), které jsou pro výzkum deformačního chování materiálů při tváření za tepla nedostačující. Moderní počítačově řízené plastometry (např. typu Gleeble) dovolují namáhat zkoušené vzorky tahem či tlakem, tvářet speciální ploché vzorky rovinnou deformací, bezprostředně před zkoušením natavovat vzorek (tedy zkoušet v litém stavu bez fázové přeměny), aplikovat velmi rychlé teplotní změny i deformační rychlosti v dostatečně širokém intervalu řádově od 10-2 až do 102 s-1, což umožňuje spolu s přesnou regulací teploty a deformace simulovat podmínky reálných tvářecích operací. Ke zjišťování křivek deformace - napětí, populárněji nazývaných křivkami napěťovými, se využívá zkouška jednoosým tlakem, která je realizována na válečkovitých vzorcích nejčastěji o průměru 10 a výšce 12 mm - viz obr. 5.12.

58


Obr. 5.12 Vzorek pro zkoušku jednoosým tlakem před a po deformaci Nežádoucí účinky tření v průběhu testu jsou eliminovány mazáním kovadel speciálními mazivy. Při této zkoušce je nezbytné dodržení stálé deformační rychlosti, přesné teploty deformace a velikosti aplikované deformace. Příklad napěťových křivek, zjištěných tlakovou zkouškou při konstantní teplotě deformace 1000 °C a deformačních rychlostech od 0,02 do 12 s-1 uvádí obr. 5.13.

Obr. 5.13 Napěťové křivky nízkolegované oceli 42CrMo4 Data získaná zkouškou jednoosým tlakem se dají využít například k určení aktivační energie materiálu tvářeného za tepla, k popisu kinetiky dynamické rekrystalizace a nebo k sestavení modelů deformačních deformačních odporů. Matematickým zpracováním získaných dat lze vytvořit krásné 3D mapy, které dávají v závislosti na teplotě a deformačních rychlosti možnost predikce maximálního deformačního odporu (napětí) a nebo deformace odpovídající napěťovému píku (udává prakticky počátek dynamické rekrystalizace) - viz obr. 5.14.

a) maximální napětí

b) deformace odpovídající maximálnímu napětí

Obr. 5.14 Závislost maximálního napětí, resp. píkové deformace na teplotě a deformační rychlosti pro nízkolegovanou ocel 42CrMo4 59

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Data získaná tímto typem zkoušky lze také využít ke stanovení modelů přirozených deformačních odporů, které slouží k matematickému popisu napěťových křivek - viz kapitola 7. Kromě toho je možno vzorky zkoušené jednoosým tlakem podrobit metalografickým analýzám a v kooperaci s matematickým vyhodnocením dat lze posuzovat například průběh uzdravovacích procesů. Tzv. SICO test tvařitelnosti, neboli Strain Induced Crack Opening test, je založen na záměrném otevírání napěťově indukovaných trhlin ve volně se šířící středové části dlouhého válcovitého vzorku nejčastěji o průměru 10 mm, odporově ohřátém a intenzivně napěchovaném jedním či více úběry pomocí modifikovaných čelistí určených pro zkoušku tlakem. Parametry jednotlivých úběrů (teplota, velikost a rychlost deformace) jsou samozřejmě volitelné a počítačově řízené. Je možno takto jednoduše zkoumat např. i sklon svarů k praskavosti. V SICO testech je osový teplotní gradient nastaven tak, aby se maximální teplota nacházela ve středu mezi čelistmi. Primární komprese je pak uložena v axiálním směru vzorku. Vzhledem k rozdílům síly souvisejícími s osovým teplotním gradientem dojde k nejednotné deformaci, která způsobí významnou soudkovitost vzorku. Poměr zóny s maximální teplotou k průměru vzorku musí být menší než 4:1, aby se zabránilo vybočení vzorku. Kvůli tomuto požadavku je pro nahřívání vzorků využíváno přímého odporového ohřevu. V oblasti soudkovitosti vzorku se vyvíjí sekundární napětí, které je maximální na obvodu zkoušeného vzorku. Schéma SICO testu uvádí obr. 5.15.

Obr. 5.15 Schéma SICO testu Na plastometru Gleeble lze rovněž realizovat zkoušky tlakem s rovinnou deformací - PSCT testy (Plain Strain Compression Test - viz obr. 5.16), při kterých se vlastně využívá omezeného šíření materiálu vlivem tuhých konců. Tento typ zkoušky je vhodný pro fyzikální simulace válcování. Poměr mezi šířkou vzorku a šířkou kovadla je v rozmezí 6 - 10. Kovadlo je vtlačováno do vzorku, materiál se deformuje, zmenšuje se výška a prodlužuje se přednostně ve směru délky, částečně i do šířky. Tření mezi nástrojem a vzorkem je snižováno mazivy, jako jsou např. grafit, MoS2, a nebo použitím tantalových vložek. Takto zkoušené vzorky lze podrobit mikrostrukturním analýzám a zkouškám mechanických vlastností.

Obr. 5.16 Princip zkoušky s rovinnou deformací 60

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Nerovnoměrnost plastického toku materiálu v objemu vzorku vyvolaná působením tuhých konců a zvětšením kontaktního povrchu v důsledku šíření má negativní vliv na interpretaci výsledků. Z tohoto důvodu jsou křivky napětí - deformace obdržené při tomto testu velmi ovlivněny geometrií vzorku a kovadel. 

Rázová zkouška v ohybu za tepla

Obdobně jako u analogické zkoušky prováděné za studena (viz Charpyho kladivo) se hodnotí vrubová houževnatost a vzhled lomové plochy vzorku přeraženého při definované teplotě. Zkouška je vhodná pro stanovení křehkosti za tepla, vlivu vysokých deformačních rychlostí, velikosti zrna apod. Z důvodu obtížně definovatelných napěťových podmínek má ale jen srovnávací význam. 

Klínová válcovací zkouška

Klínová válcovací zkouška patří mezi technologické zkoušky tvařitelnosti materiálů. Principem je dosažení velké škály deformací (výškových úběrů v rozmezí 0 až asi 90 %) jedním válcovacím úběrem. Toho lze dosáhnout válcováním hranolovitého vzorku v excentrickém kalibru, nebo (jednodušeji) válcováním klínovitého vzorku na cylindrických válcích. Na tvařitelnost lze usuzovat nejčastěji z výskytu trhlin na bočních (volně se šířících) stranách vývalku. Tato zkouška je z hlediska tvařitelnosti vcelku málo citlivá, proto je vhodné opatřit boční stěnu vyfrézovanými vruby coby iniciátory trhlin – viz obr. 5.17.

Obr. 5.17 Tvar a rozměry klínovitého vzorku s uměle vytvořenými V - vruby V ostrém vrubu vznikají tahová napětí vedoucí k dřívějšímu porušení soudržnosti materiálu - viz obr. 5.18.

Obr. 5.18 Snímek praskliny ve vrubu proválcovaného klínovitého vzorku

61

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Na příkladu austenitické automatové oceli typu Cr-Ni-S (viz obr. 5.19) si můžeme ukázat příznivý vliv válcovací teploty na technologickou tvařitelnost, hodnocenou množstvím a velikostí trhlin na bočních stranách vývalků.

Obr. 5.19 Trhliny na vývalcích z austenitické automatové oceli typu Cr-Ni-S Podívejte se na obr. 5.20 jak zacvičila kombinace teplot ohřevu a deformace s tvary proválcovaných klínovitých vzorků z C-Mn-Cr-Nb oceli.

a) teplota ohřevu 1340 °C, teplota deformace 1150 °C

b) teplota ohřevu 1200 °C, teplota deformace 1000 °C Obr. 5.20 Půdorysné tvary vybraných vývalků Protože tvar vývalku může být dosti nerovnoměrný, qyhodnocování výsledků klínové zkoušky je vhodné požít speciální postupy, založené např. na počítačové analýze jeho naskenovaného půdorysu. Příklad takovéto analýzy v programu KLIN dokumentuje obr. 5.21. Výsledkem takovéto analýzy pak může být grafické znázornění závislosti šířky vývalku a výškové deformace na délce vývalku – viz obr. 5.22.

62


Obr. 5.21 Snímek obrazovky při analýze v programu KLIN

Obr. 5.22 Výsledky analýzy klínovitých vývalků z C-Mn-Cr-Nb oceli deformované při teplotě 950 nebo 1150 °C Zkoušku poskytující vzorek s celou škálou deformací samozřejmě můžete efektivně využít i při zkoumání různých strukturotvorných procesů. Metalografickými rozbory zjistit jaké strukturní fáze vykazuje mikrostruktura proválcovaného klínovitého vzorku v různém místě výškové deformace. S využitím klasického optického mikroskopu lze zkoumat trhliny na povrchu vyválcovaného klínovitého vzorku – viz snímek na obr. 5.23, který dokazuje že ke vzniku trhlin docházelo přednostně na hranicích austenitických zrn. 63


Obr. 5.23 Povrchová trhlina v klínovitém vzorku z C-Mn-Cr-Nb oceli (75 % výšková deformace) Vývalky také mohou být podrobeny analýzám na rastrovacím elektronovém mikroskopu (SEM) a energiově-disperzní lokální chemické mikroanalýzy (EDS) za účelem zjištění a posouzení typu vměstků či precipitátů. 

Válcování stupňovitých vzorků

Válcování upravených stupňovitých vzorků se využívá k získávání hodnot středních přirozených deformačních odporů. Připravené stupňovité vzorky, jejichž tvar prezentuje obr. 5.24, jsou po ohřevu na zvolenou teplotu deformace proválcovany jedním výškovým úběrem na hladkých válcích duo či kvarto laboratorní válcovací stolice.

Obr. 5.24 Tvar a rozměry stupňovitých vzorků V případě tohoto typu testu jsou měněnými parametry velikost výškového úběru (válcovací mezera), otáčky válců a teplota deformace. V průběhu samotného válcování jsou zaznamenávány v závislosti na čase hodnoty válcovacích sil, otáčky válců a poloha horního válce. Na obr. 5.25 můžete vidět průběh naměřené válcovací síly a otáček válců v závislosti na čase.

