KOVOVÉ MATERIÁLY S VYSOKÝMI MECHANICKO-FYZIKÁLNYMI VLASTNOSTAMI

^ SLOVENSKÁ VĚDECKOTECHNICKÁ SPOIOČNOSŤ DOM TECHNIKY BRATISLAVA

Zborník prednášok z medzinárodnéhó sympózia

KOVOVÉ MATERIÁLY S VYSOKÝMI MECHANICKO-FYZIKÁLNYMI VLASTNOSTAMI 1. dici

Slovenská vědeckotechnická spotočnosť-Edičně středisko-Bratislava

Vydala Slovenska vědeckotechnická apolocnoaf - Doa techniky Bratislava v Edičnoai atrediaku SVTS Bratislava C)

SVIS - Edičná stradisko Bratislava, 1977

I.sekcia-VYSOKOPEVNÉ KONSTRUKČNĚ OCELE A ZUATINY

Ing. Čestmír

L a n g ,

CSc. -

Ing. Luboe

H y s p e c k ý

,

flssR

ZPEVNĚNÍ OCELI SE SNfgENJM OBSAHEM PERLITU. MIKBOLEQOVANE' TITANEM

Titan je až dosud nejméně používanou mikrolegurou v konstrukčních svařitelných ocelích. Prozatím dosáhlo mikrolegování tímto prvkem nejsíráího uplatnění při výrobě tlustých plechů dodávaných v normalizačně žíhaném sta vu (práce německé Školy [l, 2 ] , ČSN 11 483 a 11 484). S použitím titanových ocelí dodávaných ve stavu po doválcování ee setkáváme jen ojediněle \ 3 až