64


Obr. 5.25 Příklad naměřené válcovací síly zaznamenaných při válcování vzorku s odstupňovanou tloušťkou z hořčíkové slitiny AZ31 při teplotě 340 °C Pro stanovení hodnoty středního přirozeného deformačního odporu je důležitá znalost deformační rychlosti ė [s-1], která je v tomto případě počítána podle následujícího vzorce:

e 

2 3



vv

R  H 0  H 1 

 eh

(5.12)

kde vv [mm.s-1] je reálná obvodová rychlost válců o poloměru R [mm] eh [-] je logaritmická výšková deformace, H0 a H1 [mm] je výška vzorku před resp. po válcování (v kombinaci s poloměrem válců reprezentuje délku pásma deformace při válcování). Střední přirozený deformační odpor ps [MPa] pak lze vypočítat dle následující rovnice:

 ps 

F

(5.13)

QFv  R  H 0  H 1   Bs

kde QFv [-] je tvářecí faktor odpovídající konkrétní válcovací stolici a Bs [mm] je střední šířka provalku v daném místě (průměr z šířky před a po válcování). Hodnověrnost výpočtu ps je nejvíce ovlivněna přesným určením tvářecího faktoru, který vlastně převádí příslušné deformační odpory na hodnoty přirozených deformačních odporů (tedy těch, které odpovídají definovanému jednoosému stavu napjatosti).

5.3 Přehled aplikačních možností plastometru Gleeble a simulátoru deformací za tepla HDS-20 Nejnovější plastometr Gleeble 3800 vyráběný americkou společností DSI, je plně integrovaný teplotně-mechanický testovací systém s uzavřenou (zpětnovazebnou) řídicí smyčkou. Digitální systém řízení procesů, archivace a zpracování naměřených dat kombinuje průmyslové procesory s programy pracujícími na řídicím PC pod operačním systémem Windows. Tento plastometr splňuje nejnáročnější požadavky na dynamické tepelně mechanické zkoušení a simulaci reálných víceúběrových procesů tváření nebo tepelného zpracování kovových materiálů. Mezi jeho základní aplikace patří simulace tepelného zpracování, simulace svařování obloukem nebo laserem, zkoušky jednoosým tahem či tlakem, SICO test tvařitelnosti, relaxační testy, dilatometrická studia, určování teploty tání materiálu a určování teploty nulové pevnosti. Možnost široké škály výzkumných aplikací umocňuje jeho 65

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla dovybavení výměnnými pracovními moduly Hydrawedge II (např. simulace reálných víceúběrových procesů tváření s rovinnou deformací s přesnou regulací deformace, deformační rychlosti a teploty), Max - Strain (např. pro simulace procesů s intenzivními deformacemi - rychlokovadla) a nebo Hot Torsion (pro Vám už známé krutové zkoušky). Platometr Gleeble 3800 má vodou chlazené čelisti schopné ohřevu (odporový ohřev) nebo ochlazování velmi vysokými přesně dodržovanými rychlostmi (až 10 000 °C·s-1). Rychlosti ohřevu jsou závislé na typu použitých čelistí velikosti, tvaru, chemickém složení zkoušeného vzorku a na teplotě zkoušení. Plně integrovaný mechanický systém je schopný vyvinout až 20 tun (196 kN) statické síly v tlaku a 10 tun (98 kN) síly v tahu. Přistroj může dosáhnout rychlostí posuvu příčníku až 2000 mm·s-1. Obrovskou předností tohoto přístroje je možnost aplikace rychlostí deformace od 10-2až do 102 s-1, což umožňuje spolu s přesnou regulací teploty a deformace simulovat podmínky reálných tvářecích operací. Počítačový řídící systém umožňuje v průběhu testu volit (měnit) sledovanou proměnnou, samozřejmostí je pak softwarový sběr experimentálních dat. Simulátor deformací za tepla HDS-20, instalovaný a zprovozněný koncem roku 2012 také na naší Alma mater, je stavebnicový soubor zařízení s hlavními komponentami nejnovějšího plastometru Gleeble 3800 a simulačního modulu Hydrawedge II (viz obr. 5.26).

Obr. 5.26 Sestava simulátoru HDS-20 s pohledem do pracovní vakuové komory (výřez vpravo dole) a s nezbytnou svářečkou termočlánkových drátů (vlevo dole) Při odporovém ohřevu materiálu a simulaci tepelného zpracování včetně zušlechťování je možno rychlostí až 10000 °C·s-1 dosáhnout maximální teploty vzorku 1700 °C. Rychlost teplotních změn, délka ohřívané zóny a teplotní profil po délce vzorku (typicky válcovitého tvaru o průměru 6 nebo 10 mm) je zásadně ovlivňována druhem aplikovaných čelistí (tzn. jejich tvarem, kontaktní plochou se vzorkem a materiálem – tím je měď nebo ocel – viz obr. 5.27).

a) čelisti z korozivzdorné oceli Obr. 5.27 Typy čelistí 66

b) měděné čelisti

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Zkoušky jednoosým tahem za tepla či polotepla mohou být prováděny na dlouhých válcovitých vzorcích o průměru 10 nebo 6 mm rychlostí 0,001 – 2000 mm·s-1 při maximální síle 98 kN. Jsou vhodné zejména ke zkoušení tvařitelnosti materiálu spojitou deformací do lomu za nepříznivého stavu tahové napjatosti, jenž činí tuto zkoušku velmi citlivou – viz obr. 5.28. Přídavné zařízení určené pro vysoce přesné měření velmi malých deformací spolu s algoritmem pro výpočet napětí umožňuje přesné zjišťování hranice mezi pružnou a plastickou deformací („meze kluzu“) za zvýšených teplot, jak ukazuje obr. 5.29.

Obr. 5.28 Výsledky zkoušky jednoosým tahem nízkolegované chróm – molybdenové oceli

Obr. 5.29 Určení „meze kluzu“ tahovou zkouškou za tepla Výsledkem provedení sady zkoušek jednoosým tlakem pak můžou být zajímavé 3D mapy popisující závislost tažnosti a smluvní pevnosti za tepla na teplotě deformace a na deformační rychlosti – viz obr. 5.30. Tahové zkoušky byly v tomto případě provedeny v jednofázové oblasti austenitu, následkem čehož byl prakticky monotónní vliv deformačních parametrů na plastické i pevnostní vlastnosti zkoumané nadeutektoidní C-Mn-Cr-V oceli.

67


a) tažnost za tepla

b) smluvní pevnost za tepla

Obr. 5.30 3D mapy tažnosti a smluvní pevnosti za tepla nadeutektoidní C-Mn-Cr-V oceli Na obr. 5.31 je představen „výsledek“ jednoduchého SICO testu tvařitelnosti s velmi pěkně rozštěpenou trhlinou v oceli legované niklem.

Obr. 5.31 Trhliny v napěchované části vzorku po SICO testu (ocel legovaná niklem) Izotermické zkoušky jednoosým tlakem (realizované nejčastěji na krátkých válcovitých vzorcích o průměru 10 mm a výšce 12 či 15 mm při velmi širokém rozsahu rychlostí deformace 10-3 – 102 s-1 a zatěžovací síle max. 196 kN) slouží zejména ke zjišťování spojitých i přerušovaných napěťových křivek, které jsou základem pro vývoj matematických modelů deformačních odporů a predikci tvářecích sil konstruktéry i uživateli technologických zařízení (viz obr. 5.32).

68


Obr. 5.32 Křivky deformace-napětí získané jednoosými zkouškami tlakem za tepla Vedlejším produktem takovýchto testů jsou i cenné informace o dynamických uzdravovacích procesech. Získaná data slouží mj. jako základ počítačových programů simulujících tvářecí procesy matematicky (nejčastěji metodou konečných prvků). Fixací struktury po deformaci vzorku a izotermické výdrži lze připravovat vzorky vhodné pro různé strukturní analýzy, vedoucí k informacím o kinetice postdynamických uzdravovacích procesů (viz obr. 5.33), precipitaci apod.

a) start rekrystalizace na hranicích deformovaných zrn

b) rekrystalizovaná struktura

Obr. 5.33 Průběh statické rekrystalizace během izotermické výdrže po tváření aluminidu železa typu Fe-40at.%-Zr-B Efektivní metodou, jak na jednom vzorku rozpoznat jednotlivé typy postdynamických uzdravovacích procesů (statické zotavení – metadynamická rekrystalizace – statická rekrystalizace) a kvantifikovat jejich kinetiku, je aplikace speciálního relaxačního testu, který je založen na registraci klesajícího napětí po tlakové deformaci válcovitých nebo hranolovitých vzorků. Po ohřevu a deformaci vzorku následuje izotermická výdrž s kovadly ve finální poloze, odpovídající zvolenému úběru. Relaxace napětí, resp. průběh uzdravovacích procesů v materiálu se projevuje poklesem síly měřené mezi kovadly – viz graf na obr. 5.34).

69


Obr. 5.34 Příklad relaxační křivky s velmi rychlým působením statického zotavení (nízkouhlíková ocel) Anizotermické zkoušky tlakem s rovinnou deformací jsou určeny přednostně k simulaci komplexních víceúběrových režimů tváření typu vysokorychlostního (např. řízené válcování na spojitých tratích) i nízkorychlostního (např. kování na lisu s následným řízeným ochlazováním). Jejich výsledkem je většinou optimalizace stávajících technologií zpracování ocelí a neželezných slitin, nebo podklady pro zavádění technologií nových – což se týká zejména využívání progresivních kovových materiálů. Přesná simulace vícestupňového tváření vyžaduje dodržení konstantní rychlosti deformace v každém kroku s okamžitým zastavením na konci příslušného úběru. Výměnný modul Hydrawedge II, synchronizovaný s hlavní jednotkou plastometru, funguje jako flexibilní mechanická zarážka, umožňující zastavení hydraulického beranu nárazem do nepohyblivého předmětu. Modul se používá pro naprogramování přesných opakovaných úběrů, pro něž je nutno vzorkem pohybovat, jelikož hydraulický beran se zastaví vždy ve stejném bodě. To umožňuje přesně řídit velikost deformace za současného samostatného řízení rychlosti deformace vzorku. Bez takovéhoto zařízení všechny rychlé servo-hydraulické stroje trpí značnými překmity přes zadané meze deformace, nebo se musejí před zastavením beranu zpomalit ve správné výšce vzorku. V prvním případě jsou výsledkem úběry odlišné od naprogramovaných, zatímco ve druhém případě probíhají strukturotvorné procesy při významně nižších rychlostech deformace, než bylo žádáno – obé může zásadně ovlivnit finální mikrostrukturu. Modul Hydrawedge II může v zásadě pracovat se dvěma základními typy vzorků: válcovitých (určených pro jednoosý tlak), nebo hranolovitých (nyní výšky 10 mm, šířky 15 mm a délky 20 mm). Do hranolovitých vzorků je zatlačováno kovadlo šířky 5 mm a nedeformované oblasti vzorku plní funkci volných konců (obr. 5.35), snižujících tok materiálu v příčném směru jak jste si přečetli již dříve. Výsledkem je výhodný rovinný stav deformace, velmi podobný např. deformačním poměrům při válcování a vybraných operacích volného kování.