»]• V konfrontaci a niobem a vanadem je titan prvkem, který vyvolává ve stavu po doválcování výrazné precipitacní zpevnění a poměrně malé zjemnění feritického zrna. Z této skutečnosti plyne, že oceli s titanem dodávané ve stavu po doválcování vykazují vital náchylnost ke křehkému lomu než niobová a vanadové oceli. V naSich podmínkách vSak ve prospěch použití titanu hovoří především cenová hlediska, protože feroniob se dováží z devizové oblasti s cena ferovsnadu je velmi vysoká. Z rozboru provedeného v práci [6.] vyplynulo, že pro dosaženi stejného přírůstku pevnosti u pásové oceli je nutno vynaložit při použití niobu 2,5-krát a při aplikaci vanadu 5-krét více finančních prost ředků než při mikrolegování titanem. Na základě těchto úvah bylo ověřeno použití Ti na výrobu bezešvých trub [ój a na výrobu pásové oceli jakosti X 60 podle API do tloušťky 8 mm. Výsledkem byl návrh chemického složení pásové oceli X 60 NHKG ( C _ ^ = = 0.21 *. « " W = 1 ' 5 0 *• S i mai = °i 5 5 »• P ma* = "'^ *• S max = °> 03 *• Al_j_ « 0,02 í, Tu.,-= °,08 * ) s těmito mechanickými hodnotami: ^ t min = 517 KPa, 3*2. ^ = 22 % ~ 7 ] . Ferapektivní cestou vývoje konstrukčních ověřitelných ocelí je snižo vání podílu perlitické fáze. Snížením podílu perlitu v oceli je možno do sáhnout výraznějšího vlivu zjemnění zrna na tranzitní teplotu houževnatos ti (gradient poklesu tranzitní teploty v důsledku zjemnění zrna je -8 °C. .••i'* pro ocel s 20 * perlitu, zatímco u oceli s 5 * perlitu představuje již -22 ° C . B B t 8]l Vzhledem k tomu, že naSí snahou bylo snížit náchyl nost titanové oceli ke křehkému lomu, rozhodli jsme se sledovat vliv tita nu u oceli se sníženým obBahea perlitu v Širokém roziuezí podmínek válcová ní v poloprovozním i provozním měřítku. fi Materiál Použili jeme jedné 230-tunové tavby vyrobené na peci MB v ocelárně NHKG, která měla průměrné chemické složeni: 0,078 % C, 1,70 % Kn, 0,50 í Si, 0,025 % P, 0,018 % S, 0,123 % Ti, 0,024 * A ^ o j n * Poloprovozní válcováni Zkušební materiál pro poloprovozní ověření vlivu válcovacích podmínek na mechanické vlastnosti oceli se sníženým obsahem perlitu byl odebrán z bram vyválcovaných v blokovně NHKG. Válcovalo ,se na poloprovozním vrat ném duu 2ĎAS, instalovaném ve VÚHŽ Dobrá. Režim válcování byl realizován tak, aby se z hlediska použitých teplot a deformací co nejvíce přibližoval podmínkám ve spojitém pořadí trati F B00 HHKQ. Průměrný průřez výchozího materiálu byl 82 X 13$ mm. Válcovalo se pěti libéry po 20 * na konečnou tloušťku 12 mm. Teplota ohřevu ae pohybovala v rozmezí 1 230 až 1 260 °C/ /l b. Tří různých teplat dováleováni (950, 875 a 800 °c) ae dosáhlo prodle vou před posledním průchodem. Z každého vývalku ae rozdělením na polovinu a volbou různých dob ochlazovaní pod sekcí laminárniho chlazení zlákaly dvě varianty svinovacích teplot. Pro každou teplotu dovalcování jsme měli k dis pozici čtyři různé hodnoty svinovacích teplot, pohybujících ae v rozmezí 600 až 750 °C. Provozní válcování Na základě výsledků poloprovozního válcování se začal vyrábět páa roz měru 400 x 6 mm ze změněné tavby. Z hlediska dispozičního řešení trati P 800 nebylo možno použit regulace teploty dovalcování, protože by se aplikaci prodlev před spojitým pořadím znační snižoval výkon válcovací tratě. p rotp se pouze regulovala svinovací teplota (přepínáním chladicích sekcí na výbě hovém úseku) v Širokém rozmezí od $70 do 815 °C. r spl«ta dovalcování pásu ae pohybovala od 900 do 920 °C. Dosažená výsledky Poloprovozní válcování průběh mechanických hodnot v závislosti na teplotě svinování a různých reiimech teplaty dovalcování je dokumentován no obr. 1. Poloprovozní válco vaní prokázalo výrazný vliv svinovací teploty a poměrně malý efekt teploty dovalcování. Hec kluzu i tranzitní teplota T, - (vztažená na smluvní energii PV * 34 j.ca ) vykazují vcelku plynulý poklea se zvýšením T • . Jedinou 7 výjimku tvoří hodnota T, 5 = +65 °C, dosažená při svinovací teplotě 595 C. a teplotě doválcovanl 875 °C. U tohoto režimu váak byl na metalografických výbrusech zjištěn určitý podíl horního bainitu. Velikost feritického zrna se v závislosti na podmínkách doválcovanl výrazněji neměnila (d = 0,017 - 0,023 mm). Průměrný obsah perlitu byl asi 8 56. poměrně velmi vysoké hodnoty T, - jsme nepovažovali za absolutního uka zatele náchylnosti oceli ke křehkému loou. Zajímaly nás spíše v konfrontaci s předchozími výsledky. V práci [7] jsme na stejném poloprovozním zařízeni válcovali běžnou C-íto ocel mikrolegovanou titanem. Tehdy jsme u oceli (C = = 0,19 % a Un = 1,23 *) s přísadou 0,105 * Ti dosáhli při T d o v = 900 až 950 °C a svinovací teplotě 740 až 540 °0 tranzitní teploty 1-35 = +40 až + . 3,5 +15 až +25 C, která jsme získali pri válcování zkou Hodnoty T 3,5 mané oceli, potvrdily příznivý vliv sníženého obsahu perlitu na odolnost proti křehkému lomu. T dov A-950 'C 0-B75 'C O-MO -C ao 70 60 50 40 30 20 10 A . 600 © 650 700 750 T sv f C J ^ 1. Poloprovozní válcování oceli se sníženým obsahem perlitu a - průběh pevnostních hodnot, b - průběh tranzitní teploty Provozní válcováni Vliv teploty svinování na mechanické vlastnosti pásu 400 x 6 mm je za chycen na obr. 2. Pokles pevnostních hodnot je velmi výrazný až do T = • 670 - 700 °C. Toto rozmezí teploty svinování je možno považovat za urči tou hranici použití oceli. Při dodržení režimu svinovací teploty mszi 700 až 750 °C je možno u zkoumané oceli dosáhnout s dobrou rezervou mechanických vlae'.nosti požadovaných pro .jakost X 65 C(^.t = 440 MPs., 3 2 „ ~ 20 « ) . J?odnoty vrubová houževnatosti BV ( z í s k a n í na vzorcích Sirky 5 m»^ e t r a n z i í ^ í teploty T, 5 ae přitom pohybují kolem 100 J.cm , reap. -20 až -10 ° 0 . " i ] i kost f e r i t i c k á h o zrna ae měnila v poměrné malám rozmezí - od d ~ 0,0X6 tm (pro T ^ = 570 ° c ) ai do 0,024 mu (odpovídající svinovací t e p l o t ě 81? ° 0 ) . I 700 V" •10 f MO 5 vO** 500 •20 £ 1 Vis • 120 1 28 0 26 - 100 -10 i ^ -20 eo - 22 20 '00 60 H 5 -30 L to RV -40 70 -50 < ' ft.l too © 700 T,v f d ' eoo 1 O) too 700 T5v f*Cl 900 — Obr. ?. Provozní válcování pásu 400x6 mm z oceli ae sníženým obsahám perlitu a - průběh pevnostních hodnot a tažnosti, b - průběh BV a i , . Hodnocení výsledků Vylučování p r e c i p i t á t ú mikrolegujlcích prvků bylo v obecně podobě po psáno řadou autoru; základní údaje o p r e c i p i t a c i v o c e l í c h mikrolegovaných titanem obsahují práce H e y e r a a s p o l . [ 9 ] , G r a e s h o f a a apol. f l j a K o r c h y n a k a h o a S t u a r t a [loj. při ohřevu před válcováním ae rozpustí a i k r o l e g u j í c l prvky v a u a t e n i t.v. v průběhu deformačního proceau probíhá v o b l a s t i spodního a u s t e n i t u i n tenzivní precipitaca karbidu a karbonitridu. Optimálními mlaty p r e c i p i t a c e jsou hranice zrn a poruchy vzniklá při deformaci (obsazením hranic zrn karbonitridy je možno interpretovat zpoždění r e k r y s t a l i z a c e , k němuž dochází u mikrolegovaných o c e l í ) . Hrubí i p r e c i p i t á t y mohou působit jako nukleaSnl místa f e r i t i c k á f á z e , což apolu se zpožděním rekryatalizace vede ke zjemně ní zrna f e r i t u . Precipitaee v austenitu ovlivňuje pouze v e l i k o a t f e r i t i c k á ho zrna, a l e nezpflaobí zpevnění matrice. 9 DalSÍ precipitace probíhá na mezifézi r/m v průběhu trauaforraace. Ve výsledná aikrostrukture jsou tyto částice uspořádány v řadách, jejichž vzdálenost odpovídá rychlosti ochlazováni v průběhu transformace. Dosud ne ní jednoznačně prokázáno, zda tato precipitace způsobuje zvýšení pevnosti [10]. Při ochlazování vyvalkfl nastává v důsledku snížené rozpustnosti uhlíku a dusíku ve feritu vylučování dalSlch precipitétů mikrolegujících prvků. Tvorba shluku (clusters) a koherentních karbonitridfl vyvolává velmi silné vytvrzenl feritické fáze. NejintenzivnejSÍ zpevnění matrice lze pozorovat v oblasti 550 až 650 °C. M e y e r [9] uvádí, že po žíhaní 630 °C/1 h, ná sledujícím bezprostředně po rozpouStšcln žíhání, je možno u oceli a 0,17 % Ti dosáhnout zvýšení meze kluzu až o 400 MFa. Uvedeny popis precipitace vedl k technologickým doporučením při válco vání oikrolegovanych ocelí, která jsou považována za obecně platná [10]: a) nízká teplota doválcováni (pro zachováni jemného austenitického zrna), b) rychlé ochlazení po doválcováni (nukleace velkého množství feritických zrn), c) nízká teplota svinování (omezeni růstu zrna a optimalizace precipitace). too 0.95 r~ ,-*- aao • a ' 5 ^ 700 750 Tlw [-C3 Obr. 3. Vztah aeti teplotou svinováni a množstvím vázaného titanu ^poloprovozní válcováni v 10 Pro dokrealení obrazu o působení titanu v oceli ae sníženým obsahem perlitu jame výsledky uvedené v obr. 1 doplnili elektrochemickým stanove ním obsahu vázaného titanu při jednotlivých režimech poloprovozního válco vání. Na obr. 3 je dokumentována závisloat množství vázaného titanu ( vyjád řeného poměrem množství vázaného Ti k celkovému množství titanu v oceliv na teplotě svinovaní pro teploty dovélcovéní 950, 675 a 800 °C. Z obrázku je zřejmé, že intenzita precipitace Ti(CN) roste a klesající teplotou dovélcováni (větší množství poruch při deformaci) a také s rostoucí teplotou svino vání (příznivější kinetické podmínky pro precipitaci') • Údaje Ti v 6 S /** c e ik P1"0 jednotlivé režimy poloprovozního válcování jame na obr. 4 uvedli do relace a odpovídajícími hodnotami meze kluzu. Co tohoto ř. o lTdev 650 - O-POLJOPROVOZNÍ VÁLCOVÁNÍ - 950 *C 675 *C \ 0 \ 600 -C ) * - PROVOZNÍ »LC0V*NÍ X o 550 X X a V \ ÍSO- v^ \ , • 0.M aes 0.95 — Obr. 4. Vztah 6j,t vs. množství vázaného titanu i provozní válcování) Ti 1.00 vái./Tictlk " poloprovozní diagramu jame rovněž vynesli některé typické výsledky stanovení T L S /Ti z provozního válccvání pásu 400 x 6 mm (body oznaCené i ) . Zlákanou závislost je možno popsat přímkou v rámci 1 0 * chyby mířeni;. V práci [lí] vili poměr vázaného titanu k celkovému obsahu titanu jaaa stano /ro normalizačně žíhaná oceli s razným sbaehem Ti. Zjistili jame, ža tonuto tepelnému zpracováni od povídají hodnoty ' Š , , ^ , ^ ^ rovné 0,96 až 0,9ti. Použitím diagramu na obr.4 II jsae pro tyto hodnoty poměru Tiyiaîcen. získali předpokládané údaje me ze kluzu pro normalizačně žíhaný stav (^ ~ 420 MPs). Při použití obvyk lého režimu normalizačního žíhaní 860 °C/1 h/vzduch jsme jro sledovanou ocel obdrželi hodnoty meze kluzu v rozmezí 412 až 443 HFa, což je ve velmi dobrém aouladu a hodnotou Gv+t určenou ze 2évislosti na obr. 4* Z uvedených výsledku je zřejmé, že rozhodujícím faktorem pro použiti titanové konstrukční oceli ve atavu po doválcovánl je kontrola precipltace Ti(CN). Pro provozní válcováni v podmínkách pásové tratě NHKG přichází v úvahu pouze regulace teploty svinování. S rostoucí ^ a . lineárně klesá množství titanu rozpuštěného v tuhém roztoku, čímž se snižuje pravděpodob nost vylučováni koherentních precipitétů. Výsledkem je sice ocel, v níž se využívá precipitacniho zpevnění v menši míre, tento materiál však má relativně vysál odolnost proti křehkému lomu* Ze zkuáenosti získaných při válcováni oceli ae sníženým obBahem per li tu mikrolegovaué titanem vyplývá, l" je nutno alespoň pro ocel a Ti po někud opravit obecná technologická doporučeni uvedená v práci [lo]. Ochla zování na nízké svinovací teploty po doválcovánl je možno aplikovat pouzí u ocelí a vanadem a niobem. Vzhledem k tomu. že titan vyvolává pouze malé zjeoněnl zrna, je nutno s ohledem na vysoké zpevněni udržovat teplotu svinováni v oblasti 700 až 750 C. Tímto postupem se u ocelí a li vlastně co nejvíce přibližujeme podmínkám normalizačního žíháni. Poznatky o nut nosti nízké teploty doválcovánl uvedené v [lo] byly výsledky naál práce potvrzeny. Závěr V práci byl sledován vliv podmínek doválcovánl v poloprovozním i pro vozním měřítku na pevnostní hodnoty a odolnost proti křehkému lomu oceli se sníženým obsahem perlitu (c = 0,078 %, Hn = 1,70 % ) , mikrolegované 0,123 * Ti. E fekt zpevněni v důsledku precipitace byl sledován zejména v širokém rozmezí svinovací teploty (550 až 815 °c). Bylo zjištěno, že mezi 61, (odpovídající rOzné teplotě doválcovánl a různé T B T Í „ ) e množstvím vá zaného titanu existuje lineární závislost. Předložené výsledky naznačují, že pro dosaženi optimální kombinace pevnosti a odolnosti proti křehkému loau je nutno u oceli a Ti používat vysokých teplot svinování (700 až 750 °C). Při dodrženi tohoto opatření je možno u oceli se sníženým obsahem per litu mikrolegované titanea dosáhnout s dobrou rezervou hodnot předepsaných pro jakost X 65 dle API. Literatura [ l l D r e v e r n a n n . A . - U u p , K. - M i d d e l d o r f . W . : Stáhl u. Eiaen, 88 / 1 9 6 8 / , o. 931 - 942 ; 2 | C 1 a » a , 1, - B 5 h n , 0 . : Archiv fur Eiaenhúttenrfeaen, 37 / 1 9 6 6 / , e . 57 - 64 [3] T a f f n e r , K . - L a n g e n a c h i e d , G . D r e v e r m a n a , A.: Symposiu* Low Alloy High Strengt Steela, Núrnberg 1970, a. 99 - 106 [ í j o r a s s h o f f , H.W. - R a d - Z i e h ffl , H.: Stáhl u. Eiaen, [ 5 ] * i e h n e r , A.L. - B o a c h aiua l i i c r o a l l o y i n g 75 p Washington t k e . D . S c h r e l b e r . D . 91 / l 9 7 1 / , a. 1487 - 1497 , H.A. - M o r g a n , R.P.: Sympo1975, Seaeion 2 A , a. 33 - 40 [ 6 ] L a n g , C. - H y e p e c k y . L . 31 / 1 9 7 6 / , a. 271 - 277 K u d l a , J . : Hutnické l i s t y , []] I j a p 1 c k } , l, - L a n g , C K u d l a , J . : Závěrečné zpráv* oborového výzkumného úkolu X-214-72/444.1.8 "Průzkum a ověřeni n o vých t e c h n o l o g i i u pásů - výroba o c e l i a vyěSi mezí kluzu", VZÚ NHKO, 1976 [ e ] M e y e r , L. - H e i a t e r k a n p , F . S t r a e a b u r g e r , C : Symposium Low Alloy High Strengt S t e e l a , Núrnberg 1970, a. 9 - 1 6 [9] U e y e r . L . J a c k e l , 0 . / 1 9 7 2 / , a. 823 [lO] K o r c h y n s k Strength S t e e l a , B ú h l e r , - J y í e r , 832 y , H . - S t Núrnberg 1970, H.E. H i e o t e r k a m p . F . F.L.: Archiv fur Eiaenhuttenweaen, 43 u a r t , H. s Symposiím Low Alloy High a. 17 - 28 [ll] I a n g , C . - H y e p e c k y . L . K u d l a , J . : Závěrečná zprávě podnikového výzkumného úkolu P-203-3/353 "Vývoj o c e l i X 56 a X 60 pro olejovodné bezeSvé trubky v podmínkách NHKO", VZÚ NHKO, 1974 Prof. Tnfl. Milwn S 3 *» £ á r , CSc. - I n £ . Blaže.) 5 t e f B n , C^c. lne;, / n t o n í n Š e v č í k - I n g . fudovit P a r i 1 á k , CSSR ŽTFUKTtŽRNE^ftSPEKTY/ KHi-.HKOLOttOVfCH VLASTNOSTÍ ZVARITKLNÝCH VYSOKOPEVttfCH OCELÍ Jedným z r o z h o d u j í c í c h k r i t e r i í pre praktici*! a p l i k á c i u ocelí aú ich pevnostné a krehkolomové viae . o s t i vyjádřené makroskopickými c h a r a k t e r i s t i k a m i , k t o r é sú však kotiti olovené mikroStrukturnym a subátruktdrnym at 1. Medza aklzu konštrukSných zvaritel'nych o c e l i T s t i č a s n o s t i je f y z i k á l n o m e t a l u r g i c k á p o d s t a t a medze aklzu podrobná r o z o b r a t á [ l j . Za základný pozná tok pokládáme u d i t í v n o a ť n a a l e d u j ú c i c b príspevkov spevnenia na medzu a k l z u . Sú t o menovite: - prispevok prispevok prispevok prispevok prispevok prlapevok prispevok P a i r l a o v h o - Nsbarrovho n a p a t i a CL™, spevnenia vpJLyvom v e l k o s t i zrna 5™, apevner.ia vplyvom aubzrna tfSZi s u b a t i t u č n é h o apevněni a ( L , i n t e r a c i c i á l n e h o spevnenia O.j., spevnenia z p ř í t o m n o s t i p e r l i t u 6L- a p r e c i p i t a č n é h o spevnenia €L. Príapevok spevnenia C a CTSZ a prispevok dielokačnéiio apevnenia 6"D n i e aú a p r a v i d l a a d i t l v n « , a l e v n i e k t o r ý e h prípadoch aú zaměnital'ne [ 2 j . Na základe uvedeného mflžeme medzu aklzu mikrolegovaných z v a r i t e r n ý c h o c e l i a l t e r n a t i v n ě v y p o č í t a ť pomocou dvoch n s s l e d u j ú c i c h r o v n i c : °02 = ^ N * 5 S + ff IN °02 = ^ N * 6 S * 6 IN + 6 PR * ^ t S * 6D P»*5p'6S* ( i ; f f SZ <-2 > 14 2. Krehkolocové vlastnosti oceli Posudzovanie krehkolomových vlastnosti oceli sa v sucasnosti opiera o tri základné koncepcie [.3], a to: - koncepciu tranzitnej teploty, - koncepciu mechaniky lomu a - integrovánu koncepciu. Z hradiska Studia a poznania Struktúrnej zákonitosti procesov pri po puzovaní má velký vyznám skúSka vrubovej húževnatosti, o výsledky ktorej sa budeme opierať pri našom rozbore. Otázka vzťahu strukturných parametrov a tranzitnej teploty je velmi závažná a třeba jej venovať vellcú pozornosť. 2.1 Polyedrické Struktury Vplyv jednotlivých príspevkov spevnenia (jednotlivých strukturných parametrov), ktoré vystupuji! vo vzťahu pre medzu sklzu ako aditivně veli činy, na hodnoty tranzitnej teploty nie je v plnej Sírke teoreticky roz pracovaný. P e t c h [4J vo svojich úvahách při vyjádření tranzitnej tep loty T k vychádza z dislokacného modelu Sírenia trhliny a z podmienky rov nosti aedze sklzu a lomového napatia. Z hl'adiska vplyvu Strukturných para metrov na eplnenie tejto podmienky sa opiera o veličinu trecieho napatia, ktoré je vyjádřené vzťahom C - ( - ^ - ý • *-1/2 o) kde G je modul pružnosti v Smyku, q - charakterizuje apdaob namshania, k - konstanta vyjádrujúca bariérový učinok hranic proti pohybu dislokácii, Y - měrná povrchovoplastická energia, d - verkosť zrna. Táto hodnota trecieho napatia v sebe zahrnuje aditivně zložku tepelné závislú 6 a tepelné nezávislú 6 . V teplotně závislej zložke vystupujú 6p„, (L„. Vtepelne nezávislej zložke sii to predovSetkym Cíp, ÉL_ a C„. Při rozbore tranzitnej teploty zvaritďnych vysokopevnych oceli nemožno prakticky prijať ani jeden z pristupov uvedených v [4], t.j. nemožno za nedbat hodnotu 6* a aproximáciu teplotnej závislosti 6* lineáruou funkciou ve vyskytujúcom sa rozsahu Tfc považujeme za nedostatočne presnú. Tym sa rieSenie tranzitnej teploty do istej miery komplikuje. NavySe jednotlivé 15 aditivně vyatupujd.ce příspěvky spcvnenia na medzu sklzu možu rdznym epoaobo» vplovat na hodnotu lonovébo napUtia. Na základe dSkladnéj analýzy [5] ame navrhli a odvodili vzťah pre tranzitní! teplotu, vychádzajdci z povodnej Petchovej formulaeie, v tvare \ = f Co. i. *y> /*. a . Cpj,, ffs) + + _ L . f (A-)_ JL. fna-1/2 (O kde A je středná plošná medzičasticová vzdialenoslf [fiJ* KB základe tejto rovnice a našich experimeatálnych výsledkov získa ných na dvoch konstrukčních zvariterných oceliach bola získaná rovnica tranzitněj teploty: T 3 5 = 296 - 111 . (n d" 1/2 • 39,* • 10* . A - 2 (5) Grafické vyjadrenie tejto rovnice vo forme nomogranu uvédzame na obr.l. Této rovnica s iatým rozptylom platí pre nasledujtice rosmedzia chemického zloienie nlzkouhlíkových a aikrolegovaných ocelí upokojených hlinlkoa: 0,07 až 0,10 * C, 0,30 ai 0,70 % Kn, do 0,10 % Si, pri běžných obaahoch mikrolegiir, fosforu n síry. Salšími predpokladni platnosti sú: aedza sklzu a tranzitní teplota je neraná v pozdížnom amera, material nie je postihnu tý interkryitaličkou krehkostou, uhlík je vylíčený vo forme jemnolamelexneho perlitu alebo jemných dtvarov Strukturné volného cementitu. DAležitou podmienkou platnosti je polyadrická Struktura ocele, ktorú možno charakte rizovat střednou velleosťou zrna* Ako vsak vyplývá z rovnice £4], krehkolomove vlastnosti od kontrolovaná nielen velleosťou zrna a precipitačným spevnením, ala aj dalšími paxametrani, ktoré pri Specifických podmienkach možu výrazné ovplyvfiovať polohu tranzitnej teploty. PredovSetkým je to vplyv obsahu uhlíka a faray jeho vylučenia z tuhého roztoku. Možno povedať, že perlit ako teplotně nezávislá zložka apevnenio bude podobné ovplyvnovať tranzitnú teplotu ako diaperzné spernenie. Navyie r práci [?J sne jednoznačné preukázali iniciačný účinok naeívnych častíc Strukturné volného cementitu na Stiepne poruSenie nlzkouhllkových ocelí, a týa aj na ich výrazné krehnutie. Fra levantifikáciu vplyvu obsahu uhlíka nie sú doposial* doatatoSué podklady, ale o jeho vý raznou vplyve na krehkoloaové vlastnosti svědčí vývoj konstrukčních ocelí, který preehádaa od feritickoperlitickýich ocelí cez ocele a redukovaným obsanoa perlitu až po bezperlitové ocele. V oceliach ako čaatice aekundárnej fázy výstupujú aj vtruaeniny, kto ré často radikálně znižuju húževn&tosť ocelí, najma v směre prieSnom a nor- 16 aálovoa vzhl'adoa na aaar a rovinu válcováni*. Anizotropná pSaobeaia vtrdaanín při jednoaaarna válcovaných oc«liach aae rocobrali v práci [8]. S>[MR.I Obr. 1. Závialoat tranxitnaj taploty od (L, /t a valtoati irna * Obr. 2. Nuklaáci* itiepeni* hrubou Caaticou Ti.CjS, (*v. 600x) * Pokial vtrdaaniny nanuklauju Sticpne aachanizay porušováni*, poaobia pradovietkya xnizovania hdzavnatoati v traaiitnaj a nadtranxiinaj vatva prechodovaj křivky. V niaktorých prípadoch vaak vtrdaaniny. aOžu nuklaovat atlepne aecbanixay porueovania, eia aa vyraxna xvysuju vlatky tranzitnd teploty. Ma obr. 2 uvádxaae fraktografickd anlaku dokuaentujucu nuklaáciu ttiapania caaticou Ti.CjS, v nfxkouhlíkovaj ecali aikrolegovanaj titanoa. To au hlavní dívodv, preco při vývoji aoderaych vyaokopovnych xv*rit*Xnych oceli aa xáaidne xnituja aotnoaf vzniku vtrdaenln eaatou aiaopecnáho odairovanla, rafiinacnya pdsobenía arntatických troeiek, pridávanla kovov vláč ných xaaln a \' napoaladnoa rada vákuovanía ocalí. Balila dSAatitýa faktoroa krehnutia konStrukcnych xvaritelnjch ocalí je atav tuhého roxtoku, kda aa dolexitd úlohu obaah intereticil a procaay atarnutia. aj k«d xvaritaln* vyaokapavné ocala ad apravidla atabilixovena, xa aiektorých polaienok aftxu byt náchylná najna k deforaacno-teraiekaau •tamutíu [9}. Vplyv atarnutia aa krahnutia oceli ja dobra tnáay [loj. Rotaah přednášky nadovoruja diakutovať o dalších strukturných faktoroch, ako ja napr. iatarkryitalická krehnutia [li, 12]. 17 Vidieť teda, že na krehkolomové vlaatnoati vplyva celí rad Strukturnyeb paranatrov niakedy interakčně pSaobiacich. Preto je Važké najat koaplexny kvantitativný vztah Strukturných parametrov a tranzitnej teploty. Pri zjednodušeni vplyvu niektorých cinitel'ov a předpoklade ich konštantnoati aa víak ukazuje možnoať kvantitativné opíeat vztah Strukturných paraaetrov, krehkoloBOvyeh vlastnosti a pevnoatnych charakteristik. Na obr. 3 ako příklad uvádzana nomogram zachycujuci vzťah medzi tranzitnou teplo tou, medzou aklzu, varkoatou zrna a príspevkom precipitačného apevnenia. Pri zoatrojovaní noBogramu sme vychédzali z rovnic (l),(2), ( 5 ) . Na ověře ni* jaho platnoati ame do nomograau vynieali namerané hodnoty aedze aklzu a tranzitnej teploty viacerých akumanych typov oceli a označením velkosti zrna v krúžku. ako vidiet, v rámci vymedzenej oblaati platnoati vykazuje velmi dobru zhodu teoretických predpokladov a meranl na reálných materiáloch. Dnea aa úapeíne využívá pri vývoji nových zvaritemych vyaokopevnych oceli vo VSŽ, n.p., Košice. Obr. 3. Závialoat tranzitnej teplo- Obr. *. Závialoat tranzitnej teploty od 6 ^ , Sg • val'koeti zrna od valkoati erektivneao zrna 2.2 Hepolvedrick* Struktury Pri zvyíovani Bedze aklzu zvaritemych vyaokopevnych ocelí nad hladi nu cca 550 HPa [lH z hl'adiaka krehkoloBOvyeh vlaatnoati je nevyhnutné po ulit ocele a nepolyedrickou Strukturnou atavbou, t.j. acikulárny ferit, bainit, martenzit, připadne aorbit. V prácach [14, 153 o a e poukázali na to, 18 že l e d u sklzu tychto átruktiir je kontrolovaní velkoatou subzřn reap, latiek. láalouhlové hranice vSak nie aú dostatočnou bariérou na zaatavenis štiepnych trhlin* dčinnou překážkou šírenia Štiepnych trhlin aú len velkouhlové hranice, ktoré v týchto Strukturách tvoria hranice blokov, alebo hranice povodních auatenitickych zrn. Volno teda konstatovat, že na rozdiel od polyedrickych Struktur, v tomto připadá aú medza aklzu a tranzitní tep lota kontrolované rozdielnymi Strukturnými paramotrani. Metodami Statistické,! fraktografia ame dokázali, že na Štiepnych lomoch nožno určit etrednú velkost Stiepnych faziet, ktorá zodpovedá velkooti srna v ziqyale Petchovej rovnice opisujúcej krehkolonové vlastnosti oce lí a nepolyedrickou Strukturnou stavbou. Na obr. 4 uvédzame namerané závisloati tranzitnej teploty od velTcosti Stiepnych faziet (dp) pre dve rdzne nízkouhlikové ocele typu ]in-Ho-Nbt aprecovanych na Struktury acikulárny fe rit, bainit e aartenzit. Autoři pokládájú za principiálně nožná aj pre nepolyedrické Struktury zostavi? podobny nomogram ako na obr. 1, kde vo funkcii velkosti zrna vystupuje velkoař efektívneho zrna, t.j. vellcosi; Stiep nych faziet reap. Strukturných blokav. Fri jeho zoatavani treba respektovat zéaadné zaeny príapevkov apevnenia na aedzu aklzu a lomové napatie* Podatatne taiíie by bolo zostavit nomogram podobný nonogranu na obr. 3. 3. Závěr V práci je věnovaná pozornost vplyvu Strukturných a subitruktúrnych Taktorov na krehkolonové v l a s t n o s t i zvaritelnych vysokopevných o c e l i . V n e polyedrickych Strukturách je odolnost proti křehkému lonu kontrolovaná vel'kostou zrna v znyale známej Fetchovej rovnice. V nepolyedrickych Struktu rách, ako aú acikulárny f e r i t , bainit a a a r t e n z i t , aú krehkolonové v l a e t noati kontrolované verkoatou t z v . efektlvneho zrna, ktoré aožno atanoviť metodami S t a t i a t i c k e j fraktografie. V práci je kvantitativná zhodnotené precipitacné krehnutie nikiolegovanych o c e l í . Bolo přeukázané, že tranzitná teplota je nepriano úneraa kvadrátu strednej medzičaaticovej v z d i a l e n o a t i . Zhodnotené aú možnosti nonografického vyjadrenia pevnoetnych a krehkolomov^ch vlaatnoati o c e l í v z á v i s l o a t i od velTcosti zrna a príepevku p r e c i p i t a c nébo apevnenia. Literatura Lil F r n k a , T.: Doktorská diztrtainá práca, 1976 [ í ] P r n k a , T.: Arch. Eisen, 1971, 12, a. 919 C3j P a r i l é k , L . - 5 1 e s é r , M.: tfvod k oodernym metódan hodnotenia krehkolonovych v l a s t n o s t í n a t e r i á l o v , Interna správa tíai SAV, Ko s i c e 1973 19 [ 4 ] P • t c 'n , N . J . : lletallgraphic aspects of Fracture, FRACTUHE of Advanced Treatise I , 1968, s . 31 [ 5 ] S t e f a n , B . - P a r i l é k , ! . - L e á k o , A. S l e e t r , t . : Predikcia mechanických a krehkolomových v l a s t n o s t í mikrolegovanych o c e l í vo vztahu k mihroštruktúre a subštruktúre. Zborník "Predikcia mechanických v l a s t n o s t í kovových materiélov na základe strukturných charakteristik", JVT Brno 1977 [ 6 ] P a r i 1 á t , I . - 5 t e '.' a n , B. - L e š k o . A . - 5 1 e s á r , M.: S t a t i s t i c k é vyhr.dnocovanie precipitačných parametrov. Zbor ník: I I . Metalografické syn-pózium, Vysoké Tatry 1976 [ 7 ] S 1 e a é r , M. - 5 t e :.' a n , B. t a l l u r g i e , 12, 1972, s . 931 - 934 [ 8 ] 5 1 e a á r , H. - S t e f a n , M a r e k , P . : Bevue de Mé- B . : Hutnické l i s t y , 3 , 1974 [ 9 ] š l e s á r , M . a k o l . : Závěrečná správa c i a s t k o v e j úlohy I I I - 5 - 1 / 7 , d l e l I I - B , ÚEll SAV, Košice 1975 [lO] S 1 • 1 á r 1 I , • T u l e j a . S . : Kovové materiály I I , 4 , 1964, s . 397-407 [ l i ] O r u d k a , E . : Kandidátská dizertačná práca, HF VST, Košice 1976 [ l 2 ] 5 l a s á r , U . - K a r e l , V. - S t e f a n , lomu a jeho morfologické prejavy. zborník ako [ 5 ] B . : Mechanizmus [13] TBVIÍH č . 