Obr. 5.35 Vzorek pro zkoušku tlakem částečně deformovaný kovadly z karbidu wolframu 70

Výzkum deformačního chování materiálů za tepla Každý z max. 20 naprogramovatelných úběrů o délce trvání min. 0,018 s může probíhat deformační rychlostí až 100 s-1. Samozřejmostí je velmi přesné řízení teplotního režimu v průběhu celého cyklu, ve fázi anizotermického tváření i následujícího řízeného ochlazování – mrkněte na obr. 5.36.

Obr. 5.36 Průběh a výsledky komplexní simulace řízeného válcování a ochlazování nízkouhlíkové oceli Dilatometrická studia umožňují určovat teploty fázových přeměn a sestavovat izotermické i anizotermické rozpadové diagramy materiálu i s aplikací předchozí deformace. Nejvyšší teplota ohřevu je v tomto případě 1400 °C. Ochlazovací rychlost až 102 °C·s-1 (viz obr. 5.37) je omezena při studiu rozpadových křivek s předchozí tlakovou deformací. Předností těchto experimentů, prováděných na shodném zařízení, je efektivní možnost určení přesného vlivu předchozí deformace na ARA diagramy zkoumaného materiálu, což je důležité zejména pro optimalizaci parametrů řízeného ochlazování výrobků po jejich doválcování či dokování.

Obr. 5.37 Vliv rychlosti ochlazování na tvar dilatometrických křivek (nízkouhlíková ocel) Teploty fázových transformací je možno určovat i na základě trendu křivek deformace-napětí během přerušované pomalé deformace tlakem, realizované při současném kontinuálním poklesu teploty. Např. u ocelí se tato změna trendu projeví relativním poklesem deformačního odporu při přechodu z austenitické do dvoufázové austeniticko-feritické oblasti (viz obr. 5.38). 71


Obr. 5.38 Určení teplot fázových transformací během ochlazování z křivek deformace-napětí při řízeném chladnutí vzorku (nízkouhlíková ocel) Pomalým vysokoteplotním ohřevem vzorku o průměru 10 mm, umístěném v křemenném pouzdru, lze určovat teplotu tání materiálu, popřípadě v kombinaci s definovanou tahovou deformací komplexně analyzovat procesy tavení, tuhnutí i ochlazování a sklon k praskavosti např. při plynulém odlévání oceli. Při vysokoteplotním ohřevu lze navíc s využitím speciálního zařízení, které působí malou tahovou silou (max. 220 N) na zkoumaný vzorek o průměru 6 mm, určovat teplotu nulové pevnosti materiálu.

Řešené úlohy Příklad 5.1 Vypočítejte hodnotu tažnosti A [%], znáte-li počáteční délku zkušebního vzorku L0 = 60 mm a délku vzorku po deformaci L1 = 71 mm.  Řešení Hodnotu tažnosti vypočítáme následujícím způsobem: A

L1  L0 71  60   0,183 L0 60

Hodnota tažnosti zkoušeného vzorku činila 18,3 %. Příklad 5.2 Vypočítejte deformaci na povrchu kroucené tyče díky hodnotám, které znáte z torzní zkoušky: průměr tyče D = 6 mm, délka L = 50 mm, počet zkroucení N = 4.  Řešení V tomto případě budeme postupovat následovně: e

2   R  N 3L



2  3,14  3  4 3  50

 0,87

Hodnota skutečné deformace na povrchu kroucené tyče je rovna 0,87.

72


Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Tahová zkouška za tepla – tažnost – kontrakce – skutečné napětí – smluvní mez pevnosti – torzní zkouška – plastometr Setaram – tlaková zkouška – plastometr Gleeble – SICO test – vrubová houževnatost – klínová válcovací zkouška – stupňovité vzorky – Simulátor deformací za tepla – tlaková zkouška s rovinou deformací.

Otázky k probranému učivu 5.1. Co všechno skutečně vyžaduje komplexní výzkum deformačního chování materiálu? 5.2. Je zkouška tahem dostatečně citlivá pro zkoumání tvařitelnosti? 5.3. Jak se vypočítá kontrakce z výsledků zkoušky tahem? 5.4. Jaký je rozdíl mezi smluvním a skutečným napětím u tahové zkoušky? 5.5. Jaké jsou přednosti a nevýhody krutové zkoušky? 5.6. Jak se zjišťuje tvařitelnost a deformační odpor vzorku podrobeného krutové zkoušce? 5.7. Proč je zkouška tlakem nevhodná pro určování tvařitelnosti běžných materiálů? 5.8. Jaké přednosti mají moderní počítačově řízené plastometry typu Gleeble? 5.9. K čemu slouží SICO test? 5.10. Jaký je princip klínové válcovací zkoušky a jak lze zvýšit její citlivost při zkoumání technologické tvařitelnosti? 5.11. K čemu se využívá válcování klínovitých vzorků? 5.12. K čemu lze využít simulátor deformací za tepla? 5.13. Jak je realizován ohřev vzorků na Simulátoru deformací za tepla? 5.14. Co je výhodou simulačního modulu Hydrawedge II?



[2]

PLASTICITY OF METALLIC MATERIALS, Deformation Behaviour, Structure Development, Testing, Modeling. Editoři E. Hadasik a I. Schindler. Publishers of the Silesian University of Technology : Gliwice 2004.

[3]

BOŘUTA, J., et al. Plastometrický výzkum deformačního chování řízeně tvářených materiálů. Hutnické listy. 2008, roč. 61, č. 1, s. 80-87. ISSN 0018-8069.

[4]

DYJA, H., GALKIN, A., KNAPIŃSKI, M. Reologia metali odksztalanych plastycznie. 1. vydání. Czestochowa: Wydawnictwo Politechniki Czestochowskiej, 2010. 371 s. ISBN 97883-7193-471-1.

[5]

SCHINDLER, I., KAWULOK, P. Aplikační možnosti plastometru Gleeble 3800 se simulačním modulem Hydrawedge II na VŠB-TU Ostrava. Hutnické listy. 2013, roč. 66, č. 4. ISSN 00188069.

73

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla

6. Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla Čas ke studiu: 3 hodiny Cíl:

Student by se měl seznámit se základními možnostmi a principy řízení vývoje mikrostruktury při tváření materiálů za tepla. Po prostudování této kapitoly by měl student umět:  vysvětlit proč je vhodné řídit vývoj mikrostruktury při tváření za tepla;  definovat principy vývoje struktury během tváření za tepla;  definovat pojem termomechanické tváření materiálů;  popsat činitele ovlivňující výsledné vlastnosti termomechanicky zpracovávaných ocelí;  vysvětlit pojem precipitace a popsat kinetiku tohoto jevu.

Výklad 6.1 Principy řízení vývoje struktury během tváření za tepla Chceme-li dosáhnout předem definované mikrostruktury materiálu a tedy i mechanických a fyzikálních vlastností, je vhodné použít technologii termomechanického zpracování, v odborné literatuře známého též jako řízené tváření. Termomechanické zpracování představuje spojení řízeného vývoje mikrostruktury materiálu společně s geometrickými změnami tvářeného materiálu. Dosažení vhodných strukturních stavů nám umožní získat vyšší pevnostní vlastnosti materiálu a rovněž vhodné křehko-lomové a únavové charakteristiky. Tento způsob je odlišný od tradičního způsobu tváření materiálu, jelikož se jím řídí všechny výrobní podmínky, jako jsou například válcovací teplota, průběh deformace v závislosti na čase, způsob ochlazování vývalků atd. Termomechanické zpracování umožňuje docílit požadovaných vlastností válcovaného materiálu, který obsahuje méně legujících prvků ve srovnání s materiálem konvenčně válcovaným. Tím může být dosaženo i jisté ekonomické úspory. Rozhodující význam z hlediska strukturního stavu má velikost zrn a subzrn, podíl jednotlivých strukturních složek, množství precipitátů, hustota dislokací a stavba tuhého roztoku. Základní je tedy dosažení malé velikosti konečného zrna, což má kladný vliv na pevnostní i plastické vlastnosti. Totéž lze dosáhnout např. legováním a tepelným zpracováním, ale při vyšších nákladech a při vyšším uhlíkovém ekvivalentu Ce [-]: C e  %C 

% Mn %V  % Mo  %Cr % Ni  %Cu   6 5 15

(6.1)

Čím vyšší je hodnota veličiny Ce, tím obtížněji se daná ocel svařuje – což je v případě konstrukčních ocelí samozřejmě nepříjemné. Ideálem je tedy ocel s vysokou pevností, která však není výsledkem zvýšeného obsahu uhlíku a dalších legujících prvků, nýbrž strukturního stavu – především velikosti výsledného zrna. To je možno efektivně ovlivňovat v průběhu tvářecího cyklu několika způsoby. Při konvenčním válcování dochází ke zjemňování licí struktury opakovanou rekrystalizací. Termomechanickým zpracováním se zjemňuje sekundární zrno, které se transformuje z deformovaného austenitu. Ve většině případů se vývoj struktury řídí brzděním rekrystalizace 74

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla austenitu, například kombinací účinku mikrolegujících prvků v tuhém roztoku, nebo interakcí řízené precipitace. Při termomechanickém zpracování se finální deformace uskutečňuje ve dvoufázové oblasti, v některých případech i těsně nad ní. Až do transformace austenitu vzniká vlivem dynamické rekrystalizace jemnozrnná austenitická mikrostruktura. Po ukončení válcování musí být provalek ochlazen natolik, aby už další rekrystalizace neprobíhala. Počet nukleačních zárodků se během posledních průchodů zvyšuje, čímž je splněn základní předpoklad pro optimální transformaci struktury. 