1 3 , Zvařitelné vysokopevnostní konstrukční o c e l i s v y š š í mezí kluzu [14] S t e f a n , B. - Š e v č í k , A. - 5 1 e s á r , M.: Možnosti spevnovania konštrukčných zvaritelných ocelí bainitickou a martenzitickou tranaforméciou, Ocelové plechy, č. 3-4, 1976 [15] 3 1 e a é r , II. - Š e v č í k , A. - S t e f a n , B.: Vplyv tepel ného apracovania na struktury a vlastnosti oceli typu Mn-Mo-Nb. Zbor ník: VII. Celostátně dni tepelného apracovania, 1976 20 n p o $ . iip. JleonojibR h a x o p c x x AHAxeft Ji M c , PÍK - Ap. Hxr. riABxra JI m c - ur. 3ABKCHM0CTb KEXAHMUECKMX CBOftCTB bUCOKOnPOMHOft CTAJlH TUHA TI OT CHOPQCTM QXHAHaEHKfl I1PH 3AKAJ1KK 1. BseêHHe H npcqejiu HCCJiejQBftHHft BBHAy HaOJiBAannerocfl ae^HUMTe jjerxpymnnx ajieaeHTOB, oceoeHHe n p o x a BOACTBB nOJiynpCV.yKTB H8 HMaKOJiempOBSHHUX KOHCTpyitqHOHHHJC, QetiHHTHUX CTB- Jieft ABJifleTCH ocoOeHHO BaxHUu Bonpocov ueTSJíJiyprHH. AJIA SToro HeoOxoAX*o CTnpRTejibHoe onpeflejieHne nepaueTpoB x TexHOJiorxMecxxx UHKJIOB npoxsBOACTBa Ha ocHOBe cBejieHMA o KHHeTxxe CTpyxTypmax npeppsmeHHií XBK $yaicmix B p e u e HH, TeunepBTypM H cxopocTH oxjiaxAeHxH. ÍIOUMMO cymecTBOBBHHS KJiaccHiecKoií KOHuenuHH nojryiieHítfl xopotneft yâpsoil BJÍSKOCTÍJ M npo OlIOpM O OpňHH B pafiOTe [s]. AHBJIX8 pesyjIfeTBTOB COflCTBeHHWX KCCJC- AOE5Hxtt ^ 1 4 ] H TeopeTHMecxxe npeAnocHJiKM [ l 5 - r i e j no 8 BOJI a BT Ha nocTSHOBxy m n o T e s a o T O U , MTO A JI A CTBJIH napitu 14HN|flBCu cymecTByeT onTMHBjíbHHH A K B naaoH cxopocTeJI oxjiaxAeHxa npx aaxajixe, AAH xoTOporo nojiyqsenaa CTpyxTypa npoHBJiaeT xopomyu npOMHocTb x yAapHyi) BasxocTb, T S X B eaxajieHHv •> c o CTOHHKĚÍ KBK x nocJie TepwtttecKoro yjtyvmenita• HccJieAOBSHHH npoBeAeHy AJIH CTSJIX Ticne T I (wapiea 14HNMBCu), c npmue- HeHHey A JIH SBKBAKH HOAeJibHofl ycTBHOBXx, noaBOAHBmeň xonxpoBBTb AeftcTBxTeJibHuň npouecc BSKBJIKH, npoTexaDowx B eaxaJiouHOii n p e c c e Tuna OnUTU npOBOAHJIXCb Ha JtKCTax TOJIIBRHOK 10 MU, XHHHMeCXOrO flpeBep. COCTSBa [%]• C - 0 , 1 4 ; Mn - 0 , 7 1 ; S i - 0 , 2 4 ; P - 0 , 0 2 6 ; S - 0 , 0 2 1 ; Cu - 0 , 3 3 ; Cr - 0,60; Ni - 0 , 8 0 ; Mo - 0 , 4 ? ; B - 0 , 0 0 3 4 , noABeprwyTHx aycTeHXTxeaaxx npx T e u n « paType 530 °C B TeêHHe I M S C B . BJiKDHxe cxopocTx oxJiaxAeHXX Ba yopÔAOrxn cTpyxTypM xccjieAyeMHx JIXCTOB M cooTBeTCTByomxe &TO«y n e x e HUM ecitxe KCCJieAOBfiJIXCb AJ1H BUOpaHHMX CKOpOCTeH OXJiaXAeRHfl BeuBDT onpeA6JieHH«e TMnM nojiyMaeimx CTpyKTyp. VgQQ_gQQ OQ , CBOŘCTBB KOTOpUU OT- 21 £. PeayjibTflxy QIIUTOB M HX oOcvmemie tí peayJibTflTe npeBpameHxn sycTeHHTa, oxjiaxaaeuoro co CKOPOCTXMH v g n o -500 °C B n P e ^ e , , B x ^ i 4 * ^00 C/cex, ofiHBDyveHO H*jinyne yeTaCTaOxjibnux 4>a8 CO 3HS«IHTe^bH0ÍI pSBHOBMJtHOCTbB MOp(J)OJ!0 THêCKMX XfipfiKTepMCTHK, OCOOeH- HO B npe.iie.sax: - 200 *• 146 °C/cex; oCpneyeTca noôcHaTUil MapTeHCHT c OOJIMHOH n*oTHocTbi> AHCAOKatiHtt x Ďea a$$exTa aBTOornycxa. OTcyTCTBxe nocjie saxa^xx aunejieHMX KapCwiOB CMJJO noTBepxAeito nyTeH peHTreHOBcxoro $880Boro auajixaa; - 984-80 °C/cex; mieeTCfl crpyxrypa nojiocMa*roro napTeHCHTa c 3 2) C HBGOJIbmHU KOJIXHeCTBOM OCTfiTQMHOrO ayCTCHKTS, paBHHM 2*3 %. PeHTreHOBCKHíf $aeoBHÍ! aH&sxs noxaaajr npHcyTCTBxe ueueHTXTa, x o jixêcTBO KOT oporo pecTeT no uepe yueHmenHH cKOpccTH oxJiaxAeHXJt; ff•:•**£%&•'£% Pxc. 1 . CTpyxTypa oCpaana aaxajienHoro co cxopoČTbB V 8 O 0 _ 5 0 O ° c = 80 o c / c e x . ToHKai ijjojibra Pxc. 2. CTpyxTypa oGpaaqa aaxajiexHoro co cxopocTbD V Q _ n n _ °C * 45 o c / c e x . T O H M S " 5 0 0 (jxDJbra 35*25 C/cex; ofiHapyxeno npxcyTCTBxe B CTpyxType HXXHero x BepxHero CeftHXTB, yacaimBJiocb AO 6 % KOJIUMCCTBO ocTSTOMHoro aycTexxTň; 15 C/cex; oGnapyxeao npxcyTCTBxe OeitHHTHoro $eppxTa co cpaBHHTCJbHOlt TuoTBocTbn flxcjOKsuxx x yAixHextrnx KPpCxâx, paawemaimuixcx rJiaBHHu 06paaou HA rpaxxtiHux nosepxHOCTXx nojioc. Ko/iimecTBO ocTaTovnoro aycTexxTa paBHflJIOCb 7 %\ 22 - 9,5+1,4 C/CCK; noJsyqeH eepmiCTUft OCUHHT C BUcvynaraiMUH cpaBHMTeJibHo lacTO no JI JÍME aycTeHDT-yapTeHcxT (pne. 3 ) . KojiimecTBO ocTaro^Horo aycTeHHT8 yBBJltmKJtOCb RO 10,5 %. IlocJie OTnycxa npx p - 18,26 (640 °C/lqac) oGxapyxeHO, VTO B npouecce OTnycxa nponexoAXT eôpoBJíeHMe OCHOBN nyTex noJtxroHKBaiiRH AxcjoxanxR, 06paaoBBRRe íieJixoAitcnepoHiix BimeJieHHÍS Txna HC, a raute npoiieccu c$epoxAxaau,uu M Koary^HURK K&PGKAOB. OOHapyxeHO HajixMHe Heunorxx BnpoAwnei pexpHCTajijXBamm (páč. 4 ) . PeHTreHOBCxxfl $a80BUtt aH&nxa noxaaaji npneyrcTBae xapOaAOB Tina FftgC, (IfoV jC H cseAOBtte xoJiHMecTBa UgaCg* O p y x T y p a oOpaaqa s s z a j e H - HOrO CO CKOpOCTbD V'800-600 Q "rV,.,, C/eex. TOHIBS $ojbra Pxc. 4. CTpyxTjrpa oopasna noci* t a XM«E CO CKODOCTbB XiaU* "*" V 800-600 °C = 45 "C/cex OTnycxa npx p = 18 ,£6 (640 ° C / l n a c ) . Toxxax (fro JI bra Xo.n KsueneHal npoqHOCTRUx CBOÍCTB X ysapHot BRBKOCTX a Taxxe T«MneparypH nepexoxa B xpynxoe cocToxmie T__ s 0 « B $yHKi«K cxopoCTX oxjiauexxa npx aaxajxe, npnBe.xeH Ha pxc. 5 x 6 . AaaxxB no-HyqeHHxx pesyjibTaTOB omiTOB noxaaaj, qro xaueHeaxjt xexaHKiecxxx CBO&CTB onpexe.M»Tea nopifrojiorxea crpyxTypu nocte aaxaxxx. npxcyTCTBxe onTauaxbaax aexaRaqecxxx CBOICTB CBXBBHO c ua4x 23 CTBKe TBepJIOI'C pnCTBOpn. V^MTHRnH OÓpRttOBnHHf; D e / H H T R H WBpTeHCHTB B WaJIO- yrJiepo^HCTHx H HHaKCJierKpoBfíHhtfx CTBJISX MOUCHO npHHRTi., MTO uopfyOJiotyinii n o Jicc (feppHTa čbiBser vame TSKOÍJ i e , onpt,nejineuoft or.nnu wa BOauo»HtJx BnpMBHTOB H a n p e B J i e H M H pOCTR ^111^ t) 1 1.5 (X / l - T O O T . 2 CKOPOCTb PHC . D. BjIKilHHe B CBOB O M e p e A b , 4 5 6 7 8 9 Xi2 3 OXJWKAEHMfl CKOpOCTH |5 V ^ g * ^ OXJIfiZt,2eHHíI HB 2 ^ BCJIHMHHB HOJIOC 3 t "C/CEK 3 npOMHOCTHhie CROiíCTBFi CTOJIK 14HNMBCu (JeppMTfl w x a p a x r e p suêjieHKfi KipĎJíJjoB n3MenHKTcfl cooTeeTCTseHHO HSMeHeKHRu CKOPOCTH oxJiajmeKHS, T . e . cor-incHO npe.ne.ny TewnepftTyp, B KOTOpou npOHexoAHT npeBp8tue':iie. Ho u e p e y ^ J i u r e m i a CKOPOCTH cxjiaKAeHHH ToJnnHHa noJioo OeíiHHTHoro ipeppnTa nocTOSHHO yueHiiifleTCH, a wopifoJiorMa suêJieHHií ueiieHTHTB KSMeHfleTCS CKP.MKOoOpasHo. fiepexon OT cTpyKTypu p.epxHero GeRHHTa K cMemaHHoft CTpyKType Hiixwerc CeiÍHHTa H uapTeHCKTň a B T o o r n y c K i BeaeT K HenocTOstHHony HSMeHeHHr ynpo»nHeHMfi CTS.IH 14KNKBCU, onwcaHHOuy n e p e x o ^ o y KpwBOft 1 B KpMByn Z Ha p w c . V. CntiTarT, MVO yuepenHHÍí npwpocT ynpoqHeHKfl, OTBe*iai>mniiKPMBOR 2 , asBHCMT OT M3MeJihqeHitfl no.ioc GeíítiiiTíioro í e p p H r a H juicnepcMH p a B HOMepHO pacnpeaejteHHbiX <JACTHU umeKTaTR B HiiKHew 6efin«Te H BBTOOTnyraeHHOM napTeHCHTe. .uBJibHeiiiL'Mii ChiCTpHft p o c r t y r p o u H e H n a CTAJIM (KPHBBH 3 / p H c . V) CERSBH c POCTOM Hfi-THMMH v^reucnTP. B CTpyKType Sea aifiiJieKTB SBTOOTnycita, a TBKKe c pocTOM nojioc c Co.ibnoi* CKopocTtr micjiOKimm . CKOPOCTH oxAP-wmeuhR B npejteJiax £ , 5 + 1 , 4 °C/CCK conyTCTDOBSJio yiteHineHne yuapHoK BABKOCTH H y B e •íHteHne reMnepaTypM pepexoji.R B xpynKoe cccTOiiHrte. J T H naiieKeHHH flBJiaioTCfl 24 Q-nOCflE 3AKAJ1KH CKWOCTb OXJlAXAEHMfl V M ^ U . , [-CICEK1 Fxc. 6. BáxxHxe cxopocTX oxJiaxneHxx Ba ysapsys BfiBitoCifc x Texneparypy nepexona B xpymcoe COCTOBBIB ,a.jrn CTSJIX 14HN1£BCU cjieACTBKeK «op(iojorxx erpyxTyp oxnyexa sepBOBxaBoro OeRHRTa. OOHapyxeH pocT oCieHBOl flo^x KepSxAOB B CTpyKType. Kpoue f o r o , BTM CTpyx-rypx xapaxTepxaOBaxxcfe HepsBBOvepBBH paBxemeHxex Biuejeaxi xapSxAOB npx OflHOBpexeHaolt HepaBxoiíepBocTx KX BejixixHH. Ms npxBeaeHHMx ABBHUX ojeayeT (pxc. 5 x 6 ) , qTO nocxe OTnycxa npx p = 18,£6 (640 °C/lnac) npowocTnis cíotcraa, yjapHSfl BBBKOcTb x cxxOHBOCTb CTOjix x xpynxoiiy xaJiouy BUXDTCX ifyHxuxel cxopocTX oxjiaueBxx JIMCTOB npx aaxaxxe. 3 . BWBOflM 1. OnTX>iaxj.B»e uexaaxqecxxe CBOXCTBB XXCTOB xa craxa UHNUBCu o6een«qxBaeT aaxaxxa oo cxopocxbn oxiaweHxx B npeaexax 30*80 °C/cex. 2 . CreneBi ynpoqBeHX* csaix 14HNMBCU npx aaxaaxe BBBKCXT OT cxopocTX oxxaxAeHxa m xapaxTepa cTpyxrypu. 25 1500 x - nOCflE 1400 o- 3AKAJ1KK OTtlVCK WC/IHAC 1300 1200- i" t 1000 ě „ M» M» + M M 900 aoo 700 ixl_ «oo 500 600 700 900 9fl0 Jd= 03! @ =011 85000) 150 *C' C EK lOnO 1100 1300 1300 1400 1500 1600 1700 1000 nPOHHOCTb CMPaJ P x c . ?• BjfBflHHe CTpyKTypH n e XOM ynpo^neHHa CTBJIH 14HNMBCU BB - BepxHHlt 6eňHBT ( BH - HHXHHH GeltHHT, H. - « a p TeHCKT anTOOTnycKa, M * HapTeHCXT 6ea atJêKTa S B TOOTnycra 3 . OnTRHaxbHyD coooxymiocTb npOMHOCTM H ynapHOit BHaxocTH CTBJIH noca tlepexofl OT cTpyxTypu Bepxnero eettnxTa H c u e c u ctpyícTyp uxaHero 6 e í t - BRTS x uapTeHCRTa aBTOOTnycxa BeaeT x HeiMaBKOuy xaueHeitXD ynpouHemifl CTBJIM 14HNME."-a. E>. yseJixqeHxe B crpyxType c r a a x AOJIM iiapreHcxTa 6ea atJxJexTA 8 B T O O T nycxa HJW Bepxnero OelnxTa BeaeT x yueHmeHKC yjtapHOfi BHBKOCTX H yBeJixqeHhD TennepaTypK nopexoâ B xpynttoe eocTOHHtte. JIxTepaTypa [ l ] r J i A i T e i H , JI. H. - J i R T B H H e H X O , 4 « A HBfl CTpOMTeJlbRaX CTMb", 1Í0CKB8 1972 "BMcotonpoti- 26 [ 2 ] S B e i c h , O. P. 1972, CTP. 1043 - L e s 1 i e , W. C. - Metallur. Trane. 3 , 5, [ 3 ] O h n o r i , T. - O h t a n i . H . Jap. 12, 2, 1972, CTP. 146 i inni - Trana. Iron S t e e l - I n a t . [4]Ohmori,Y. - O h t a n i . H . - I n s t . Jap. 11, 4 , 1971, crp. 250 i inni [5] O h t a n i . H . - T e r a e a k i . F . Jap. 12, 2 , 1972, crp. 118 i inni [6] K u n i t a k e , T . - T e r e e a k i . F . S t e e l , 12, 1972, Crp. 647 [j] - Trans. Iron S t e e l - Iron Steal I n s t . i inni - Iron a K u n i t a k e . T . - T e r e a a k i . F . i inni - Toward Improved D u c t i l i t y and Toughness - Kyoto International Conference Hall, Climax Molybdenum, Japan, 1971| CTp. 83 [8] O h m o r i . Y . 11, 1974, CTP. 357 O h t a n i . H . [ 9 ] T e r e s a k i , F. [lo] T u r k a l o . A . - H. i inni - Metal. Science 8 , Acta Metallur. 15, 1967, crp. 1057 - Trans. Metali. Soc. AIMS, 218, 1960, o T p. 218 [ll] M a t s u d a . S . - I n o u e . T . - O g a s a w a r a , M . Trana. Jap. Inat. Metala. 9 , 1968, CTP. 373 - [12] P i c k e r i n g , F. B. - Symposium transformation and Hardenab i l i t y i n S t e e l s , Climax Molybdenum, 1967, c»p. 109 [13] 1 i 1 , ! . I . - [14] L i s , J . Praca doktorská, Politechnika Czeetochowaka 1976 - Trans. Jap. Inat. [15] M a c i e j n y . A . 1968, CTP. - totals. 62, 55, 1969 Zesz. Nauk. P. S I . Mech. z . 35. Qliwice 1 [l6] H o n e y c o m b s , R. W. - Climax Molybdenum Company Publication, 1974 [17] I r v i n e , K. J . - P i e k e r i n g . F . InBt. 187, 12, 1957, CTP. 292 B. - I . Iron S t e e l 27 ^ р - И н г . Ядвига Л и с , Л и с » Проф. Д р , Л е о п о л ь д Е з и ч р г - к и . И и г . Андж^й Р1В ВЛИЯНИЕ УГЛЕРОДНОГО ЭКВИВАЛЕНТА V. ПАРАМЕТРА ОТПУСКА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ БЬЙШ.ТНЫЛ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ 1. Предмет исследований Общая тенденция в развитии производства высокопрочных сталей сводит ся к получению металла с наиболее намельченной структурой, при минимальном легирований. Теоретическими и экспериментальными исследованиями в ряде стран установлено, что наиболее перспективными для ивготовления сварных конструкции являются термически улучшаемые, высокопрочные, малоуглеро дистые стали с мартенситной и бейнитной структурой. 3 работах [1-2] и собственными исследованиями стали типа Т1 [з] опре делен оптимальный диапааон скоростей охлаждения при закалке, обеспечиваю щий получение хорошей ударной вязкости и пластичности термически улучшае мого листа при сохранений высоких прочностных свойств. Поскольку морфоло гия и механические свойства обсуждаемых структур находятся в зависимости от многих и разнообразных факторов, особенно важным был выбор соответству ющих критериев сравнения, независимо от принятого оптимального диапазона скоростей охлаждения ^ 0 0 - 5 0 0 °С» находящегося в пределах 30-гвО °С/сек. Для обеспечения постоянного уровня прочностных свойств листов из стали 14НИМБСи(Т1) использован критерии углеродного эквивялентп и параметра от пуска. Предметом исследований были листы толщиной в 30 мм, химический состав которых приведен в табл. 1, полученные из плавок с углеродным эквивплентом в пределах 0,52 по 0,62 %. Анализировалось влияние пдр»метре отпускя "р" на уровень механических свойств листов, закаливаемых с постоянной скоростью охлаждения V 8 0 0 _ 5 0 0 о с = 45 С/сек. Гак как для стяли типя ТТ применяемые температуры отпуска находятся в пределах 600Ч-70С °С, исследовалась область переменности условии отпуска, описываемая параметром "р" и приведенная на рис. 1. 2. Результаты исследовпний и их обсуждение Ухследуемые листк, после яустенитиэчиии при температуре ^30 °С и з а калки со скоростью охл°т.денця 45 °С/сек имели смешпнную структуру, <р СМ 1Л. ^, чэ 1Г\ 1Г. со 1ГЧ а О о о" о^ о" о «ч ы * о о о еч о 00 8 о о о о о о & 8 о о о о о о гН 1Г\ 1- о ^ о • * • * • 1Л 00 1ГЧ сГ о о о 9 О а о ш 8 со ю В о о о 1-1 о ел Оч ч* 8 о о о *3 \о о со • * о «*п о да см о" (П СУ п о Г""» (П о о <п н т о о н ГЯ 00 СМ (Л ГО о о о о о о о гп 40 Оч N о о см о о см о о см о о п о о н чв- см о |Н Ш > О я 01 о о г*1 о н 8 о О -н й О + а Ь ч л о а о 3 X со л о. 05 о о Рч •н V) 3 о »-1 о о су п о о * • ^ о СМ СП СУ о о 41 41 ОЧ 1Г> о н го (74 о \о о со о о ГП • * * * • г- о о., ов „ о ок << ш ш «=г и *- • X а • 5 *• о & 29 ТЕМПЕРАТУР* С"С] р.Т(20«1овО«КР 1. Условия отпуска время-тем пература, выраженные пара метром Голломона-Джоффе ?л*с 2. Структура образца бакалейного до скоростью У 8 Й Й . 5 М о с = 45 С/сек. Тонкая фольга составленную мартенситом автоотпуска и нижним бейнитом (рис. 2 ) . С по мощью рентгеновского фааового аналива найдено присутствие в этой структуре цементита и остаточного аустенита в количестве около 3 %. Исследуя структуры образующееся в результате отпуска в пределах пара метра р = 17,66 -г 19,92 найдено, что во время отпуска протекают параллель но процессы адоровления основы, путем полигонивации дислокации и выделений, в также процессы сфероидивации и коагуляции карбидов. Эффехты отпуска структуры типа беЯннт-мартенскт увеличивались по мере роста величины па раметра "р". Для иллюстрации процессов, протекающих при отпуске, приведе ны характерные микроснимки структур, полученные после отпуска с параметра ми р = 18,46 и р = 19,34. В ревультате отпуска при р = 18,46 получена структуре с сохраненным полосчатым строением, с частично коагулированными выделениями карбидов внутри полос (рис. 3 ) . Обнаружено тоже присутствие областей содержащих большие шаровидные, карбидные выделения, размещающееся, главннм обрааом, по границам полос мартенсита и бывшего верна аустенита. Рентгеновским аналивом найдено содержание большего количества Ре^С и очень незначительнмх После отпуска при р = 19,34 в структуре наблюдался далеко рвввитый процесс полигонивации и большая частота нахождения верен рекристаллиаации с относительно большими коагулирующими выделениями. Процессу полигонива ции сопутствуют пронесен выделений по линиям дислокации (рис. 4 ) . 30 Обнаруживание выделении с помощью рентгеновского фааового аналиаа позволяет установить присутствие Р*дС, МгдС6 и рост выделения (Ис-У )С. С^ТЯ**». * * <. ' Структура отпуска образца прж р = 18.46 (650 °С/1 час). Тонкая фольг* 4. Структура отпуска образца при р = 19.