Vývoj struktury během termomechanického zpracování

Deformací lze získat různý tvar a velikost austenitických zrn. Jemné austenitické zrno může být získáno díky rekrystalizaci materiálu anebo vhodným řízením procesu deformace, tzn. vhodným nastavením velikosti deformace, teploty deformace a způsobu ochlazování v závislosti na čase. V některých případech může být výhodnější substruktura zrna se zvýšenou hustotou poruch a jindy zase uzdravená struktura. Schéma popisující závislost výsledných mikrostrukturních vlastností ocelí na velikosti austenitického zrna a způsobu jeho zpracování je uvedeno na obr. 6.1.

Obr. 6.1 Závislost výsledných mikrostrukturních vlastností ocelí na velikosti austenitického zrna a na způsobu jeho zpracování Schéma na obr. 6.1 zjednodušeně zobrazuje jak rozdílně může velikost a tvar austenitického zrna ovlivnit koncentraci nečistot na hranicích zrn, tvorbu karbidů na hranicích původních austenitických zrn, morfologii a rozptyl karbidů uvnitř matrice při různých způsobech termomechanického zpracování. Předpokládá se, že deformací lze zmenšit vyloučení nežádoucích znečisťujících prvků na hranicích zrn, protože jim je nabídnuto více vhodnějších segregačních míst, jako jsou dislokační substruktury, zvětšené oblasti hranic zrn anebo vakance uvnitř austenitických zrn. Vliv rekrystalizace na koncentraci nečistot na hranicích austenitických zrn závisí na rychlosti hranic zrn během rekrystalizace a na difuzivitě nežádoucích prvků. Znalost vývoje struktury při termomechanickém tváření je velice důležitá, protože od výsledné mikrostruktury se odvíjí výsledné mechanické vlastnosti materiálu. Ferit nukleuje na hranicích zrn. Protáhlé hranice zrn tedy poskytují více nukleačních míst než zrna rovnoosá. Deformovaná austenitická zrna mohou být navíc rozdělena deformačními pásy, které mají stejnou úlohu jako hranice zrn a poskytují tedy místa k nukleaci feritu. Deformovaná austenitická zrna mohou 75

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla být rozdělena těmito deformačními pásy do několika bloků. Schématické znázornění rozdílu mezi nukleací feritických zrn z rovnoosých a deformovaných zrn, obsahujících deformační pásy, představuje obr. 6.2.

a)

b)

c)

d)

a) nukleace feritu z nedeformovaného rovnoosého zrna b) nukleace feritu z deformovaného protaženého zrna c) zvýšená nukleační rychlost na hranicích austenitických zrn d) nukleace feritu na deformačních pásech uvnitř původních austenitických zrn Obr. 6.2 Nukleace feritických zrn v průběhu tváření Konvenční válcování má za následek vznik zárodků feritických zrn pouze na hranicích původních austenitických zrn. Tím je omezeno dosažení jemného austenitického zrna. Naproti tomu v materiálech termomechanicky zpracovaných (válcovaných) mohou být austenitická zrna rozdělena deformačními pásy do několika bloků. Díky tomu může být dosaženo výsledné jemné feritické mikrostruktury. Podstatou termomechanického zpracování, neboli řízeného tváření, je tedy deformace austenitické struktury v oblasti teplot, kde je potlačena rekrystalizace. Díky tomu mohou uvnitř deformovaných austenitických zrn vzniknout deformační pásy a tím pádem dojde ke zvýšení počtu nukleačních míst pro vznik feritické struktury. 

Činitelé ovlivňující výsledné vlastnosti termomechanicky zpracovaných ocelí

Mikrolegující prvky, jako jsou niob, vanad a titan, se do ocelí přidávají za účelem zvýšení pevnosti ocelí. V tab. 6.1 je zobrazeno schéma působení mikrolegujích prvků v tuhém roztoku a v precipitátech.

vliv strukturní jevy

Tab. 6.1: Schéma působení mikrolegujících prvků mikrolegující prvek v tuhém roztoku v precipitátech snížení difuzní schopnosti blokování hranic zrn brzdění rekrystalizace brzdění pohybu dislokací snížení teploty přeměny  /  zjemnění zrna zjemnění zrna zjemnění zrna precipitační zpevnění tvorba textury dislokační zpevnění ovlivnění tvaru sulfidů

Hlavním úkolem mikrolegujících prvků je brzdit rekrystalizaci a tím pádem napomáhat dosažení jemnějšího výsledného zrna. Tyto požadavky přesně splňuje niob, který navíc zvyšuje pevnost dané oceli tvorbou precipitátů (karbonitridů Nb(CN)). Podobně jako niob i vanad zvyšuje pevnostní vlastnosti především precipitací. Jeho schopnost brzdit rekrystalizaci a zjemnit výsledné zrno je však ve srovnání s niobem menší. Mikrolegování oceli titanem má za následek zvýšení mezifázového precipitačního zpevnění. Jeho výhodou je, že odstraňuje dusík z tuhého roztoku. Bohužel nitridy titanu v tavenině negativně ovlivňují pevnost a houževnatost ocelí.

76

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla Vhodným zvolením teplotních podmínek a velikosti deformace při doválcování lze účinně ovlivnit průběh uzdravovacích procesů, především vyvoláním dynamické či statické rekrystalizace. Na obr. 6.3 jsou schématicky znázorněny tři základní teplotní oblasti při termomechanickém zpravování.

Obr. 6.3 Základní teplotní oblasti při termomechanickém zpracování Výchozí velikost zrna je funkcí teploty a metalurgického charakteru oceli. Deformací oceli v I. oblasti a následnou rekrystalizací lze zjemnit austenitické zrno. Zárodky pro přeměnu austenitu na ferit se tvoří pouze na hranicích austenitických zrn. Po transformaci vzniká poměrně hrubé feritické zrno. Největší vliv na snížení velikosti austenitického zrna při deformaci v I. oblasti mají deformace do velikosti e = 0,4 – 0,5. Při vyšších hodnotách deformace je její vliv na snížení velikosti zrn malý. Cílem válcování v I. oblasti je dosažení rovnoměrného a jemného zrna, protože hrubozrnná struktura by při válcování v II. oblasti mohla způsobit vznik nerovnoměrně velikých zrn. Kumulace deformace v posledních průchodech válcování má pozitivní účinek na zmenšení velikosti austenitického zrna. Ovšem aby bylo dosaženo tohoto maximálního účinku, mělo by být ihned po finální deformaci zařazeno zrychlené ochlazování, které zabrání statické rekrystalizaci austenitu. Výsledkem je pak finální jemnozrnná mikrostruktura. Doválcování se provádí nejčastěji těsně nad (II. oblast) anebo pod teplotou Ar3 (III. oblast). Vlivem precipitace karbidů a nitridů a snížením teploty deformace dochází ke zbrzdění rekrystalizace. Austenitická zrna se prodlužují a uvnitř nich vznikají pásy s větší hustotou dislokací a větší vnitřní energií. Zárodky feritu se tvoří nejen na hranicích austenitických zrn, ale i v deformačních pásech, takže výsledná velikost zrna je výrazně menší. Po válcování ve III. oblasti (tzv. dvoufázové) již nemůže feritické zrno, deformované po přeměně z austenitu, rekrystalizovat a při probíhajícím zotavení vznikají subzrna. Ve dvoufázové oblasti je navíc potlačen růst zrn. Výsledkem tváření ve III. oblasti je proto smíšená struktura, která obsahuje feritická zrna s menší hustotou dislokací a subzrna s větší hustotou dislokací. Aby bylo možno docílit požadované mikrostruktury, je třeba kromě velikosti finální deformace a výšky doválcovací teploty správně stanovit rychlost ochlazování vyválcovaného materiálu, protože i ta může mít klíčovou roli ve vývoji jeho mikrostruktury. Řízeným ochlazováním po válcování lze dosáhnout zjemnění feritického zrna, zjemnění perlitu nebo bainitu, zvýšení doválcovacích teplot a zlepšení svařitelnosti snížením uhlíkového ekvivalentu Ce. 77

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla Zrychlené ochlazování se využívá například k dosažení vyšší pevnosti, houževnatosti a svařitelnosti za tepla tvářených ocelí. Samotný způsob ochlazování ovlivňuje také výsledné vlastnosti vývalků, které jsou po vyválcování navinovány do svitků. Použitím zrychleného ochlazování, po doválcování a před navinováním vývalků, stoupá účinnost precipitačního vytvrzování a snižuje se velikost feritického zrna, což vede k jemnější mikrostruktuře. Navíc teplotou svinování je možno také ovlivnit výslednou mikrostrukturu. Nižší teplota svinování vede k získání jemnějšího feritického zrna. Zrychleným ochlazováním tedy může být dosaženo podobných pevnostních vlastností jaké vykazují materiály konvenčně ochlazované, které obsahují ale podstatně více mikrolegujích prvků. Vliv rychlosti ochlazování jistě lépe pochopíte ze srovnání mikrostruktury nízkolegované Mn-Cr oceli válcované za shodných podmínek, ale ochlazovaných jinými rychlostmi - viz obr. 6.4. Pomalé chladnutí vede ke vzniku hrubých feritických zrn a výrazné řádkovitosti perlitu i feritu – to ale vůbec není hezoučké!