Э4 (680 °С/2 часа). Тонкая фольга На ряс. 5 - 6 маобракевы результаты исследования влияния суммарного количества легирующих добавок на прочностные свойстве, пластичность и ударную вязкость стали 14Н1ШВСи после ее высокого отпуска в пределах па раметра отпуска р = 17,66 - 19,92, для плавок с углеродным эквивалентом С„ = 0,52 - 0 "» %. Анализ приведенных данных показывает, что прочностные свойства ^ /687 МРа(70кГ/мм 2 ), & 61 « / 7 8 5 МРа(80кГ/мм 2 ), пластичность А 5 (12 % и ударную вявкость при температуре ••20 °С равную ГОГ^/60джсм" ыохно полу- чить изменением параметра отпуска "р" соответственно углеродному эквиваленту С». Эввисжмость условии отпуска исследуемой стали от ее химического со става, с учетом условия получения оптимальных механических свойств ж удар но! вязкости, приведена на рис. 9. Иа этих данных следует, что прж таких же исходных структурах, полученных закалкой, оптимальные параметры отпуска - температуру ж время, нужно определять для соответствующих плавок стели 14НгавСи, исходя иа величины углеродного эквивалента. Так как необходимо получать механические свойства и ударную вявкость согласно стандарту, при менение постоянных параметров отпуска ведчт к более узким пределам химичес кого состава стали, что, в свою очередь, определяет себестоимость сталепла вильного производства. Результаты исследований термически улучшенных лис тов, закаливаемых с оптимальной скоростью охлаждения, приведенные в виде графиков (рже. 5 - 9 ) , повволяют установить изменения условии отпуска с целью получения постоянного уровня прочностных свойств прж переменном аначенжй углеродного эквивалента. Приведенные зависимости являются ценной r x no i - 4 < ' [MPal too f-'^X • i - SS-- ! X. -- tt> I", 90 ¥ X £ 80 4 c; c x^ < & 60 I 50 t ^ v •>» >v \ v \ l ^ rv\K i — . : ^? ^^ v--^ 1.5 19 p = T[20• log! MOT3 PKC.5. H3MEHEHME HOM X MM CKOPOCTbK) BWCHMOCTH nPEArnA IWACTMHHOCTM /1MCT08 T0/UUHU3 CTA/1H |4HNMBCu. 3AKA/*IBAEMblX CO OXflAHAEHMn V j ^ ^ . c .45'CICEK.B 3AOT tUPAMETPA OTflYCKA " » " l« 18.5 19 p=TI20'loq1|.lO'3 PWC 6.H3MEHEHME COOPOTMBJIEHHH PACTRKEHMK) mC'OB TOn11IHHCÍI 30 MM H3 CTAJ1H HHNMBCu. 1AKA J\k«AEMtiX CO CKOPOCTbK) OX/lAXAEHMfl VJOQ.JQQ X =45 XICEK. B 3AEWCHMOCTM OT nAPAME-'PA OinYCKA p' 18 18.5 19 p=T(20*IO9t|»Kr3 PMC.7 U3MEHEHHE YAJTMHEHffl JWICTOB TOlHUMHOřl 30 MM H3 CTA/1H lAHNMBCu. 3AKAJWIBAEMbK 00 CKOPOCTbK) OX/1AXAEHHfl VJO,,. jpo x = 4 5 'C/CEK. B 3ABI*MM0CTW OT tlAFfcMETPA O T I I Y C K A V ' p=T(20'logtI«10J PMC.ft M3MEHEHC YAAPHOÍI 8H3K0C1H /MCTOB T0J1OIHH0Í1 30 MM M3 CTA./IM UHNMBCu, 3AKAJlMBAEMblX CO CKO POabK) 0XJ1AWAEHWR V j u p . j o u . j . ^ s -CICEK.B 3ABMCHMOCTH OT HAPAMETf* OTnYCKA "p •• «KôpKai;5!efl npi: paspaOoTxe npauluiííHHx npouuiD.ieKÛ'. r o yjfytTnpHií.q JIKCTOB na CTBAH uapKr 14HNMBCu. 560 000 620 640 _._ 6B0 7CD710 OTTWCKA CX3 P n e . 9 . 3aBHCniiocTb napaiierpoB o-rnyriíe OT XHMM»teCKOrO C0CTBB6 GTS** Tane TI fljia yciOBMK nojiyqeHHfl nocTOHHHoro BHSMeHKS npeje.sa njiacTHqHOCTH ff = 726 HPB ( 7 4 3. BH BOJÍM ycJTOBHeu nojiyqeHMH onTKKajriHoft coBOKyrmocTK npotřHocTH»*x epn n r"«i, IMBCTUtlHOCTIl H yflSpHOft BflGKOCTH TepUMUeCKH y^yWFe*»*ÍÍÍX JU"C"OB W* (••»"»"i napitu J.4HNMBCU aejiiieTca onpeêJieHKe napaueTpOB OTnyc«a eorraacMo pwq«eHHAH yi.iepOAHOrO 3KBHBSJieHT6 C j , . JlMTepaT.ypa ClJ K u n i t a k e , T. - T e r e s a k i , P . i i n n i *- T^WP-** ^„-n-,,^ D u c t i l i t y and Toufjhnesa, Kyoto I n t e r n a t i o n a l Conference H*»ll. C ^ w * Molybdenum, Japan 1971, p. 83 [ 2 ] 0 h w o r i , Y. - Oh t a n i , ff. - Metni S c i e n c e , ň, 7 °7A. p- 3^7 \Z\ L i a , J . - Ph. D. t h e s i s , Polytechnic of Cz*stochowa 1^76 n.. 3* l o g . Eva M a z a n c o v á - prof. I n g . Karel m a z a n e c , DrSc, CSSR PfifSPEVBT. K HODHOCENÍ FYZPglmg METAJ^H?-[gy/^ ffflUBTP? ZPEVflOVACÍCH PROCESO U MIKROLEOOTAlrfCH KOHSTBUtCwfCH OCELÍ Vlastnosti aikrolegovaných konstrukčních oceli závisí do značné ally na jejich mikrostruktuře, při íeaž zjišťované úroveň dosahovaných aechanicko-aetalurgických parametrů oceli je funkcí chemického eloienl a použitého způsobu výroby, rasp, tepelného (pracovaní. Dosahovaná úroveň aachanicko-aetalurgických vlastnosti je daná chemickým eloženlm, velikosti irna, zpevněním základní matrice, deforaaSnla a disperzním zpevněni*. Vyšších pevnostních vlastnosti lze dosáhnout hlavni zjemněním feritického trna a disperzním zpevněním. Tyto varianty zpevninl jsou aplikovaný nap?. při vý robě plechu při řízeném válcováni, price** je vsak nutno brát v úvahu ná růst tlaků a s tím spojený zvýšený otěr válců při niřiich doválcovaeloh teplotách. Zvýšeni úrovní pevnostních vlastnosti je možno dosáhnout vhodnou přísadou např. niobu nebo vanadu, reap, vyváženou přísadou obou prvků [l až e ] . Z hlediska účinku těchto mikrolegujlclch přísad je vsak v prvá řadě nutno uvažovat jejich vliv na dosahovanou úroveň disperzního zpevněni [?, 6 ] , i když ze stechioaetrického výpočtu vyplývá, se při atajná výhodná přlaadě niobu a vanadu je objemový podlí diaperanlch částic vanadu vylil. Optimálního zvýšeni meze kluzu je možno v prvá řada dosáhnout vhodným spojením zjemněni zrna a disperzního zpevněni, neboť dálil s uváděných zpevňujících parametrů tvoři obvykoe minoritní čáat. Vhodná přlaada aikrolegujlclch prvků je dána nejen základním chemickým slazením oceli, ala i zvolenou technologii tvářeni a kone&nými rozměry hutního výrobku [2, 9, 10]. Spolu a dosahovanou úrovni aeze klusu je důležitá i dosahovaná úroveň houževnatosti, která závisí hlavně na jeanoati feritu, na snížení obsahu perlitu a tav. volného dusíku. Disperzní zpevněni veda nejen ke zvýšení meze kluzu, ale vyvolává i zvýšení přechodová teploty - Tx v teplotní zá vislosti RV ( 2 ) . Podobně lze vyjádřit i vliv zmíněných parametrů aa teplo tu DDT, na charakter teplotní závislosti 01, kritická rozevřeni u kořena vrubu óc atp. Fyzikálně metalurgické parami-try zpevněni přísadami niobu a vanndu Vliv přísady niobu na zvýšení meze kluzu a modifikaci Tx je uveden na obr. l a , b. Uvedené výsledky byly získaný při válcování okolo 1 ÔC °C. 500 1 I 1 1 - x ^r 450 5* I I - 400 /• * I / 350 • 0.12% C x 0.18% C 1 I 300 ' 1 0.02 0 1 0.04 1 006 008 1 0.O Nb[%l Obr. l a . V l i v přísady niobu na hodnoty meze kluzu • 60 x ^r* +40 jfc £j*20 / ±0 - -20 »0.12%C * 0.18%C / < 1 0 0.Q2 1 0.04 f 006 1 OTO 0.08 Nb r%] Cbr. 1b. Vliv pfíaady niobu na teplotu Tx 36 Teplota před posledním průr-hodem ležela •» mnnirtn QňO ai 1 000 °0. Za struk turního rozboru Ty ply nulo, í« velikost řeviTÁdrvch ?,ra nebyla za těchto podmínek modifikována přísadou niobu, ale po jeho ořísadé se anížil obaah feritu a perlitu na úkor zvýšení obsahu baisit.u. Pomocí elektromikroskopickáho rozboru bylo zjištěno, íe na zvýšení meze kluzu sa bude částečně uplat ňovat disperzní zpevnění, i když v této souvislosti je nutno vzít v úvahu i zpevňující účinek zvýšeného obsahu bainitu [4]. Při zvýšených doválcovacích teplotách však nože dojít k úplné rekrystalizaci austenitu při každém průchodu, coi má přímý vliv na zjištěný minoritní vliv zjemnění feritických srn. Přísada niobu vSak sníží teplotu fázové přeneny (zvýšená feritická proelechtitelnoat) a důsledkem toho je zvýšení obsahu bainitu v získané struk tuře. Tento vliv přísady niobu ae zvyšuje Be vzrůstem dovélcovací teploty » je-li výchozí austenitické zrno poměrně hrubá. Na dovélcovací teploty je méně citlivé příaeda vanadu [li, 12]. Vliv vanadu u oceli s 0,15 * C a 1,38 % lín vyplývá za závislostí uvedených na obr. 2a, b. Počáteční teplota válcování byla 1 200 °C a dovélcovací teplo ta byla cca 980 °C. Zvýšený obsah vanadu vouse částečně ovlivnil jemnost feritickych zrn, ale v mikroatruktuře byl zjištěn výskyt tzv. degenerované ho perlitu (ve struktuře bez přísady vanadu bylo okile 20 % perlitu). Na rozdíl od oceli s přísadou niobu nebyl v tonto DČíoadí detekován zvýšený výskyt bainitu a disperzní zpevnění bylo sřejmě T daném případě hlavním zdrojem zpevnění [li, 12J. Zároveň byl studován i vliv obsahu dusíku v roz mezí 0,005 až 0,015 * u oceli n 0,073 % vanadu. Teplota Tx při kritériu 35 J.cm v uváděném rozsahu dusíku se pouze mí^ně měnila. Při kriteriu 60 J.cm" teplota Tx vzrůstala se zvyšujícím obsahem dusíku [6, 11, 12]. Vysií úrovně mechanicko-metalurgických parametrů je možno u daných typů ocelí dosáhnout aplikací ríziného válcování [ 2 , 3 , 13]. 450 T- 400 Q. 350- 300 a. 0 002 0.04 0.06 008 0<) V[%] Obr. 2a. Vliv přísady vanadu na hodnoty meze kluzu 37 •40 1 •20 - ' 1 • kriterium 60J/cm ® kriterium 35J/cm • j r o o >x ±0 / ® řl -40 ® , 0 0.02 1 004 1 _ 005 L 0.08 0.10 V [%1 Obr. 2b. Vliv přísady vanadu na teplotu Tx Ze vzájemného srovnávání zpevňujícího účinku přísady niobu nebo vana du je zřejmé, že účinek přísady niobu na zvýšení meze kluzu je silnější než přísada vanadu [6]. Po přísadě 0,03 % Nb, resp. 0,08 * V je u C - Mn oceli zjiitěn stejný přírůstek meze kluzu (při srovnatelné velikosti feri tu). V prvém případě vzniká asi 0,00033 Nb (OH), v druhém 0,00144 V (ON), což je přibližně pětinásobný obsah než je Nb (CN). Z uvedeného plyne, že Nb (CN) musí být jemnějSí než V (ON). Vyšší meze kluzu u oceli s vanadem lze dosáhnout zvýšením obsahu dusíku, který zjemní vzniklé precipiléty, i když jsou větší než u ocsli s přísadou niobu, při zvyšováni meze kluzu pří sadou niobu nebo užitím vhodné tvářecí technologie je nutno respektovat po žadavky na dodržení úrovně houževnatosti. U ocelí s přísadou vanadu je do sahovaná houževnatost nn požadované úrovni i za vyšších doválcovacích tep lot. Přísada niobu za obdobných podmínek zvyšuje proSlechtitelnost a je-li doválcovací teplota zvýšená a austeniticlcá struktura poměrně hrubozrnná,do chází až k rozpadu austenitu na bainit. Za těchto podmínek úroveň houževna tosti klesá [2]. Snížení obsahu uhlíku vyvolává zvýšení obsahu feritu, sní ženi pravděpodobnosti rozpadu austenitu na bainit a další příznivý účinek na snížení uhlíkového ekvivalentu. Rozbor vybraných přikladu Požadovaných vlastnosti lze dosáhnout aplikací normalizačního řízeného válcování. U prvého typu tepelného zpracování je snahou v prvé řadě řídit velikost austenitického zrna, a tím dosáhnout jemnozrnné feritické struktu ry za daných podmínek fázové přeměny, i když v tomto případě se muže čéateč- 36 ni uplatnit T I Í T disperzního apevninl. V podmínkách řízeného válcováni an al týt úroveň doválcovaeí teploty rolana tak, aby nedošlo k výrazné rakryataliaael auatenitické matrice [2]. Za tichto podalnak zpracováni vzniká po fázové přeměně kromě rozvoje disperzního apevninl [14, 1SJ výrazni ajemni ly ferit. U suilechtiných oceli TanlkA po ukalení bainit nebo nlskouhllkorý aartenzit, coí po popuštěni vede k vzniku rovnoměrné a jeanosrnné atruktury [4, 5, 16]. přísada 0,1 % V způsobuje zjemnění zrna, vyjádřené varietám hodnoty 9,00 na 13,50 aa" 1 ^ 2 , a nárúet hodnoty masa kluau přibližná o 25 * aa eoucaaného příznivého vlivu na hodnoty houževnatosti. Xroaai toho ae uplatňuje i diapersnl apevninl a připadni i zpevněni aákladnl matrice volným dualkea.. Z hlediaka pevnosti a houievnatoati byla jako optimální zjištěna prlaada 0,06 ai 0,10 % vanadu (obr. 3a, b ) . Zeellanébo úSinku diaparanlho apevninl ae dosáhne doetatečnou přlaadou hliníku, který má k dualku vylil afinitu než vanad, takte dojde k vyválenému roadilenl dualku mezi hliníkem a vana dem. Důsledkem je modifikace (avyieal) účinku dieperanlhe apevninl. Zvyil-li ae obaah hliníku na 0,04 » při obsahu 0,1 * V, jeho vliv na pevnoatní vlaatnoati je jil malý a dochází i k alrnáau poklaau aaia kluau. 550 ocel C Mn AI V (AI* 0.015+0.020%; NÔ.OISV.) 500- 300 0.1 d° V [V, 0.3 Obr. 3a. Tliv přlaady vanadu na hodnoty masa kluau u oceli C - Sn - AI - » 39 •10 \ 1 1 1 ocel C Mn AI V |A1«0.015:0020%. N2«0.015%) •0 - x -o -20 -30 J 0 0.05 I 1 0.10 0.15 L 020 025 Q30 v [v.] Obr. 3a. V I Í T přísady vanadu na teplotu u octli C - Mn - AI - V Ti Za aplikovaných podmínek řízeného válcováni je ocel tvářena cca 60S deformaci xa teplot ležících pod cca 900 až 930 °C při závěrečné deformaci 850 až 700 °C [2, 11, 14J. Z provedené bilance zpevni jlclch příspěvků vyply nulo [5, 17], že příspěvek vlivem zjemněni feritického zrna představuje za daných podmlaek přibližná polovinu dosažené zvýšené úrovně meze kluzu a na opak překvapivě slabý je vliv disperzního zpevněni. To je zřejmě způsobeno precipitacl karbidů, reap, karbidonitridu již na počátku válcováni; precipitáty viak v průběhu dalálho tvářeni koagulujl a účinek disperzního zpevně ni je poaěrni malý. Vliv teploty závěrečné deformace u oceli a přísadou nio bu na velikost feritických zrn je patrný z obr. 4 [2]. Foužije-li aeudaného typu oceli přísada niobu a vanadem, při závirtSné deformaci za teploty okolo 750 °C ae nebude výrazněji uplatňovat přísada va nadu, ávjak při závěrečné deformaci například okolo 850 °C bude přlaada va nadu příznivě ovlivňovat dosahované hodnoty meze kluzu, tj. že přlaada vana du vytváří předpoklady po aplikaci vyšších doválcovaclch teplot. Na obr. 5 jsou pro srovnáni uvedeny závislosti dosahované meze kluzu na teplotě doválcovánl u oceli a přísadou niobu, reap, vanadu, při doaaženl příznivé hodno ty houževnatoati jednou z významných variant je anlženl obsahu airy pod 0,06 %, reap, použiti prvků vzácných zemin, které modifikuji vlastnosti airnlkových vměatkA. Kromě toho na dosahovanou úroveň houževnatosti má výrazný vliv velikost závěrečné deformace, reap, délka výdrže před tímto procesem a teplota závěrečné deformace [5, 17]. 4C ocel O.W%C; 1.40%Mn. 0.035%Nb 6 - 700 750 800 850 900 950 Obr. 4. Vliv teploty závěrečné deformace u oceli C - Ito - Nb na velikost feritického zrna 500 475 2 , 450 a.08%v 425 0.035%Nb vzrůst (vznik bninitu) 400 750 850 950 O50 [•cl Obr. 5. Vliv teploty dov&lcovéní na hodnoty meze kluzu u oceli legovaných niobem roep. vanadem *1 Tyto principy platí například pro zpracování plechil do tlouiťky cca 25 ™ , kde je možno užit poměrné jednoduchých typů mikrolegovanych oceli. Při využití řízeného válcováni oceli větši tloušťky je třeba volit komplex něji legované oceli s nízkým uhlíkem. V tomto případě muž* být řízené vál cování spojeno a dodatečným popuštěním. Uvedený typ komplexně legovaných ocelí již představuje přechod k ocelím zuSlechtěným typu an - V - Mo, Un - Cr - V - Ko nebo do oblasti aplikace ocelí s acikulárnlm feritem legova ných například na bázi Mn - Uo - Nb s obsahem manganu okolo 1,8 % [lfl]. Závěr Cílem této práce bylo shrnout základní fyzikálně metalurgické princi py, které ovlivňují dosažení optimální úrovně pevnosti a houževnatosti mik rolegovanych konstrukčních ocelí mikrolegovanych niobem nebo vanadem. V práci však nejsou uvedeny charakteristiky zušlechťovaných ocelí a ocelí s acikulárnlm feritem. 2 rozboru zpevňujících charakteristik vyplynulo, že za uvažovaných podmínek zpracování velmi významným parametrem je zjemněni feritických zrn. Proti původnímu oiekávánl se v menší míře uplatňuje disperzní zpevnění,což souvisí a Statečnou koagulací z austenitu vyloučených precipitátu. Paralel ně jsou hodnoceny podmínky efektivního mikrolegování niobem, resp. vanadem z hlediska optimalizace podmínek doválcování, z něhož vyplynula nižší cit livost ocelí mikrolegovanych vanadem na zvýšení dovélcovací teploty. Pozor nost je věnována i aplikaci komplexního mikrolegování niobem a vanadem. Literatura [l] l l a t r o s o v , J.I - N a s i b o v , A.O. - Q o l i k o v , I.N.: MiTOMi 1974, í . 