a) zrychlené ochlazování

b) zpomalené ochlazování

Obr. 6.4 Vliv rychlosti ochlazování na výslednou strukturu ocelí

6.2 Druhy a kinetika precipitace Precipitace je rozpad přesyceného tuhého roztoku při ohřevu na teploty nižší než je teplota solidu pro danou slitinu. Hlavní podmínkou vzniku precipitace je existence přesyceného tuhého roztoku, který se při zvýšených teplotách začne rozpadat. Z přesyceného roztoku se začne vylučovat ta fáze, která bude bohatší na prvek, kterým je původní fáze přesycena. Podoba této precipitující fáze se však nebude tvořit přímo, ale přes několik mezistupňů, jejichž struktura se postupně přibližuje struktuře konečné rovnovážné fáze. Tvářením kovů a slitin se mohou vyskytnout tyto druhy precipitace:  statická;  dynamická (probíhající během tváření);  deformací indukovaná (následuje po tváření). Precipitace (hlavně dynamická) výrazně snižuje plastické vlastnosti a zvyšuje deformační odpory. Důvodem je nižší aktivační energie precipitace ve srovnání s uzdravovacími procesy. Precipitace předchází uzdravovací procesy a zpomaluje jejich kinetiku. Kromě toho se precipitáty vylučují na energeticky vhodných místech, především na hranicích zrn a kluzových rovinách tím pádem velmi účinně blokují kluzový mechanismus plastické deformace. Průběh precipitace ovlivňuje rozhodujícím způsobem obsah interstitických prvků v oceli, především při obsazích převyšujících jejich mezní rozpustnost v tuhém roztoku. Plastická deformace zvyšuje volnou energii a současně snižuje rozpustnost interstitického prvku v tuhém roztoku - podstatné 78

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla zkrácení nukleační doby precipitace a zvýšení rychlosti tvorby zárodků. Kinetiku dynamické precipitace urychluje:  vyšší stupeň přesycenosti;  vyšší velikost deformace;  vyšší teplota deformace. Precipitáty, které se při ohřevu nerozpustí, jsou obvykle větší než 100 nm, brání růstu zrna ale neovlivňují precipitační zpevnění. Podle teploty vylučování při plastické deformaci mají precipitáty tyto vlastnosti:  za vysokých teplot nad Ac3 v austenitu jsou nekoherentní, jejich velikost je cca 100 nm a nemají výrazný vliv na zpevnění ani na uzdravovací procesy;  těsně nad Ac3 v austenitu jsou semikoherentní nebo nekoherentní, jejich velikost je 2 až 30 nm, účinně brzdí rekrystalizaci austenitu a částečně přizpívají k precipitačnímu zpevnění;  těsně pod teplotou přeměny austenitu na ferit jsou semikoherentní s velikostí okolo 10 nm, zvyšují pevnost a přispívají k odolnosti proti křehkému porušení;  za nízkých teplot kolem 600 °C jsou koherentní s feritem, podstatně zpevňují ocel, ale také zvyšují křehkost. Precipitáty typu karbidů a nitridů vznikají i při malé koncentraci uhlíku a dusíku v oceli. Nitridy prvků Nb, Ti, Zr jsou stabilnější než karbidy. Niob s dusíkem nevytváří samostatné nitridy, ale následkem vzájemné rozpustnosti karbidů a nitridů vzniká komplexní karbonitrid. Je-li teplota ohřevu nižší než je teplota rozpouštění precipitátů, precipitáty při ohřevu koalugují a při plastické deformaci je precipitace značně ztížená. Za teplot vyšších než jsou teploty rozpouštění, přecházejí precipitáty do tuhého roztoku a při plastické deformaci intenzivně zpevňují. Oblasti teplot rozpouštění precipitátů, které samozřejmě závisí na velikosti částice a obsahu prvků v oceli, uvádí tab. 6.2. precipitát AlN Nb(CN) TiC TiN Ti(CN) Cr23C6 VC VN

Tab. 6.2: Teplotní oblasti rozpouštění precipitátů v ocelích teplotní oblast rozpouštění [°C] oceli 900 až 1300 uhlíkové a nízkolegované 1000 až 1200 mikrolegované 1000 až 1300 korozivzdorné nad 1350 všechny 1100 až 1300 korozivzdorné 850 až 1000 korozivzdorné 800 až 850 mikrolegované a legované 850 až 900 mikrolegované a legované

Vyšší teplota ohřevu a vyšší intenzita plastické deformace zkracuje dobu nutnou pro počátek vylučování. Zvýšená deformační rychlost posouvá počátek dynamické precipitace k nižším teplotám. Teploty maximálního vylučování precipitátů v oceli představuje tab. 6.3. Tab. 6.3: Teploty maximálního vylučování precipitátů v oceli precipitát teplotní oblast vylučování [°C] AlN 800 až 850 Nb(CN) 850 TiC 1000 Cr23C6 600 až 700 V(CN) 700 až 800 VC 650 až 900 VN 800 až 900 79

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla Snížení plastických vlastností precipitací lze omezit zvýšením deformační rychlosti. Precipitace, jako tepelně aktivovaný děj, vyžaduje určitou inkubační dobu. Zvýšenou deformační rychlostí je možno precipitaci zbrzdit nebo úplně potlačit. Možnosti snížení vlivu precipitace na tvařitelnost:  snížení obsahu interstitických prvků pod mez rozpustnosti v oceli (toto mají případně na starosti oceláři při výrobě a odlévání oceli);  přísadou stabilizujících prvků, které vytvářejí stabilní sloučeniny za vysokých teplot (používají se hlavně Ti a Zr);  tvářením zvýšenými deformačními rychlostmi;  ohřevem na nižší teploty, pokles tvařitelnosti podporují větší rozdíly mezi teplotou ohřevu a deformace. Precipitace patří mezi významné činitele ovlivňující kinetiku uzdravovacích procesů. Nejefektivnější brzdou pohybu fronty rekrystalizace jsou jemné precipitáty o průměru do 5 nm, vzniklé účinkem deformace. Tohoto je jevu může být využito při doválcování, kdy je účinkem deformačně indukované precipitace brzděna rekrystalizace - viz RPTT diagram na obr. 6.5.

p

– ovlivněná precipitací

d

R – rekrystalizace P – precipitace – deformačně indukovaná s – začátek Obr. 6.5 RPTT diagram

f

– ukončení

Nad teplotou T0 je precipitace z termodynamického hlediska neuskutečnitelná.V oblasti  nad kritickou teplotou T1 je rekrystalizace ukončena dříve než začíná precipitace, která poté probíhá v rekrystalizovaném austenitu. Ve . oblasti při nižších teplotách začíná rekrystalizace před precipitací, která je však již deformačně indukována (posun cca o dva řády v sekundách) a zpomaluje průběh rekrystalizace. Konečně ve . oblasti začíná precipitace indukována deformací dříve než by teoreticky měla začít rekrystalizace a posunuje její iniciaci i průběh ke značně delším časům. Precipitáty vzniklé v oblasti austenitu jsou poměrně hrubé (velikost zhruba 15 až 30 nm), nemají podstatný vliv na disperzní zpevnění, brání však nárůstu rekrystalizovaného austenitu stejně jako ohřevem nerozpuštěné precipitáty.

80

Řízení vývoje mikrostruktury během tváření za tepla

Řešené úlohy Příklad 6.1 Vypočítejte hodnotu uhlíkového ekvivalentu oceli znáte-li její chemické složení: 0,19 C – 1,2 Mn – 0,004 V – 0,012 Mo – 1,07 Cr – 0,02 Ni – 0,02 Cu (vše v hm. %).  Řešení Žádanou hodnotu uhlíkového ekvivalentu naší oceli vypočteme následovně: C e  %C 

% Mn %V  % Mo  %Cr % Ni  %Cu   6 5 15

C e  0,19 

1,2 0,004  0,012  1,07 0,02  0,02    0,617 6 5 15

Hodnota uhlíkového eqivalentu je pro zkoumanou ocel rovna 0,617.

Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Termomechanické zpracování – řízené válcování – řízené ochlazování – jemné zrno – precipitace – brzdění rekrystalizace – precipitační zpevnění – karbidy – nitridy – RPTT diagram.

Otázky k probranému učivu 6.1. Proč je snaha řídit vývoj mikrostruktury při tváření materiálů za tepla? 6.2. Jak ovlivňuje dosažení jemného zrna výsledné vlastnosti materiálů? 6.3. Co je to termomechanické zpracování? 6.4. Jakými parametry se dá účinně ovlivnit vývoj mikrostruktury při tváření materiálů za tepla? 6.5. Jaká je role mikrolegujících prvků při termomechanickém zpracování? 6.6. Co je to precipitace? 6.7. Jakou funkci mají precipitáty? 6.8. Co urychluje kinetiku precipitace? 6.9. K čemu slouží RPTT diagramy?



[2]

KLIBER, J. Řízené ISSN 0018-8069.

[3]

TEOH, L. L. Thermo-mechanical processing and microstructure of microalloyed steel bar and wire rod products. Journal of Materials Processing Technology. 1995, roč. 48, č. 1-4, s. 475-485. ISSN 0924-0136.

[4]

GINZBURG, V. B. Metallurgical design of flat rolled steels. 1. vydání. New York: Marcel Dekker, 2005. 726 s. ISBN 0-8247-5847-1.

tváření.

Hutnické

81

listy.

2000,

roč.

55,

č.

4-7,

s. 86-91.

Matematické modely deformačních odporů za tepla a za studena

7. Matematické modely deformačních odporů za tepla a za studena Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl:

Posluchač by se měl v této kapitole seznámit s možnostmi predikce deformačních odporů při tváření za studena i za tepla. Student by měl po prostudování této kapitoly umět:  popsat rozdíly mezi deformačními odpory, resp. křivkami deformace-napětí při tváření za tepla a za studena;  vysvětlit jaký je rozdíl mezi přirozeným deformačním odporem a středním přirozeným deformačním odporem;  definovat k čemu se využívají modely přirozených deformačních odporů a středních přirozených deformačních odporů.

Výklad Hodnoty deformačního odporu, tedy napětí nutného qyvolání a průběhu plastické deformace, zásadním způsobem ovlivňují energosilové parametry tváření (např. válcovací síly a momenty). V této oblasti si dejte pozor na terminologii. Definici deformačního odporu už znáte z úvodní kapitoly. V reálných procesech tváření toto napětí vzniká na ploše mezi tvářeným tělesem a tvářecím nástrojem. Deformační odpor d [MPa] může být vyjádřen jako:

 d   p  QFv

(7.1)

kde p [MPa] je přirozený deformační odpor a QFv [-] je tvářecí faktor, který charakterizuje vliv středního napětí, které působí na stykové ploše válcovaného kovu s válcem v pásmu deformace, na velikost válcovací síly. Jak definujeme přirozený deformační odpor p [MPa] už víte také – opět vzpomeňte na úvodní kapitolu tohoto předmětu. Na čem ale závisí a k čemu se používá? Přirozený deformační odpor daného materiálu závisí na teplotě T [K nebo °C], deformační rychlosti ė [s-1], skutečné (logaritmické) deformaci e a rovněž na historii tváření (vliv kumulace zpevnění, vývoje struktury atp.). Matematické modely p jsou určeny především k popisu a predikci napěťových křivek, které jsou konstruovány pro daný tvářený materiál v souřadnicích deformace – napětí.