2 , 27 [2] M o r r i s o n , W.B. - C h a p m a n , J . A . : Controled r o l l i n g ; BSC - Rep., OS - 1 0 7 / 7 5 / 0 , 1975 [ 3 ] H a t r o a o v , J . I . : MiTOM; 1975, í . 12, 2 C*j H y s p e c k á , ! / . - M a z a n e c , K.: Strengthening structural steels by thermomechanical treatment; The microstructure and design of metals and alloys, Cambridge, Inst, of Metala, sv. 1, 1973, 375 £5] M o r r i s o n , W.B. - M i n z , B.: Influence of finishing deformation in ferite range on the properties of C - Mn and C - Mn - Kb steels, [ 6 ] S a g e , A.M. - H a y e s , D.M. E.A.: Met. Technology; 3 , 1976, 293 E a r l y , S.C. - A l m o n d , 4? ? ^ H o r n b o g e n , £ . : P a r t i c l e hardening, The mieroatructure and design of metala and a l l o y s ; Cambridge, I n s t , of Ketals; av. ?, 1973i 108 8^ G r e d a y , I . - L a m b e r i g t s , M . : Aciers de construction métallique a d i s p e r s o i d e s , CM'. - Liége, červen 1972 ) ] I i t t 1 e , J.H. - C h a p m a n , J.A. - M o r r i s o n , W.B. - M i n z , B.: The production of H.S. plate s t e e l s by controlled r o l l i n g ; The microatrueture and design of metals and a l l o y s , Cambridge, I n s t , of Metals, s v . 1, 1973, 80 [10] Y o u n g , CM. - S h e r b y , 0 . 0 . : J I S I , 211, 1973, 640 [ll] S t r a i n , ! . S m i t h , D . I . : The e f f e c t of lín on the mechan. properties and microstructure of some as - r o l l e d V - S t e e l s ; BSC Rep., 0 3 - 318/1B/75/C, 1975 ll2j S a g e , A.M.: Met Technology; 3 , 1976, 65 [13] L i t v i n ě n k o , 931 D.A. - M a t r o s o v , J . I . : S t a l ; 1974, 5. 10, [14] I r v i n e , J . - B a k e r , I . N . : The influence of s o l u t e tempera ture and r o l l i n g schedule on the p r e c i p i t a t i o n of Nb - carbide i n con t r o l l e d r o l l e d Nb - s t e e l s ; 4 Internát, conf. on the s t r a i g h t of metbls and a l l o y s , Nancy, s v . 2 , 1976, 679 [15] S e k o n e . H obtaining f i n e microstructure of Metals, s v . [16] M a l i k , . - M a r i y a n a . T . : Controlled r o l l i n g for and uniform structure i n high strength s t e e l ; The and design of metals and a l l o y s ; Cambridge, I n s t , 1, 1973, 85 L. - L u n d , J . A . : Met. Trans.; 3 , 1972, 1403 [17] M a z a n c o v á . E . - M a z a n e c , K.: Některé fyzikálně meta l u r g i c k é charakteristiky procesů zpevněni mikrolegovanych konstr. o c e l í , Sbor. věd. prací VSB, 1977 bude publikováno [18] C o 1 d r e n , A.P. l y , 14, 1975, 345 M i h e l i c h , J . L . : Canad. Metal. Quarter 43 m g . Pctar Z u n a - Prof. Ing. Dr. Jaroslav P l u h a ř Doe. Ing. Cáral H a c a k - Ing. Jaroslav J a n í k m g . Jiří J a o o T a c , SSSR - ZÁVISLOST STRUyrUHY A HECHANIClrfCH VLASTNOSTÍ SVAfilTELNEOCELI Hn Ho Hb HA PODMÍNKÁCH TVlfiENf ZA TEPLA Význam avařitelných konstrukčních ocelí ae zvýšenou mezí kluzu na ce lte světa rzroatá a také v flSSR je jejich vývoji věnovaná velká pozornost Cl, 2 ] . Tato práce aa zabývá působením vyaokotaplotního precipitátu na kinetiku rekrystelizaca tvářeného austenitu a ovlivněním finálních vlaatností u ocali lln Ho Nb, vyvinuté Výzkumným ústavem hutnictví železa Dobrá [3]. 0 aktuálnosti problému svědil i práce [4]. Experimentální materiál a metodika. Chemická aloženl dvou studovaných taveb oceli je uvedeno v tab. 1. Tabulka 1. Chemická složení studované oceli [*] Tavba C HO Si p S Ni Cu AI A 0,06 1,76 0,31 0,02 0,02 0,06 0,04 0,21 0,01 B 0,04 2,20 0,30 0,02 0,01 0,10 0,05 0,24 0,01 Aa Co Nb 0,02 0,01 0,05 Ho V an A 0,25 0,01 0,01 B 0,26 0,01 Cr 0,07 Z tlustých plechů a = 30 mm ae vypracovala zkušební těleaa (válečky i 8x15 mm a hranoly 30x30x300 * • ) , která se po rotpouatěcím žíhání 30 min na teplotě 1 150, 1 200 a 1 230 °C tvářela při teplotě 900 °C. Válečky aa pěchovaly jedním rázem na bucharu na 60 % výchozí výiky (skutečné deforma ce v dále sladované oblaatí vzorku byla 57 až 63 9 ) , hranoly se redukovaly o 30 reap. 50 % jedním průchodem válci. Bezprostředně po deformaci následo vala výdrž na tvářecí teplotě, odstupňovaná od 0 do 7 200 a. Poté se vzor ky ochlazovaly jednak do solanky, jednak na vzduchu. Stupeň rekrystalizace austenitu se hodnotil metodou popsanou v práci [5] po vyvolání auatenitického zrna [6~\. Ha elektronomikroakopické studium •S4 bylo užito kolodiových replik stínovaných chromém. Zkoušky vrubové houžev natosti se dělaly na tyčích R3 při teplotách 20, 0 a -40 °0. Výsledky a .ie.iich hodnocení výalediy sledované kinetiky rekrystalizace auatenitu v deformovaných válečcích jaou shrnuty do závislostí "rekrystalizovaný podlí í^ - íae" n« obr. 1 a při použiti Avramiho souřadnic na obr* 2. Uvážime-li menší preanost stanovení rekrystalizovaného podílu pro malé a pro vysoké hodnoty X^, mé získané časová závislost na obr. 1 v podstatě sigmoidální charakter (od povídající Avramiho vztahu) . časový posun křivek pro různé rozpouStěcl teploty, patrný zejména pro atřednl hodnoty rekrystalizovaného podílu, lze dát nepochybně do souvislosti s různým nalegovánín, homogenitou a velikostí zrna austenitu L7j. 100 XyM 80 60 (0 20 60 KO3OO|60d 1800 3600 | B 800 450 900 7200 Obr. 1. Závislost rekrystalizovaného podílu 5C po pěchování (60 * ) na izoteraúcké výdrži t při reíryatalizaSni teplota 900 °C (teploty rozpouStěclho žíhání: 1 - 1 230 °0, 2 - 1 200 °C, 3 - 1 150 ° o T Předpokládáme, že po nejnižSí rozpoustěcí teplot* (křivka 3 ) »• uplat ní i vliv koncentrace plastické deformace v okolí nerozpuštěných karbidů, jaký při rekryatalizaci feritu přímo prokázala např. práce [éj a pro pracipitáty v AlligSi slitině nepřímo práce [9]. Přítomnost značného poctu karbi- A ' Obdobný charakter jsme nesli i pro teploty výdrže 850 a 950 °0 při posu nu křivky k delším, resp. ke kratším časům. V eireim rozmezí byl rovněž ověřea vliv velikosti deformace a bylo zjištěno, že charakter závislosti se nemění, větší deformace děje podle očekávání urychluje. 45 dfl po r o z p o u á t e c í m žíhfíní p ř i 1 i 5 o l o t a m i j e v o b r . 3« K v a n t i t a t i v n í C ve .irovnťíni a vy33ími žíhocími rozdíly v karbi-iické f á z i tep po různých t e p l o t á c h r o z p o u S t e c l h o Žílióní j s o u i nepřímým důkazem o d l i š n é h o naltôvrtní eualpnitu. —1— 1-XV »vN as OB 07 0° - 06 •0.5 04 0.3 0.2 ' _ - - " ' ' 0.1 ___,-'"' ' •8.Ó5 V / [104 0.03 —"° OJ02 ' ° D tóJ- tt0Í . 10 . 20 ,a», . . 40 6080120 240 360 780 12X I 3600. 110800 2400 7200 Obr. 2 . Závislost podle obr* 1 v Avramiho souřadnicích v4 - válcované vzorky, rozpouštěci teplsta 1 200 c) 120 r w '80 ^•80 60- 6040 20 0 1200 TpC] 1250 Obr. 3. Poíet častíc korbilú 'V a jfjich průměrná velikost R v závislosti na teplotě rozpouňtěcího žíhání it = 0,5 h ^ Fokud jde o obr. 2, měla by být závislost odpovídající Avramiho vzta hu a konatantníxt kini-tickým expont-iitem n přímková: 46 log ta 1 * logfc• n log t Některá práce Tlak potvrdily, l» při rekryetalitaci je nukleačnl rychlost časově sávielá a plochým maximem [io] I Í I T pokročilých stadiích rekryetalisaea kleaá rychlost migrace hráni* irna [10, ll] • To Toda od určitého X^ k snižováni hodnoty kinetického axponentu n. Vylučováni minoritních fial T účinná diapani běhen rekryatalizace mi sí rovněs pochod spoaalovat. Koagulaci pracipltátu buda vlak brsdlcl T I Í T klesat, raap. aizet. Výsledný tvar kinetické křivky bodá tady sáviaet aa proměnná intensitě brxdlclho efektu precipitujlcl rase. Z těchto hladiaak lca interpretovat křivky na obr. 2. Fc rozpoultScl teplotě 1 ISO °C (křivka 3) rekrystalizuje malý podlí v okolí nerospultlných precipitátu, který byl intenzivněji deformován, velmi sáhy. Teprve později navaluje rakryataliaaea v ostatním objemu vaorkm, která předcháai intensivni precipitaci, projevujíc! aa při výdrii akolo 450 a (vis tab. 2 ) . Tabulka 2. FoSet Šestic Hb 0, H v sávialosti na době výdris po tvářeni při teplota 900 °C (teplota rospcultěclho žíháni 1 150 °c) Doba výdrže w 0 900 7 200 Počet í á e t i c aanilch než 250 na 3 »T [»- J 1,7 * 0,3 . IO 1 1 13,7 l 4,2 . IO 1 1 33,5 í 16,9 . 1 0 U Počet č á a t i c a a n i l c h n e l 50 [nmj na testovaná p l o l e 20 a t 100 800 a l 1 000 650 as 4 500 Vyloučeny precipitát brsdl dálil rekryatalisačnl pochod asi da 3 600 a. Potá ee počet částic do velikosti 50 na sica řádově nemění, precipitát vsak sřajaě v rámci táta třídy hrubne. Začínají se rovní* vytvářet shluky, která jaou v konečná fázi výrazná (obr. 4 ) . Ila misi brodící účinek a sa ver rekryatalisaee ja nebrsděný. předpoklad o strátě brodícího vlivu pra cipltátu růstem v ráaci sledovaná velikoatnl třídy do 50 na podporuje i údaj Jt o s t a r a [12] a dalllch autorů [l3], kteří sjiatili -.•»<-««* účinný rosměr částic 5 na. Pokud jda o křivky 1 a 2, vsniká účinná diaparsa pracipltátu dříve, diky větiímu přesycení austenitu (počátek děja při velmi malých podUeoh X^ nebyl sřajmě zachycen). Růst směrnice tačan obou křivek v dálila čaeo- 47 »*•, úaaktt odpovídá popsanému hrubnutí a shlukováni pracipitátu. 74vřr rnkryatalíxace je opat nebrzděný. Jeho rychlost a prunňh jsou pro viechny t ř i etavy obdobné. Obr. 4 . Výrazné ahluky pracipitácu po izoaatrické výdrži 7 ZOO £> při rekryatalizacnl taplotá 900 C iroxp o u í t i c í teplota 1 150 °C .). v Z»it. 20 31 Kinetické exponenty n jednotlivých ueekú křivek jsou uTedany v tab. 3 • souhlasí • podaným vysvětlením. Tabulka 3. Hodnoty kinetických exponentů n při rekryeulizainl teplotě 900 °C po razných teplotách rozpoultěclho tínáni Teplota rozpouftíciho tibial [°c] 1 150 1 200 1 230 i 2,55 0,71 0,75 Kinetický exponent n v useku ii in 0,05 1,12 1,74 1,86 1,12 1,74 Z mechanických vlaetnostl aohla být u pěchovaných vzorků sledována jen tvrdost vzorků saehlazených po dané výdrži do eolanky. Údaje pro rozpouitěcl teploty 1 150 a 1 200 °C jaou na obr. 5 a kvalitativně souhlasí •a zkousanými ději. Dálil práce aa zaaářila na ověřeni vazby nati sledovanými procesy a finálními mechanickými vlastnostmi oceli na válcovaných vzorcích. Výsledky mechanických zkoušek pro rozpouétěcí teplotu 1 200 °C jsou shrnuty v obr.6. Obr. 5. Závislost tvrdosti HB, HV po pěchováni 60 %J na izotennické výdr ži t při rekrystalizační teplotě 900 °C (teploty rozpouátěcího ží háni: 2 - 1 200 °C, 3 - 1 150 °C) [•/.] / v-- ,~ / \ R3.H0 -v / ./ £ J_ 1 1800 900 t „o T"H3(-«) -Uso IOLJL 0 o 900 1800 It) »•. ťechanické v l a s t n o s t i po vílrování v50 %.) na izotermické vydrží t při r c t r , s t a l i z a č n i teplotě 900 °C. \?\né symboly - ochlazováno do solanky, prázdné symboly - ochlazováno na vzduchu) 49 Fro srovnání prúbihu rekrystalizaca a pěchovanými norky byl paraMtr X^ válcovaných vzorků zakreslen do obr. 2 jako křivka 4. Její proběh ja kvalitativně shodný s křivkou 2 pro stejnou rozpouštěcl teplotu. Tak* množství a disperze vyloučených částic T charakteristických fá zích procesu (obr. 7) souhlasí a pěchovanými viorky. Caaový posun křivek je din odlišným způsobem deformace ' a vyiíi skutečnou tvářecí teplotou ve vyhodnocované středové oblasti vývalků (teplota byla mířena na povrchu). 0 . } ® ,.y ss j ' 4* ••* /-. 'tes j/r © Obr. 7. Mikrostruktury válcováních vzorků po ijotermieké výdrii při teplota 900 °C. a - 0 s, b - 1 800 a, c - 7 200 s (Zvít. 20 000 x ) ^Rychlejší rekrystalisaci po srovnatelné deformaci válcováním proti kování zjistila práce [14]. ^c vy.-slejné hodnoty mt-ze kluzu i vrubové houževnatosti loží v mezích zjistřnych na poloprovozně zprncovsných vývelcich této oceli při srovna telných technologických purair.e třech U vzorků redukovaných o 50 % 3 • se ve shodě ae zjiitenym průběhem pre- eipitac* a r**kryatalizace uustenitu dosahuje nejvyšší meze kiuzu a pevnos ti pro nejnéně pokročilou r'-kryatuliaaci fatav bez prodlevy). Jejich po*klen při pokrařujícl rekrâtalizaci oustenitu .prodleva) je třeba spojovat předevfiía a menslm disperzním vytvrzením sekundární feze (vetSi podlí pre cipitótu vyloupeného v auatenitu znamená menší přesycení feritu^. Sekun d e m ť zrno narůstá s prodlevou jen melo o jeho vliv lze zanedbat. Průběh tažnonti, zúžení a vrubové houževnatosti odpovídá pevnostním hodnotám. Pro redukci 30 % byly zjiítené průběhy vlastností obdobné, ale méně výrazné. Vrubové houževnatost při teplotě -40 20 až 50 J.cm ( cot C se váak pohybovala mezi svědči o dosažení oblasti přechodové teploty. VyáŠí přechodové teplota téže oceli po menSÍ redukci odpovldé zjištěni v pracích Li, 3|. Závěry 1. Interakce mezi precipitacl a rekrystelizacl auatenitu vede u ocelí Mn llo Nb k složitější časové závislosti rekrystalizace než předpokládá Avramiho vztah. Kineticky exponent se za studovaných podmínek tnení od n = 0,05 pro nebrzdenou rekrystalizaci do n = 0,75 pro účinnou disperzi prvcipitatu. 2 . Nerozpuštěné částice precipitátu působí v tvářeném auatenitu koncentra ci deforaace a urychlení rekrystalizace v oblastech, které je obklopu jí. 3. Pevnostní vlastnosti oceli Mn ho Nb a acikulárním feritem jsou nepřímo závislé na podílu precipitátu, který ae vyloučil již v auatenitu. Literatura l] 2 B í d , V. a kol.: Konstrukční 3varitelné oceli pro hromadné použití vyrobené metodou řízeného víílcuvéní a ochlazováni. Výzkum* zpráva VÚHŽ Dobrá 1976 2; S * i d , V.; Význam svar. konstr. ocelí pro národní hoorociářstvi perspektiva dalšího rozvoje v CJoR. oborník oceli, CSVTS Oatrava 1976 Konstrukční svaritelné 51 3] V a 1 a a , J. - P e á a , J.: Technologie válcování a mechanické vlaatnoati plechů z ocelí na bázi Mn Mo Nb. Sborník Konstrukční avafitelné oceli, ÍSVTS Oatrava 1976 1.4] L e B o n , A . - Rofes - Vernis.J. - R o a a a r d , C: Metal Science 2 1975, 1 , a. 22 [ 5 ] H i l l i a r d , J.E. - C a h n , J.W.: Trana. AIME 2 2 1 , 1961, a. 344 [6] Z u n a , P . [7] C o r d e [6] E n g 1 i s . 396 [9] K o c h , 30, 1976, J e n í k , •!.: Hutnické l i a t y 2 1 , 1966, 7, a. 442 a , J . N . - H o o k , R . E . : MET. HUNS. 1 , 1970, 1, a . 111 a h , A.T. - B a c k c f e n , W . A . : T r a r s . AIME 2^0, 1964, H.A. - G r o a s k o p f , A . 5, a. 436 [lo] K a á p a r . R . - P l u h a ř , - H f l g e r . W . : Metali J . : Kovové m a t e r i á l y 6, 1972, 3 . 540 [ l i ] Recovery and R e c r y a t a l l i z a t i o n of M e t a l s , ruský p ř e k l a d , Moskva 1966 [12] K a a t e r , U.: Metal Science ~L13] P h i l l i p o , [14] R i c h a r d a 8, 1974, 5, a. 151 B.L. - c r a n e , A.A.: J I S I 2 1 1 , 1973, 9, s . 