7.1 Matematický popis křivek deformace-napětí 

Křivky deformace – napětí za studena

Při tváření za studena se zanedbává vliv teploty i rychlosti deformace, ale zato je třeba si pohlídat vliv kumulace zpevnění! Vzpomeňte si na tvar křivky deformace – napětí při tváření za studena. Pro popis napěťové křivky jsou většinou používány vcelku jednoduché vzorce, často zahrnující vliv výrazné meze kluzu y [MPa]), např.:

 p  K H  e nH

(podle Hollomona) 82

(7.2)


 p   y  K L  e nL

(podle Ludwika)

(7.3)

 p  K S  e  BS nS

(podle Swifta)

(7.4)

kde e je velikost deformace a K, n, B jsou materiálové konstanty, v různých typech vzorců se lišící. 

Křivky deformace – napětí za tepla

Predikce přirozeného deformačního odporu za tepla při velkých deformacích může být komplikována dynamickými uzdravovacími procesy. Například následující model je schopen napěťovou křivku při tváření za tepla přesně popsat pouze v oblasti zpevňování:

 p  e m1  e m2  exp m3  T 

(7.5)

kde e je velikost deformace [-], ė je deformační rychlost [s-1], m1, m2 a m3 jsou materiálové konstanty [-] a T je teplota deformace v [K]. Napěťová křivka nejprve roste (to je fáze zpevňování), ale po nástupu dynamické rekrystalizace začne klesat. Tehdy je třeba implementovat do příslušného vzorce dva deformační členy – reprezentující zpevňování (mocninná funkce) i dynamické odpevňování (exponenciální funkce tlačící příslušnou křivku směrem dolů):  e  p  A·e ·exp  B·  ep  B

  D  T  ·e ·exp G·T    F

(7.6)

kde A … G jsou materiálové konstanty, ep je známá deformace odpovídající napěťovému píku. Za pozornost stojí teplotně závislý rychlostní člen. Rovnice platí téměř až po okamžik dosažení ustáleného toku, ale vždy jen pro jednotný strukturní stav! Jak vidno zříti na posledním grafu - viz obr. 7.1 (platí pro IF ocel s 0,004 % C), fázové transformace mohutně ovlivňují deformační chování ocelí – v zásadě lze konstatovat, že za srovnatelných podmínek má ferit nižší deformační odpory oproti austenitu.

Obr. 7.1 Vliv fázových transformací na deformační odpor IF oceli

83

Matematické modely deformačních odporů za tepla a za studena K popisu napěťové křivky se zahrnutím působení dynamického odpevňování lze také využít například následující vztah, který využívá Zener-Hollomonovu parametru Z: 1/ 2 1/ n   Z  2 / n    Z    p  ln      1    A  A      

1

(7.7)

A jak vypadá napěťová křivka popsaná jedním z uvedených modelů? Příklad porovnání naměřených a vypočtených hodnot přirozeného deformačního odporu pro slitinu Fe-40at.%Al-TiB2 uvádí grafík na obr. 7.2.

Obr. 7.2 Porovnání naměřených a vypočtených hodnot napětí pro konstantní teplotu deformace 1000 °C a různé deformační rychlosti - slitina Fe-40at.%Al-TiB2

7.2 Střední přirozený deformační odpor Střední přirozený deformační odpor ps [MPa], na rozdíl od přirozeného deformačního odporu, reprezentuje deformační chování daného materiálu během celého úběru o velikosti e1 [-] a je definován jako:

 ps 

e1

1 ·  p e de e1 0



(7.8)

Uvedená rovnice vypadá složitě, ale v podstatě jde o to, integrací určit plochu pod křivkou deformace-napětí, a tuto plochu podělit danou deformací. Jinak řečeno – danou plochu převedete na obdélník, jehož šířka odpovídá dané deformaci a výška jakési průměrné hodnotě napětí během celého úběru. A to je hodnota středního přirozeného deformačního odporu (viz obr. 7.3).

84


Obr. 7.3 Rozdíl mezi přirozeným deformačním odporem p a středním přirozeným deformačním odporem ps Nejběžnější vzorec pro výpočet středního přirozeného deformačního odporu, aplikovatelný ovšem pouze pro nevelké deformace, má tvar:

 ps   p 0  e m1  e m2  exp( m3  T )

(7.9)

kde p0 .. m3 jsou materiálové konstanty. Se zvyšující se hodnotou deformace i rychlosti tváření dle tohoto vzorce rostou deformační odpory, naopak vyšší teplota vede k nižším deformačním odporům (což je jeden ze základních důvodů tváření za tepla). Jestliže při opakované deformaci po každém úběru dojde k úplné rekrystalizaci, lze uvedený model aplikovat bez problémů opakovaně. Při nedokonalém průběhu uzdravovacích procesů však dochází k dílčí kumulaci zpevnění a jeho zanedbáním bychom hrubě podcenili skutečné deformační odpory (tato situace je zvláště markantní při řízeném doválcování mikrolegované oceli pod teplotou rekrystalizace). Tehdy je třeba do daného vzorce zařadit deformaci odpovídající nikoli poslednímu úběru, ale tzv. efektivní (kumulovanou) deformaci eef, zahrnující kromě posledního úběru i tzv. neuzdravené podíly všech předchozích deformací. Pro výpočet veličiny eef je nutné umět matematicky vyjádřit stupeň změkčení X, závisející prakticky na všem... Efektivní deformaci po i-tém úběru pak můžete vypočítat jako:





eef  e( i )  1  X ( i 1 )  e( i 1 )     











 1  X ( 1 )  1  X ( 2 )      1  X ( i 1 )  e1

(7.10)

Ale tady už skutečně končí veškerá legrace, zvládnutí těchto výpočtů vůbec není vůbec lehké! Následující rovnice, nebo chcete-li vědečtěji matematický model je schopen dostatečně uvažovat se zpevňovacími procesy, ale bohužel neuvažuje s uzdravením materiálu dynamickou rekrystalizací při deformaci za tepla:  Q  m n   e  e  R T 

 ps  A  exp

(7.11)

Výsledná hodnota ps tedy v tomto případě závisí na teplotě deformace T [K], velikosti deformace e [-], deformační rychlosti ė [s-1] a na materiálových konstantách A, m a n.

85

Matematické modely deformačních odporů za tepla a za studena Následující model pro popis středního přirozeného deformačního odporu bere v potaz i vliv chemického složení oceli na výslednou hodnotu středního přirozeného deformačního odporu:

 ps  B  exp A  9,8  e 0 ,21  e 0 ,13

(7.12)

Parametr A vyjadřuje vliv teploty a obsahu uhlíku a parametr B vyjadřuje vliv legujících a mikrolegujících prvků. Následují komplexní model pro predikci středního přirozeného deformačního odporu, s uvažováním zpevňovacích i uzdravovacích procesů, je závislý na velikosti deformace e [-], na deformační rychlosti ė [s-1], na teplotě deformace T [°C] a samozřejmě také na materiálových charakteristikách, reprezentovaných konstantami A – G:

 ps  A·e B ·exp D·e·e F ·exp G·T 

(7.13)

Koukněte na obr. 7.4 jak může vypadat průběh hodnot ps, vypočtených podle modelu 7.13, v závislosti na velikosti deformace.

Obr. 7.4 Porovnání experimentálních a vypočtených hodnot ps pro nízkolegovanou ocel 42CrMo4 Jistě si kladete otázku k čemu se používají modely (rovnice) středního přirozeného deformačního odporu dobrá. Pokud ano, tak tady máte odpověď: Numerická integrace modelu přirozeného deformačního odporu je často zdržující. Například pro účely automatizovaného systému řízení válcovacích tratí jsou vhodnější modely, které přímo poskytují hodnoty středního přirozeného deformačního odporu. Implementací vhodného modelu středního deformačního odporu do řídících systémů válcovacích tratí je možno predikovat válcovací síly Fv v průběhu válcování na jednotlivých válcovacích stolicích: Fv   ps  QFv  S

(7.14)

Velikost válcovací síly Fv [N] závisí také na velikosti stykové plochy mezi provalkem a válci S [mm2] a na tvářecím faktoru QFv [-].

86


Řešené úlohy Příklad 7.1 Pro jistý materiál byl na základě experimentálních dat vyvinut jednoduchý model popisující přirozený deformační odpor v závislosti na teplotě [K], deformaci a deformační rychlosti:

 p  1028 e 0 ,12  e 0 ,08  exp 0,00128 T  Pro případ skutečné deformace e = 0,35, deformační rychlosti ė = 3,8 s -1 a teploty T = 1120 °C vypočtěte hodnotu přirozeného i středního přirozeného deformačního odporu.  Řešení Přirozený deformační odpor se vypočte dosazením příslušných proměnných do dané rovnice:

 p  1028 0,350 ,12  3,80 ,08  exp 0,00128 ( 1120  273,15 )  170 MPa Se středním přirozeným deformačním odporem je to složitější – danou ovnici musíte integrovat podle deformace (což ovšem chce vědět, čemu odpovídá integrál funkce xn...):

 ps

1028 e 0 ,12   0 ,08  exp 0,00128 T  1    p ( e ) de   e1 0 0,35

 ps 

e1



0 ,35

e

0 ,12

de

0

1028 3,8 0 ,08  exp 0,00128 1393,15  0,350 ,121 0 0 ,121    151 MPa     0,35  0,12  1 0,12  1 

Hodnota středního přirozeného deformačního odporu vychází pochopitelně níže než hodnota odpovídajícího odporu „okamžitého“, jelikož v sobě zahrnuje historii tváření i s hodnotami nižších deformačních odporů, odpovídajících zde celé škále deformací od 0 do 0,35.

Shrnutí pojmů kapitoly (podkapitoly) Deformační odpor – modely přirozeného deformačního odporu za tepla a za studena – modely středního přirozeného deformačního odporu.