253 , C.E. - W a t a o n , T.W.: J I S I 2 0 J , 1969, s . 582 lir. Ing. Ernst G ü n t n e r , NCR BEITRAG ZVU JtONTBOLIIERTEN WALZEN VOM NISDRIGLKGIERTSN SCHWSISSBARBN BAUSTÄHLEN MIT ZUSATZ VON VANADIN UND STICKSTOPF 1 . Einleitung Die Im Schrifttum zu findenden Angeben über den Einfluss fon Vanadin auf die mechanischen Eigenschaften von k o n t r o l l i e r t gewalztem Grobblech oder Warmbreitband sind sehr unterschiedlich und z . T. sogar widersprüchlich, übereinstimmend wurde gefunden, dass durch Vanadingehalte b i s etwa 0,15 % die Streckgrenze und Zugfestigkeit w e s e n t l i c h erhöht werden können [ l j b i s [ l j ] * Ober das Ausmass der F e s t i g k e i t s s t e i g e r u n g durch Vanadin l i e g e n jedoch unterschiedliche Ergebnisse vor [1, 2 , 4, 5, 6_|. Widersprüchlich sind auch die Ergebnisse über den Einfluss von Vanadin auf die Obergangsteaperatur der Kerbschlagzähigkeit. Es wird sowohl darüber b e r i c h t e t , dass Vanadin die Ifbergangstemperatur erhöht \7, 8, 10, 1 1 , 1 3 , 14J ale auch darüber, dass durch den ZUBatz von Vanadin keine Erhöhung der Obergangstemperatur [ l , 4 , 9, 15j oder sogar eine entscheidende Erniedrigung [l2J s t a t t f i n d e t . Diese unterschiedlichen Ergebnisse uber den Einfluss von Vanadin auf die mechanischen Eigenschaften beruhen darauf, das« neben e i n e r Ausscheldungshürtuag durch den Zusatz von Vanadin unter den Bedingungen des kont r o l l i e r t e n Walzens auch e i n Kornfeinungseffekt e r z i e l t werden kann und b e i de Effekte wahrscheinlich sowohl durch das Verformungsregime [ßj a l s auch die chemische Zusammensetzung insbesondere den S t i c k s t o f f g e b a l t [ l j j b e e l n f l u s s t und damit i n unterschiedlicher Grösse wirksam werden können. Ziel der nachfolgend beschriebenen Untersuchungen war e s , einen Beitrag zur Klarung des E i n f l u s s e s des Verformungsreglnes belu k o n t r o l l i e r t e n Walzen von V-NStählen des Leglerungstvps St 52 im Hinblick auf die Erzielung e i n e r g ü n s t i gen Kombination von F e e t l g k e i t s - und Zählgkeiteeigenschaften zu l e i s t e n . 2. VerBuchsmaterlal und Versuchsdurchführung Für die vorgesehenen Versuche standen 2 v a n a d i n - e t i c k s t o f f l e g l e r t e Stähl e mit 0,0» und 0,09 Z V und ein vanadinfreier Vergleichsstahl mit j e w e i l s e i n e r dem bekannten 3austahl St 52 entsprechenden Grundzusammenaetzung zur 53 Verfügung. Dit chemische Zusammensetzung a l l e r 3 Stähl* gibt Tafel 1 wieder. Dl* l a l l versuche wurd*D uotor Laborbodingungen auf einem Versuchawalzwerk a l t J70 mm Ballendurchmassor durchgeführt. lila Welzgeschwlnalgkelt betrug etwa 0 , 8 m/s. Tafel l i Chemische Zusammensetzung der VerGuchoatähle Chemische Zusamciencetzung In Hasse jj»J Stahlb*z. Leglerungatjrp 0 Sl Un P S A B E 0 * V 0,04 * V 0,09 * V 0,12 0,13 0,09 O.W 0,36 0,37 1.25 1.29 1.25 0,017 0,017 0,015 C.032 0.C28 0,023 U »t. 0,003 0,005 0,005 N 0,014 0,011 0,012 V 0,01 0,038 0,08? Sa es kaum möglich I s t , unter Laborbedingungen ah kleinen Proben o i n Temperatur-, Z e i t - und Verformungsreglme, wie e s den praktischen Bedingungen b e i der GrobblechwalzuDg e n t s p r i c h t , exakt e i n z u h a l t e n , wurden die i n dar Praxi* üblichen v e r s c h i e d e n a r t i g s t e n Varianten des k o n t r o l l i e r t e n Walzen» auf »w*l wesentliche Grenzfälle des Verformungaregimes zurückgeführt. Diese Grenzfälle Bindi - Aufbringen der gesamten k o n t r o l l i e r t e n Endumfoxmung ohne Vorwalzen i n e i nem tralzstloh a l t satsprechend hoher Stichabnahme 11. Versuchsreihe., im folgenden a l s Unstlchwalzung bezeich:::*!, - Walzen mit k l e i n e n Stichabnahmen ohne Welzpause, d . h . direktem Obergang zwischen Vor- und Fertigwalzen ( 2 . Versuchsreihe, im folgenden a l s llehratlchwalzung b e z e i c h n e t ) . Für diese beiden Verformungsvarianten i s t der Versuchsablauf mit den dazugehörigen Daten schematlach i n den Bildern 1 und 2 wiedergegeben. 3 . Diskussion der Verauchsergebnitse 3 . 1 Zusammenhänge zwischen A u s t e o i t - und rerritkorngrösse Die Zusammenhing« zwischen Austenlt- und Ferritkomgrösse gehen aus Bild 3 hervor. In diesem Bild wurden d i e bei den verschiedenen Walzversuchen nach dem Abschrecken der Proben i n Wasper e r m i t t e l t e n m i t t l e r e n Auatenitkorndurchmesser den unter den gleichen Walzbedingungen nach Luftabkühlung e r z i e l t e m m i t t l e r e n FerrltkorndurchmesBern direkt g e g e n ü b e r g e s t e l l t . Oleichz e i t i g wurden i n d i e s e s Bild zum Vergleich die b e i GlühverBuchen mit kon&tan- VOOK/Ih \95o\: §. 35CTC/K.-900S Waliukh MtfcHPinm \KOX Q I \ss Wasser Wasser Zeit - Bild 1. Schematische Darstellung des Verauchaablaufa bei den KinBtichwalzverauchen 7250'C/lh \=II50'C = >WO'C i • \.°<S T'Ofl Č**.*.—T'V = 900 'C 1 L1 ! W ^ o :rh"i—rv^^^^2^LÍ;V Wosser 2W 3ild 2. Sehematiache Darstellung dea Versuchaablaufa bei deu Mehratichwalzvt-rauchen •>"> 22 o a o Einsrkhwohung » A U Eínstichwalzung S50'C{tr.=ríKt>t-bzw. teilrekr.) 950 "C • A • Mehrtrichwolzung, Werte in Klommern • temp. v. d. letzten Wolzstich 10 15 20 25 30 35 40 mittlerer Auitenitkorndurchmesser in fjm Bild J . Zusammenhang zwischen A u o t e o i t - und FerritkorngrÖGse beim k o n t r o l i e r t e n Salzen t e r Abkühlungseeschwindlgkeit ( * 1 J C/min) ohne Umformung e r h a l t e n e n Kurven f ü r den Zusammenhang zwischen A u c t e n i t - und Ferritkorncró"s. r n c i t e i n c e ~ zeichnet• Jfia QU6 Bild J h e r v o r g e h t , bestehen b e i den k o n t r o l l i e r t gewalzten P r o ben ä h n l i c h e Zusanuncnhánge zwischen A u c t e n i t - und Ferritkornero*:.se t v;ie cicb e i den Glühversuchen ohne Umformung e r m i t t e x t wurc.cn. Dabei l a s s e n r.ich j e doch die lieeswerte Je nach chemischer Zusanr e n s e t z u n g , Varfonr.unssteclinolOBie und RexriPtalliF.otionr.r.Uütatid des Auatenitr. ui.ť TV.CÍ Í*><:1 I --JUT. KU"VOI r. J •• . zuordnen. Sine Gruppe b i l d e n ucauh-inriír von nur Vurforr uiji-i.t.ncinolc :* - .1 Werte VOD der. Proben des vanadinfi-eieti S t a h l e s A, von dunen r'.r. ; '-1 :- -:i 3-2 EinflusB d e r Umforrntechnologie auf d i e Anteile d e r FerritkorngrÖsse und d e r Ausscbeidungshärtung an der Streckgrenze Die Bedeutung, d i e d e r Umformtechnologie i n Verbindung mit dem Zusatz von Vanadin und S t i c k s t o f f beim k o n t r o l l i e r t e n '.Valzen zukommt, l ä s e t s i c h noch b e s s e r v e r a n s c h a u l i c h e n , wenn j a n d i e Anteile d e r F e r r i t k o r n g r ö s ß e und der Auescheidungshartung an den gemessenen Streckgrenzenwerten e r m i t t e l t und d i e s e Grössen d i r e k t i n Abhängigkeit von den technologischen KinflussgrÖsson 57 wie H a l t e z e i t ouf tfaforateiEj'eratur IJOÍ (len KinstichwalzULyeri bzw. A'alzeüdtemperatur b e l dso tichrbtichv.alzuneen d a r s t e l l t . Dazu wurden die gemessenen Werte für die untere Stieckgrenze untsprechffDd dem "Petch-Zueammenhang" in Abhänciakeit von der reziproken Quadratwurzel aus dem Perrltkorndurchmesser d a r g e s t e l l t (Bild t ) . In das Bild t 500 A80 o &• Einstkhwalzung 950 V • 4 a Einstiehwalzuag 850 "C • A B hfchntichwalzung t iyFerrirkorndurchme&ser in'mm'^ Bild 4 . Abhängigkeit der unteren Streckgrenze von dur Furritkort.grösse und dem Vorformuncsrecine b e i t k o n t r o l l i e r t e n '.Yalzcn \-ir v.urde Bu:.serdec. dle für den vauadinfreicn .Stolil A und dcu (-etTlui'tuL UI.VLT-forEten ZustnLd berechnete Regreesionscorade 6- Su = 157,9 • 19.6 • d " 1 / 2 [jVmic2 J \1) n i t e i n g e z e i c h n e t . Wie diese Darstellung zeif-t, Heuen die llesspunkl.e clcr k o n t r o l l i e r t gewalzten Proben des Stahles A bis auf einen .»ort Innerhalb des 95 %-Streubereiches, der für den g e g l i t t e n Zustand e r m i t t e l t e n Clolchunp; U ) . Das bedeutet, dass, wie auch au erwarten war, bei den k o n t r o l l i e r t gewalzten Proben des vanadinfreien Stahles A die g l e i c h e Abhängigkeit der unteren Streckgrenze vom m i t t l e r e n Ferrltkorndurchnesser besteht wie 1» geglühten Zustand. Bei der i n Bild 4 gegebenen Darstellung bedeuten Verschiebungen der icr.cpunkte p a r a l l e l zu der eingezeichneten Regressionsgeraden und innerhalb das Streubereiches von 2s R = i 16 N/mia Streckgrenzenvaränderungen, die noch a l l e i n durch die Veränderung der Ferritkorngrösse erklärt werden können. Ver schiebungen i n Richtung der Ordinate uber den Betrag von 2s R hinaus bedeu ten eine Erhöhung des Absolutgllades in Gleichung ( l ) und danit des Kornan t e i l s an der Streckgrenze. Da b e i a l l e n Walzversuchen der vanadinfreie Verg l e i c h s s t a h l A die g l e i c h e Behandlung erfahren hat wie die Vanadin-Stleke t o f f - S t ä h l e B und E, i s t die Veränderung i n Kornanteil der Streckgrenze (^6"0) b e i den Stählen B und E gegenüber den Stahl A ein d i r e k t e s Mass für den Beitrag der AusBCheidungshirtung (6^) bei diesen Stählen zur Streck grenze {AS"0 = 6^). Aus Bild 4 bzw. mit Hilfe der Regresslonsglelahung (1) wurden für den Stahl A die Streckgrenzenanteile C. und 6"„Q und für die Stähle B und S ď Veränderungen d i e s e r Anteile gegenüber des Stahl A !<46'0 und ^^rr) * r ' s t i e l t und i n den Bildern 5 - 7 direkt i n Abhängigkeit von der j e w e i l i g e n technologischen Einflussgröese, wie Kaltezelt auf Onforntemperatur bei den Einstichwalzungen bzw. Walzendtemperatur b e i den HehrstIchwalzungen darge stellt. . Die Bilder 5 und 6 zeigen, daea nach dar Einstichwalzung a l t einer l o garitmlschen Pomänderung von 0 , 5 sowohl bei 950 ala auch bei 850 °C unab hängig von der H a l t e z e i t auf Unforntenperatur der kornfeinende Einfluse des Vanadin- und S t i c k s t o f f z u s a t z e s nur gering i e t und von der Aushärtung weit übertroffen wird. Bei beiden Unforntenpereturen beträgt der Aushärtungsan t e i l and der Streckgrenze 6"A = <46"0 = 10 . . . 12 tl/nn 2 Je 0,01 % V, während die durch den Zusatz TOB Vanadin bewirkte Kornfelnung nur zu e i n e r Streck grenzenerhöhung von ^STQ = 3 ••• * N/mc Je 0,01 * V gegenüber den vanadin f r e i e n Stahl A führte. Lie unter den Bedingungen der Einstichwalzung durch den Zusatz von Vanadin und S t i c k s t o f f e r z i e l t e Kornverfeinerung entspricht in etwa den Effekt, der auch bei Glühversuchen an nlchtverfornten Proben ">9 400\ Stahl A tO'/.V) ' IM""' I 300 lí SKÍ 20 I t ° o, . tištoo Gi 80 40 ;o Stahl B (0,04V. V) - 4- 100 T 1 45irc j' 1 1 1 1 11 L ů6i» Si i T" ii llllllí /o i ! i 1 w Holtezeit noc/) rffm Wbfesftc/i auf Umformtemp.(950'C) íooo in s Bild 5. Kinfluse von Vanadin und S t i c k s t o f f auf d i e S t r a c k g r e n z a n « D t e l l e b 0 und S^Q In Abhaoglskeit von d e r H a l t e z a i t auf Umforatemp»ratur Dach d a r Sinstichi*al2ung b e i 950 °C mit "ID,*o ^2 - C 5 h " 400 FTT i ! 'in' 300, %* 200 'c g f »* 10 60 Šrot >/ l í (0.04 AO O 1 \ 100 •/.v; jj i II d&Ks; í 8 i ' Cü il 1000 i I 10 100 /0OO 1000 Holtezeit noch dem Wolistich auf Umformtemp.(650'C ) in s Bild 6. S i n f l u s s fon Vanadia and S t i c k s t o f f auf die Streckgrenzenfmteile 6Q und bjjG I D Abhängigkeit VOD d e r H a l t e z e l t auf umfonntemerator nach der Einstlchwalzung bei 850 °C mit In 2g - 0 5 h •1 400 Stahl A(0%V) i * 1 »o i v 8 Síta • S 200 i j 100 o Stahl B 80 (Oflf/.V) V,t5r AO 1 7050 7000 950 900 S50 Temperatur vor dem letzten Wolzstich in 'C Bild 7. Elnflusa VOD Vanadin und..Stickstoff auf die StreckgrenzsDBDtoil» 6"c und SKG i n Abhängigkeit VOD der A'alzendtemperatur b e i der Uehrstichwalzung n i t k l e l c e o Stichabnahmen • -iTríe \V£l. I -. i 1 d /. ', vnnu dle Clu^crr-peît ÍT oLřri.nlL- dt-r Lu: ur-f-tt'-r•••M;:- fler VataGinnitrld: lag | 1 6 l und durfte in beiüeu Pal len ID e r s t e r Ll" >••::' :Ae. HemjEUog des Perrltkorcwochytunic durch vor unc ivaiLrond i!er f - ci:i. :lunř iiunger,chiedenea Vanadinnitrid zurückzuführen c e l u . •7-^r.z anders s t e l l e n Eich dagegen die ErgebnisGe der i'ehTDtlcl.v.alzversui-; t i l don Vanadin-Stickstoff-Stählen dar, wenn die Wolzendtemperntur Im Be.*>K- dar thermodynamisch möglichen VanadinnitridaunBcheidung, ü. h. bei dem tn.-.l B uuter 920 °C und b e i dem Stahl B unter 1020 °C l i e g t (Bild 7 ) . Wie .-.! La 7 z e i g t , s t e i g t in diesem Temperaturbereich bei beiden Stählen mit 6b:.ebiL6nder Walzendtemperatur der Korngrenzenanteil an der Streckgrenze auf tosten des Aushärtungsanteils ganz erheblich an* So nahm z. B. die Verändefjng deB Korngrenzenanteils an der Streckgrenz« ^^"JJQ) gegenüber dem Stahl :•. twl dem Stahl B mit C,0t * V von 2 auf «0 N/mm2 und bei dem Stahl E mit ,'.•<"• % V von 8 auf f a s t 60 N/mm zu und e r r e i c h t e damit i n etwa das 2 b i s ífache des Wertes, der b e i den Einstichnalzungan b e i 950 °C und 850 °C gefun*»n furdn. G l e i c h z e i t i g nahm der AuBhärtungsanteil der Streckgrenze {$.) bei aev Stahl B von 55 auf 15 M/mm und b e i dem Stahl E von 115 auf b5 N/mm' ab. MeRer Hückgang der Auehärtung kann hur a l e Folg» e i n e r verfoxmungsiaduzierten Ausscheidung von Vanadinnitrid im Austenlt und der damit verbundenen Ver ringerung dea g e l ö s t e n , d. h. sushärtungsfäbigen Vanadinanteils erklärt wer•:*n. Di« sich i n dem zunehmjnden Korngrenzenanteil an der Streckgrenze wider" lo.-ülods Ahnahme des m i t t l e r e n Ferritkorndurohaessera b e i gleichzeitigem : uVüc-ang der Aushärtung führt dazu, daea b e i dea Vanadin-Stickstoff-Stählen und :-; die Streckgrenze mit abnehmender lalzeudteaper&tur nur wenig bzw. .. r nicht erhöht wird, während die übergangstemperatur der Kerbschlagzehlgi e i t um 40 . . . 50 °C zu t i e f e r e n Vertan verschoben wird (Bild 8 ) . Dia Ursachen für die gegenüber der Einstlchwalzung unter den Bedlngun.-oo der Uehrstichwalzung begünstigte VanadiDnltrldauaschaidung und die damit •:bundene grössere Kornverfeinerung sind noch nicht g e k l ä r t . Es scheinen z. -.. zwei Erklärungen möglich: .'urch da e feinere Austenltkorn und die dadurch gegebene grössere Korngren zenfläche vor der Endumformung im Temperaturbereich der möglichen Vanadlnriltridausecheidung wird diese Ausscheidung begünstigt, uri d.