Otázky k probranému učivu 7.1. Čím se liší pojmy: deformační odpor, přirozený deformační odpor a střední deformační odpor? 7.2. Na čem závisí přirozený deformační odpor daného materiálu (za studena či za tepla)? 7.3. V čem spočívá přednost Ludwikova vzorce při popisu křivky deformace-napětí za studena (ve srovnání se vzorcem Hollomonovým)? 7.4. Která z fází vyskytujících se v oceli (myslíme tím austenit a ferit) vykazuje za srovnatelných podmínek vyšší deformační odpor – a proč asi? 7.5. Jak se vypočítá střední přirozený deformační odpor při znalosti křivky deformace-napětí? 7.6. K čemu se využívá přirozený deformační odpor a střední přirozený deformační odpor?

87




[2]

HENSEL, A., SPITTEL, T. Novel approach to force and energy parameters in the hot rolling of high-alloy-steel strip and sheet. Hutnik. 1975, roč. 42, č. 8-9, s. 338-345. ISSN 0018-8077.

[3]

Plasticity of metallic materials. Editoři: HADASIK, E., SCHINDLER, I. 1. vydání. Gliwice: Silesian University of Technology, 2004. 244 s. ISBN 83-7335-197-3.

[4]

OPĚLA, P. Matematický popis deformačního odporu aluminidu železa Fe-40at.%Al za tepla. Diplomová práce, Ostrava: VŠB – TU Ostrava, 2013.

[5]

MAREK, M. Matematické modely středních Disertační práce, Ostrava: VŠB-TU Ostrava, 2009.

88

přirozených

deformačních

odporů.

Klíč k řešení

Klíč k řešení O 1.1.

Po ukončení pružné deformace se, na rozdíl od té plastické, těleso vrátí do svého původního tvaru. Plastická deformace představuje trvalou změnu tvaru.

O 1.2.

Tvařitelnost je schopnost tělesa plasticky se deformovat za určitých podmínek tváření až do porušení soudržnosti, zatímco plastičnost je schopnost materiálu plasticky se deformovat v rozsahu deformací od počátečních po mezní.

O 1.3

Deformační odpor materiálu je vnitřní napětí, které vzniká v tělese jako reakce na působení vnějších tvářecích sil. Toto vnitřní napětí musí být dostatečně veliké, aby to postačovalo k vyvolání plastické deformace. Deformační odpor se udává v MPa.

O 1.4

Dislokace jsou hranice zóny kluzu. Při procesech tváření dominuje kluzový mechanismus, který se realizuje pohybem čárových poruch – dislokací.

O 1.5

Austenit krystalizuje v planicentrické mřížce – má celkem 12 kluzových systémů. Ferit krystalizuje ve stereocentrické mřížce, která vykazuje celkem 48 kluzových systémů. Austenit je na rozdíl od feritu nemagnetický.

O 1.6

Mřížka KSC vykazuje celkem 48 kluzových systémů

O 1.7

Zrno lze zjemnit při tváření díky rekrystalizaci nebo fázové přeměně (překrystalizaci).

O 1.8

Při rekrystalizaci rostou na energeticky výhodných místech deformovaných zrn nová zrna stejné fáze. Oproti tomu při fázové přeměně dochází ke změně krystalové mřížky – například austenitická zrna se mění na feritická.

O 1.9

Tváření za tepla probíhá nad teplotou nulové rekrystalizace. Tato teplota závisí na chemickém složení materiálu a odpovídá cca 40 % teploty solidu vyjádřené v Kelvinech.

O 2.1

Mezi základní prvky v oceli patří železo, uhlík, mangan a křemík.

O 2.2

Strukturní stav je ovlivňován chemickým složením, způsobem výroby a odlévání oceli, režimem tváření i ochlazování.

O 2.3

Obecně vykazují vyšší tvařitelnost oceli s monofázovou strukturou na rozdíl od ocelí s dvoufázovou strukturou. Důvodem jsou rozdílné mechanické vlastnosti obou složek, snížená kinetika rekrystalizace a rozdílné rozpustnosti dalších prvků.

O 2.4

Austenitotvorně působí především: uhlík, dusík, mangan a nikl. Feritotvorný účinek vykazují hlavně: chrom, molybden, křemík, hliník, fosfor, titan, vanad.

O 2.5

Mangan má austenitotvorný účinek a pomáhá odstraňovat křehkost za tepla - přes desoxidaci vazbou síry na vměstky MnS s vysokou teplotou tání. Snižuje však tepelnou vodivost a zvyšuje citlivost k přehřátí a šíření při válcování.

O 2.6

Molybden je silně feritotvorný, rozšiřováním oblasti dvoufázové struktury zásadně snižuje plasticitu oceli. Zužuje interval tvářecích teplot, brzdí rekrystalizaci a zvyšuje deformační odpory. Kromě toho eutektika obsahující MoS2 vytvářejí nízkoteplotní síťoví po hranicích zrn hlavně v jádru odlitku a ty se negativně projevují zejména při výrobě dutých předvalků kosým válcováním.

O 2.7

Lámavost za bílého žáru (nad 1200 °C) je způsobena natavováním FeS a sírou obohacených hranic zrn. Lámavost za červeného žáru (900 až 1000 °C) je způsobena vylučováním sulfidů po hranicích zrn a oslabením soudržnosti hranic zrn.

O 2.8

Využívají se ke stabilizaci korozivzdorných ocelí, zpevňování a řízení rekrystalizačních procesů v konstrukčních mikrolegovaných ocelích.

89

Klíč k řešení O 2.9

Z hlediska tvařitelnosti je výrazně výhodnější struktura dříve protvářená, protože většinou vykazuje jemnější zrno a menší nehomogenitu vlastností. U odlitků se mohou vyskytnout licí vady (dutiny, póry, trhliny, segregace).

O 2.10

Plynule lité polotovary (kontislitky) jsou rychleji ochlazovány než ingoty, z čehož vyplývá jejich snížená chemická i strukturní nehomogenita a lepší tvařitelnost.

O 2.11

Vměstky tvořené většinou sulfidy, oxidy a jejich směsmi vznikají zejména ve fázi tuhnutí kovového materiálu. Obecně rozlišujeme vměstky exogenní (z vyzdívky) a endogenní (vznikají během ocelářských reakcí a nelze je odstranit z oceli při stahování strusky).

O 2.12

Vměstky mají malá soudržnost s matricí, odlišné mechanické vlastnosti než matrice, iniciují vznik trhlin a lehkotající vměstky tvoří síťoví po hranicích zrn a způsobují křehkost za tepla.

O 2.13

Nejškodlivější jsou vměstky nízkotající, vyloučené ve formě síťoví po hranicích zrn, protože způsobují křehký interkrystalický lom.

O 2.14

Obecně lze říci, že se zvyšující se teplotou klesají deformační odpory a zlepšuje se tvařitelnost materiálu. Toto ovšem platí do jistého okamžiku, kdy při překročení optimálních teplot dojde k rapidnímu poklesu tvařitelnosti vlivem přehřátí či spálení oceli.

O 2.15

Přehřátí oceli znamená abnormální zhrubnutí zrna, které však lze s obtížemi napravit opatrným tvářením za tepla, při němž se opakovanou rekrystalizací postupně zjemňuje zrno. Oproti tomu spálení oceli má devastující účinky – dojde k natavení hranic zrn a při jakémkoliv pokusu o plastickou deformaci k rozdrobení materiálu na jednotlivá zrna. Takovýto materiál může být pouze přetaven.

O 2.16

Deformační rychlost je derivace deformace podle času: e 

de d  dh  1 dh v      dt dt  h  h dt h

O 2.17

Ukazatel stavu napjatosti vyjadřuje převahu tahových, resp. tlakových složek napětí v tvářeném tělese.

O 2.18

Obecně tahová napětí zvyšují pravděpodobnost křehkého interkrystalického lomu, zatímco tlaková napětí naopak přispívají k lepší soudržnosti materiálu během jeho deformace.

O 3.1

V důsledku tváření se zrna protahují ve směru deformace. Jejich velikost se nemění – k tomu je zapotřebí vyvolat daný strukturotvorný proces.

O 3.2

Dynamické uzdravování probíhá během vlastní deformace, zatímco uzdravování postdynamické startuje až po ukončení deformace.

O 3.3

Při zotavení klesá hustota dislokací např. jejich anihilací, dochází k přeskupování dislokací a vzniku subzrn. Tím klesá vnitřní energie materiálu, ale nestačí to k dokonalému uzdravení, protože zásadně nevznikají nová zrna oddělená velkoúhlovými hranicemi. Rekrystalizace dává vzniknout zcela novým zrnům shodné fáze, a to především nukleací zárodků a jejich dalším růstem.

O 3.4

Zenerův-Hollomonův parametr je charakterizován jako teplotně kompenzovaná deformační rychlost. Při takových kombinacích teploty a rychlosti deformace, které pro daný materiál dávají shodnou velikost parametru Z, budou napěťové křivky tvarově i kvantitativně shodné.

O 3.5

Aktivační energie závisí na chemickém složení a na mikrostruktuře materiálu tvářeného za tepla. Používá se k predikci počátku dynamické rekrystalizace a také může být využita k matematickému popisu napěťových křivek.

O 3.6

Dynamická rekrystalizace 90


X R 1  exp(  K  t n )

kde n je kinetický exponent a K vyjadřuje vliv termomechanických podmínek tváření a žíhání – v něm je např. schován vliv teploty. Veličina XR udává, jaká část deformované struktury rekrystalizovala. O 3.8

Chemické složení materiálu, strukturní stav, velikost deformace, rychlost deformace, teplota a doba žíhání, velikost zrna.

O 3.9

Uzdravovací procesy změkčují deformačně zpevněný materiál, snižují jeho deformační odpor a obnovují jeho plastické vlastnosti. Umožňují tedy celkově vysoké stupně protváření při opakované deformaci. S rostoucí rychlostí rekrystalizace se všeobecně zlepšuje tvařitelnost materiálu.

O 3.10

Jemnozrnná konečná mikrostruktura vykazuje lepší pevnostní a zároveň i plastické vlastnosti než struktura tvořená hrubými zrny. Dosažení tohoto efektu lze považovat za jednu ze základních předností tváření jako způsobu zpracování materiálu.

O 4.1

Ne! Tváření za studena probíhá při teplotách nižších než je teplota nulové rekrystalizace materiálu. Tváření ocelí za studena tedy může probíhat za pokojové teploty i za teploty 300 °C.

O 4.2

Tváření za studena je realizováno dvěmi základními mechanismy: skluzem (převládá) a dvojčatěním.

O 4.3

Tvařitelnost za studena je ovlivněna chemickým složením a čistotou oceli, předešlým výrobním procesem a výchozí strukturou materiálu, samozřejmě i podmínkami tváření. Zásadní vliv na tvařitelnost má zpevňování materiálu.

O 4.4

Při deformaci za studena dochází ke zpevňování kovu a k vyčerpání jeho plasticity.

O 4.5

Anizotropie strukturních a mechanických vlastností je nerovnoměrnost vlastností v různých směrech tvářeného materiálu. Způsobují ji řádkovité útvary, které vznikají postupným usměrňováním jednotlivých strukturních fází do hlavních směrů deformace.

O 4.6

Plošná anizotropii reprezentuje rozdíly vlastností mezi různými směry v rovině plechu. Normálová anizotropie představuje rozdíly vlastností mezi rovinou plechu a ve směru kolmo k povrchu plechu.

O 4.7

Strukturní textura a krystalografická textura.

O 4.8

Pro dobrou hlubokotažnost se vyžaduje hodnota normálové anizotropie vlastností r = 1,6 až 2,2.

O 5.1

Komplexní výzkum deformačního chování materiálů vyžaduje chemické rozbory, metalografické analýzy, experimenty realizované na plastometrech nebo laboratorních válcovacích tratích, technologické zkoušky a případně také fyzikální či matematické simulace konkrétních tvářecích procesů.

O 5.2

Ano. Tahová zkouška se vyznačuje absencí vnějšího tření na zkoušené části vzorku a z hlediska citlivého posuzování tvařitelnosti je výhodná jindy nepříznivá tahová napjatost.

O 5.3

Kontrakce se počítá z ploch příčného průřezu před a po deformaci: S  S1 Z 0  100 S0 Výsledná hodnota se uvádí v %.

O 5.4

Smluvní napětí se počítá jako podíl zatěžující síly a plochy výchozího příčného průřezu. Skutečné napětí se musí vztahovat k průběžně se měnícímu příčnému průřezu, což je velmi obtížné a vyžaduje například snímání profilu vzorku rychlokamerou. 91


Hlavní předností krutové zkoušky je schopnost dosáhnout vysokých stupňů deformace s vyloučením vnějšího tření. Výhodou spojité zkoušky do lomu je získání spousty informací o zkoumaném materiálu z jediného testu. Výhodou přerušované krutové zkoušky je možnost simulace reálných tvářecích procesů. Mezi nevýhody patří deformační rychlost realizovatelná jen asi do hodnoty 10 s -1 (některé tvářecí procesy probíhají při vyšších deformačních rychlostech). Nevýhodou je také nerovnoměrnost deformace po průřezu vzorku, která dělá následně potíže při metalografických studiích.

O 5.6

Ze zaznamenané momentové křivky se počítá deformační odpor a usuzuje se na typ a kinetiku dynamických uzdravovacích procesů. Z počtu zkroucení do lomu se pak určuje tvařitelnost.

O 5.7

Pro kvantifikaci tvařitelnosti běžných kovových materiálů je zkouška tlakem většinou nevhodná (málo citlivá), protože převažují příznivá tlaková napětí.

O 5.8

Moderní počítačově řízené plastometry typu Gleeble dovolují namáhat zkoušené vzorky tahem či tlakem, tvářet speciální ploché vzorky rovinnou deformací, bezprostředně před zkoušením natavovat vzorek (tedy zkoušet v litém stavu bez fázové přeměny), aplikovat velmi rychlé teplotní změny i deformační rychlosti v dostatečně širokém intervalu řádově od 10-2 až do 102 s-1, což umožňuje spolu s přesnou regulací teploty a deformace simulovat podmínky reálných tvářecích operací.

O 5.9

SICO test tvařitelnosti je speciálním typem tlakové zkoušky na plastometru Gleeble. SICO test je založen na záměrném otevírání napěťově indukovaných trhlin ve volně se šířící středové části dlouhého válcovitého vzorku, odporově ohřátém a intenzivně napěchovaném jedním či více úběry pomocí speciálních čelistí.

O 5.10

Principem klínové válcovací zkoušky je dosažení velké škály deformací jedním válcovacím úběrem. Toho lze dosáhnout válcováním hranolovitého vzorku v excentrickém kalibru, nebo válcováním klínovitého vzorku na cylindrických válcích. Na tvařitelnost lze usuzovat nejčastěji z výskytu trhlin na bočních (volně se šířících) stranách vývalku. Z důvodu zvýšení citlivosti této zkoušky je vhodné opatřit boční stěnu vyfrézovanými vruby coby iniciátory trhlin.

O 5.11

Klínová válcovací zkouška se využívá k určení technologické tvařitelnosti materiálů.

O 5.12

Simulátor deformací za tepla HDS-20 lze využít pro simulace tepelného zpracování, zkoušky jednoosým tahem či tlakem za tepla, SICO testy, relaxační testy, tlakové zkoušky s rovinnou deformací (simulace reálných tvářecích procesů - například válcování), dilatometrická studia, simulace procesů tavení a tuhnutí vzorků, určování teplot nulové pevnosti a také k simulacím svařování.

O 5.13

Díky speciálním čelistím a nebo kovadlům jsou zkoušené vzorky odporově ohřívány na požadované teploty. Rychlost ohřevu a maximální možná teplota ohřevu se odvíjí od konstrukčních a materiálových vlastností čelistí.

O 5.14

Výměnný modul Hydrawedge II, synchronizovaný s hlavní jednotkou plastometru Gleeble, funguje jako flexibilní mechanická zarážka, umožňující zastavení hydraulického beranu nárazem do nepohyblivého předmětu. Modul se používá pro naprogramování přesných opakovaných úběrů, pro něž je nutno vzorkem pohybovat, jelikož hydraulický beran se zastaví vždy ve stejném bodě. To umožňuje přesně řídit velikost deformace za současného samostatného řízení rychlosti deformace vzorku.

O 6.1

Řízení vývoje mikrostruktury při tváření materiálů za tepla se provádí za účelem dosažení jeho požadovaných mikrostrukturních, mechanických a fyzikálních vlastností. Snahou je tak dosažení ekonomické úspory z důvodu omezení použití drahých legujících prvků a případného tepelného zpracování, které může následovat po tváření materiálů. 92


Dosažení malé velikosti konečného zrna má kladný vliv na pevnostní i plastické vlastnosti materiálů.

O 6.3

Termomechanické zpracování představuje spojení řízeného vývoje mikrostruktury materiálu společně s geometrickými změnami tvářeného materiálu. Termomechanickým zpracováním se zjemňuje sekundární zrno, které se transformuje z deformovaného austenitu. Ve většině případů se vývoj struktury řídí brzděním rekrystalizace austenitu, například kombinací účinku mikrolegujících prvků v tuhém roztoku, nebo interakcí řízené precipitace.

O 6.4

Na vývoj mikrostruktury materiálů při tváření za tepla mají vliv mikrolegující prvky, teplota a velikost deformace, způsob ochlazování.

O 6.5

Hlavním úkolem mikrolegujících prvků je brzdit rekrystalizaci a tím pádem napomáhat dosažení jemnějšího výsledného zrna.

O 6.6

Precipitace je rozpad přesyceného tuhého roztoku při ohřevu na teploty nižší než je teplota solidu pro danou slitinu. Dynamická precipitace výrazně snižuje plastické vlastnosti a zvyšuje deformační odpory.

O 6.7

Precipitace předchází uzdravovací procesy a zpomaluje jejich kinetiku. Precipitáty se vylučují na energeticky vhodných místech, především na hranicích zrn a kluzových rovinách tím pádem velmi účinně blokují kluzový mechanismus plastické deformace.

O 6.8

Kinetiku dynamické precipitace urychluje vyšší stupeň přesycenosti, vyšší velikost deformace a vyšší teplota deformace.

O 6.9

RPTT diagramy popisují základní souvislosti mezi rekrystalizací a precipitací. Lze na nich vyčíst jak precipitace ovlivňuje průběh rekrystalizace při tváření materiálu.

O 7.1

Deformační odpor materiálu je vnitřní napětí, které vzniká v tělese jako reakce na působení vnějších tvářecích sil. Toto vnitřní napětí musí být dostatečně veliké, aby to postačovalo k vyvolání plastické deformace. Přirozený deformační odpor je určován za specifických podmínek tzv. jednoosého stavu napjatosti. Střední přirozený deformační odpor, na rozdíl od přirozeného deformačního odporu, reprezentuje deformační chování daného materiálu během celého úběru.

O 7.2

Přirozený deformační odpor daného materiálu závisí na teplotě, deformační rychlosti, skutečné (logaritmické) deformaci a na historii tváření (vliv kumulace zpevnění, vývoje struktury atp.). V případě tváření za studena se zanedbává vliv teploty a deformační rychlosti.

O 7.3

Ludwikův vzorec pro výpočet přirozeného deformačního odporu při tváření za tepla navíc počítá s vlivem výrazné meze kluzu.

O 7.4

Za srovnatelných podmínek vykazuje vyšší deformační odpory austenit, protože má oproti feritu méně kluzových systémů.

O 7.5

 ps

e1

1  ·  p e de e1 0



Cílem je integrací určit plochu pod křivkou deformace-napětí a tuto plochu podělit danou deformací. Jinak řečeno – danou plochu převedete na obdélník, jehož šířka odpovídá dané deformaci a výška jakési průměrné hodnotě napětí během celého úběru.

93


Matematické modely přirozeného deformačního odporu jsou určeny především k popisu a predikci napěťových křivek, které jsou konstruovány pro daný tvářený materiál v souřadnicích deformace – napětí. Zakomponování vhodného modelu středního deformačního odporu do řídících systémů válcovacích tratí je možno predikovat válcovací síly v průběhu válcování.

94

DEFORMAČNÍ CHOVÁNÍ MATERIÁLŮ studijní opora

Recommend Documents