*e e r z i e l t e • l 0 p e r s l o n i s t besondere e f f e k t i v i n der Behinderung dea ?errltkorn«achstucs während der y- ü -Umwandlung, so dass die Wirkung der sich während der f- ex -Umwandlung ausscheidenden Vanadlnnltrido dadurch erheblich v e r stärkt wird. Neben den Austenltkorngreozen kann auoh eine s i c h 1« Verlauf der Ver- und antfestlgung auabildende SubBtruktur He Ausscheidung von Vanadinnitrid Auitenitisierungsr(Wotzonfangs-) St'ichzohl 2 <30 8 Um form , A . grod ">f- temp. 1250 X 12 16 « Slahl E(O0L"/.V)1 440 I 400 Ä 360V StohlB(Q04V.V). 5 StoNA(OV.V) 320 *20 N"S T^. to i! -20 o—o •40 A Stohl A(OV.V) A Stahl B(0jD4V.V) D _ . _ O srohl £ (0.09*/. V) -60 ' 1100 1050 I 1000 L 950 Temperatur vor dem letzten WaUstich 900 in 'C Bild B. Elaflusa der Kalzeridteinperatur b e i der UehrstlchwalzUDg auf die untere Streckgreoze und dl« ObergaDgstemperatur der Kerbschlagzähigkeit 050 *.'. M Í U , ttnôl dVir-o 'vuV-triAtur l^t-^r s a l t o durch cite Aueoehelduag e t « 1 J '.1nrt *ír>}, F.O dn.is dle üein:bllduüg de« Perrlts wnhretid der j - a -fJm•r.^.-Qí e r l e i c h t e r t wird. D e r E l n f l u s s der VariadlnnKridausscholdungen ' ^ :io S'jâtruktur -nd der dar Sub stru'« tur auf die / - .: teraturverziechnls i i K e y s r , L. S c h m i d t , P. S t r a s B b u r g e r , C, Stahl und Blsan B9, 1969, 22, S. 1235-1249 S t e p h e o s o n , B. T. K a r e b n e r , P . , Trans. ASM 57, 1964, S. 208-219 Í 0. H. Stark, I r v l n e , K. J. P i c k e r i n g , T., J. I. S. I. 205, 1967, 2, S. 161-182 P. B. b-'eyer, L. S c h m i d t , P. 0 . , Stahl und Blsan 69, 1969, 7, S. 309-318 S t r a a s b u r g a r , :'• i D a h l , ». - H e n g s t e n b e r g , Stahl und Elsen 90, 1970, 12, S. 613-624 •'i H e i s t e r k a m p , 1971, 1 •» 2, S. »4-65 P. - M e y e r , H. L., - - - Gladman, A d r i a n , H., Thyasenforachung 3i * i e s t e r , H. J. L e h l , *. H e n g s t e n b e r g , H., Stahl u:,-! Slaen 82, 1962, 17, S. 1176-1186 [e] l a c h « , W.v.J. 1970. *, S. 179-18A [9] M a t e u b a r a , H. O s u k a , T. K o 2 e B u , I. T s u k a d a , K., Traue. I. S. I . , Japan 12, 1972. S. t}5-'W3 I r e v e r t n a n n , A. , - Stahl uad Slseo 90, S i e c h e r , - [lOJ Z I • i l 1 , W. P e t e r s e n , J. Bänder Bloche Rohre 10, 1969, 7 , S. W - t l 2 H., [llj D r e v e r m a n n , A. Í. ü l d d a l d o r f , 18J-190 [12] M a s l b O T , A. G. H a t r o s o v , Ju. S. Ru d č e n k o , A. V., Metallovedenle 1 t a m , obr. met. 1973. * , S. 19-2« H a B s e l , P. M a y e r , K. * . , Baader Bleche Bohre 1 1 , 1970, 3 , S. [13] H o f , W., Dr.-Ing. DÍBB. Rhein.-Westf. Tecte. Hochsch. Aachen, Pak. f. Bergb. u. Hütten*. 1972 [w] K l a u s t l n g , I . A. kau 1965, 1 , S. 56-60 [_15j L i t v i n e n k o , D. A. Moskau 1968, 6 , S. 546-552 [l6j G ü n t h e r , S., u. l e r k a t o ř f t . 1976 [17] K o z a e u , I. S h l n l z u , T. Trane. I . S . I . Japan 1 1 , 1971, 6, S. 367-375 [lBJ C o r d e a , 1970, S. 111 [19] C r a l k , R. L. R o t h w e l l , A. B. T i t h e r . G . , Proč. I . C . S . T . I . S . , Suppl. Trana. I . S . I . Japan 1 1 , 1971, S. 1063-1071 J. N. - P e t u o l n a , - E. V., R u d í e n k o , S t a l ' , Uos- A. V., Stal', Dr.-Ing. DJ.sa. Bergakademie Prelberg, Sekt. Met. - Ho o k , R. B., K u b o t a , H., Metaliurgleal Transaet. 1, Ing. Jozef B i l l y , CGc. - Doc. Ing. Vojtech K a r e l , C S c , ČT.;;R VPLYV Nb NA BRZDEW.IE REKRY5T»LIZAC^CH PRQCr.GCV V roWIEM^CH KONTROLOVANÉHO VÁLCOVÁNU Vplyv Nb na brzdenie rekryStalizaČných procescv p ř i válcovaní za t e p l a je už d s v n e j á i e známy. Využitie t o h t o iS činka mikrolegúry p ř i návrhu efektívneho režimu kontrolovaného v i l c o v a n i a vyžaduje pochopenie mikro- Struktúenych zmien prebiehajdcich v auatenite počaa valcovania za tepla. Ciel'om predkladanej práce je poukázat na niektoré důležité súvislosti medzi procesmi precipitácie resp. rekryštalizécie a výslednými strukturný mi charakteristikami ocele. Na experimenty boli použité dve tavby, ktorých chemické zloženie Ba uvédza v tabul'ke v hmotnostních percentech. Ocel' C Mn Si P S Nb C 0,072 1,33 0,34 0,016 0,014 0,00 Nb 0,10 1,34 0,35 0,016 0,015 0,06 Ocele boli vytavené v 40 kg elektrickej peci, upokojené Ar". Odlinte ingoty boli najskör vyvalcované na hrubku 20 mm* ĎalSie valcovanie sa vy konalo na laboratórnej s t o l i c i a takýmto režimom: ohřev 1 260 °C/0,5 h, prvý uber při 1 050 °C/25 1~ Při časti vzoriek boli pri teplotě 820 °C aplikované tfalšie úbery, a to: 15, 33 a 55 %• Pře Studium mikroStruktúrnych zmien austenitu bola z každej série jedna vzorka bezproatredne po vál cováni zakalená. Při všetkých vzorkách sa urobil po válcováni Strukturný a subštruktúrny rozbor. Výsledky experitnentov a ich rozbor Charakteristický tvar austenitického zrna u uí.líkovej ocele po def. 55 i/620 C dokumentuje obr. 1. 7 obrúzka vyplývá, že aj napriek velmi krátkému času medzi dovolcovanlm a kalením nepozorovat: v Strulrtüre nijaké atopy po plastickéj deformécii. 67 Podobny charakter mikroStruktúry sa pozoroval aj pri nižších úberoch reBp. vySSich teplotách. Ruzdiel bol iba vo vel'koati zrna. Z výaledkov nožno uaudzoveť, Že rekrystali začne procesy při C - Mn oceliach sú taká rych le, Že aú ukončené v Čase kratoom ako 1 s. podstatné odlišná situácia je v oceliach mikrolegovaných Nb. Výsledky pozorovaní ukázali, že k upínej rekryátalizácii v týchto oceliach dochédza iba počas prvých Stádií valcovania při teplotách výše 1 100 °C, Při defor mácii 25 í/1 050 °C, ktorá aa použila v tejto práci, bola rekryStalizované iba čaať Struktury. Při dovalcovacej teplotě 820 C je tvar austenitických zrn v závislosti od atupňa plaatickej deformécie silné pretiahnutý, pretoŽe - ako uvádzajií autoři [l, 2] - rekryStalizécie v týchto oceliach je při teplotách niže 950 °C intenzívně spomalovanó. Z obr. 2 vyplývá, že auatenitické zrné boli po def. 55 %/820 °C velmi sploStené, takže sa získal velfcý poměr plochy hraníc auatenitických zrn na jednotku objemu. KeJže k nukleécii feritu dochédza predovšetkým po hraniciach auatenitických urn (6o po tvrdili snímky z podkalených stavov), zabezpečí aa takto vysoká hustota nukleačných miest a vo výsledku veltai jemnozrnné Struktura. CalSlm dóaledkom aploStenia austenitických zrn je, že zakrátko po nukleécii dochédza k dotyku hraníc feritických zrn, čím sa znemožní ich ďalfíi rast, a teda zrna zostévajd jemné. Popři opísaných Strukturných změnách zistil sa po 5 5 % iibere v Nb oceli v niektorých zrnech výskyt deformačných pásov, ako ukazuje obr. 2 v zrně oznacenom Šípkou. Tieto pásy sa vyBkytuÓú vo forme paralel ných čiar a končia často vnútri zrna. Ich daiežitoať tkvie v tom, Že slúžia ako nukleačné zárodky pře ferit, číu priapievajú k zjemneniu konečnéj mikroStruktúry a k zlepšeniu mechanických vlaatností. Mechanizmus, ktorým Nb brzdí rekryátalizéciu, bol a je predmetom za ujmu fyzikálnych metalurgov už dlhší Čas, ale doteraz v literature nie je na tuto problematiku jednotný názor, práce spřed desiatich rokov připisova li vel'ku deiežitosť precipitétu. Zistilo sa však [3], že částice priemeru 50 až 200 A nie sú dostatočne účinné při brždění rekryátalizácie. částice a priemerom vyáe 200 A v ddsledku interakcie s hranicami zrn mflžu účinné bránit rastu zrna po rekraátalizácii. Názor, že Nb v tuhom roztoku může byť účinný pri brždění rekryStalizécie, zastávajú najma japonakí autoři v prócach publikovaných začiatkom tohto desatročia. Substruktúrne Studium vykonané v tejto práci pomocou extrekčných uhlí kových replik u kalených vzoriek pcúporuje viae názor, že pri brždění rekryštalizécie austenitu je účinnější jemný precipitát. Nb CN bol iba miestne přítomný po deformácii pri 1 050 °C, keď ešte doálo k čisstočnej rekrystaliřócii. Jeho množstvo však podstatné vzráatlo 30 atúpajúcim úberom pri R20 °C. Ide zřejmé o deformačně indukovaný precipitét. Charakter jeho diatribúcie dovol'uje předpokládat, že k j.Tecipitficii doálo po hraniciach deformačných subzrn. 68 * & Obr. 1 [zvačšené 20Qr) Obr. 2 (ívačSené 200x) • m:: Obr. 3 (zvBčšené 200x) A K b_, :i:..e j . r i j n l i u.o .••! !. !" rovunú vi.diri iSf ormninýcf. buniek a eitiitulované v oblíiuLiHch bunkuvýťh J t i ť / i di-Tlok^cjan-i opf>cu<-ho .-riumienkí*, tdk pověřo vané javy v J i B t r i b ú c i i pr«'cipi t á t u a jeho vzťiih k r e k r y a t u l i z ň c i i by bolo možné i n t e r p r e t o v a t t a k t o : 1'ohyb d i s l o k a c i ! v n ú t r i deformovaných oubzrn mflie by*; i n t e n z i v n ě bržděný nV-iiiami Nb v luhorn r o z t o k u . Poíaa deforrafirie aa d i.-ilokúcie pohybujú k hranicium oubzrn u v í ř i t i ao sebou atomy Nb, ktorých k o n c e n i r á c i n v t ý c h t o oblneliaclt au zvýSi. Kníže aú tom výhodné podmi^nky pře nuklí-íjciu, dojde k p r e c i p i t o c i i Nb^CN . Vzniknutý p r e c i p i t á t mOže b r á n i t k o a l e a c e n c i i aubzrn, u tým b r z d i ť ri-krystíjliziični p r o c e s y . Keby pře brzdenie r e k r y é t u l i z á c i e bola účinná len aikrologúr* v tuhom r o z t o k u , tak by mal byť t e n t o jev- pozorovaný nj v případe o c e l í m i k r o l e g o vaných V, Vanad má vySSiu r o z p u a t n o i ť v a u s t e n i t e než Nb a jeho r o z h o d u j í ce čoať p r e c i p i t u j e p r i i n t e r f á z o v c j p r e c i p i t á c i i . V podmienkach vySSlch vylcovacích teplOt V nezobezpeCuje doatatočný objemový p o d i e l p r e c i p i t á t u už v a u ú l é r a t * , k t e r ý by bol e f e k t í v n y pre brzdenie r o k r y S t a l i z á c i e , Výaledky mikroStruktiirne j analýzy p r e u k á z a l i , Že na r o z d i e l od u h l í kovej ocele p ř i Nb o c e l i ea pozorovala vel'ka nerovnonernoeť vo vellcoati f e r i t i c k é h o zrna ôbr. 3^- P ř í č i n u vzniku t a k o j t o nerovnorodej S t r u k t u r y t ř e b a hXadať už v S t r u k t u ř e a u a t e n i t u . Z hTadi;:ka pflyobenia Nb pozorované javy možno v y s v e t l i ť t a k t o : Ocele s obaahom výše 0,05 % Nb au už p ř i válcovaní nad medzioporačnou výdrzou s i l n é prceýtené nióbom. Deformáciou aa zvýĎi možností n u k l e á c i e Nb^CNJ, ktorého č a s t í c e v dOaledku vysokej h u s t o t y mriežkových poruch a p o měrné e á t e d o a t a t o č n e j d i f ú z i e mflžu p r i t ý c h t o t e p l o t á c h hrubniiť. podře n á zoru už citovaných autorov v z n i k a j ú c i p r e c i p i t é t prioiteru 100 až 200 A je už hrubý na t o , aby mohol účinné b r ň n i ť m o b i l i t u d i a l o k ó c i e , a l e je e i t e jemný, aby t a k é t o í a a t i c e b o l í efektivně v bránění k o a l e a c e n c i e a r a a t u eubzrn. Takéto Cuatice Nb i CN vytvaruji! podmienky na vznik hrubých r e k r y S t a lizovaných zrn v o b l a s t i a c i i , kde doůlo k p r e c i p i t é c i i . Za t ý c h t o podmienok S t r u k t u r a aa skládá z o b l a s t i r e k r y ň t u l i z o v a n ý c h zrn a z o b l a s t i , kde je a u a t e n i t deformovaný a n e r e k r y s t u l i z o v e n ý . PoČaa ďalšieho valcovania j e p r i e b e h deformacných procesov v týchto urnách o d l i S n ý . R e k r y á t a l i z o v a n é zrna aa budu l'ahSie deformovat než o k o l i t é , drformaciou apevnené nerekr.yíit a l i z o v a n é z r n a . Takéto nerovnoměrná s t r u k t u r a aa i a d í až do o b l a s t i t r a n s formačních t e p l o t a potom a j do f e r i t u , lírubý nen?kxu:j talizovoný a u a t e n i t transformuje na hrubozrný f • r i t , případná sa v t ý c h t o zrnách zjevuje a c i k u lárna Struktura rtidnuinatattonir-kého typu. H o o / : c n d o r n 5 uvtídza, že n e r e k r y S t a l i z o v e n é zrné po :porujd vznik hrubých Iran formačnych pro !uktov *-typu sk.^r v tom ; r i p o d e , ak j»- mntricn iba cii,otočne r e k r y i t a l i r . o v a n á . V případe n- r e k r y S t n l i z o v a n e j matrice aa i o: aí.uju l ' - p i i e výsledi^r. e x perimenty vykonané v te j t o prúce î dnoznu^ne pc t v r d i l i ; rit-zni'sy vplyv d e formačního spevnenia t i u s t e n i t u r^ zní-er.ie n í c í ^ i n o o t i k tvorbě * t r u k t d r W-typu. 70 Z uvedeného rozboru aozno konstatovat, ze lan na základ* pochopeni* alkroitruktúrnych zalán v uatenite prebiehajúcich po&aa valcovania notno navrhnut dSinay relia> kontrolovaného valcovania. Na dosiahnutl* tohto clel'a j> fiadiic* zabezpeSlt rovnoB*rnii strukturu auatcnitu pr*d tranaforaáelou. Toto j* prvořadá podaianka na zab*zp*fi*nl* j*mnozrnn*j a rovnoncrnej feritickaj Itruktúry. Na zjamwnia auattnitieksho zrna j* výhodné vyulit nickolkonáaobni opakováni rekryltalizáciu po jednotlivých úberoch v teplot ně j oblaati, kd* alta aj pri Nb nikrolegovanej oceli doehádza k rekryltalizácii. Celková by aa aala v tejto oblaati aplikovat deformácia nad $0 K. Dovalcovacia teploty boli nitě 900 °C. Na dovalcovanie aa volí aaxioálne notný uber podla aoBnosti vyla 60 *. Vtady doehádza k nukleácii feri tu nielen po hraniciacb pfivodnych auatenitických zrn, ale aj po deformaínych páaoch vndtri srn, So prispieva k zjenneniu itruktúry. 7 praxi pouiívané stolice vzbl'adoa na vznlkajúce tlaky nedovoluji! jednorazovo aplikovat takyto dbar. Kedž* v oblasti nil* ono °C je rekryitalizicis intenzívně bržděná, celkovil deformáciu nSžeae chápat ako oúSet individuálnych nenííeh úberovi Literatura [l] I r a n i , J.J.: ISI, Spec. Rep. No. 104, London 1967, *. 110 [2] O h i o P i , !.: Trans. ISIJ, 1966, 7, s. 193 [3] 0 o 1 d r e n , A.P. a kol.: Proč. and Prop. HSLA Staala, Pittsburg 1973, s. 225 [4] S t 5 v * , H.P.: Acta Vet. 13, 196$, s. 1337 [ S J H o o g a n d o o r n , a. 61 !•*!.: Ilicroalloylng 197$, Washington 1979, [6] B i 1 1 y , J.: Vplyv disp. fáty na vlastnosti mikrolegovanych ocelí, land. dis. práca, Kolice jdi 1976 71 I n g . H. I s u c h h o l z , '•bR DIE BEEIUFLUSSUNG DER PBSTIGKEITSEIGSNSCHAPTEN DES STAHLS DURCH VERSCHIEDEN KORROSIONSVORGANGS 1 . Einleitung Die Korrosion verursacht bekanntlich i n a l l e n Industrieländern grosse Schäden. A l l j ä h r l i c h entstehen nachweislich hohe m a t e r i e l l e und f i n a n z i e l l e Verluste, deren Gröesenordnung mit Millionen b i s B i l l i a r d e n Währungseinheit e n e i n g e s c h ä t z t wird. S e i t der technischen Nutzung der Eisenwerlcstoffe i s t deshalb deren KorroBionsanfälllgkeit Gegenstssd z a h l r e i c h e r Veröffeütiiuhungen. Die m i t g e t e i l t e n Ergebniese beziehen s i c h dabei überwiegend auf den Mechanismus, die Prüfung und Bekämpfung der Korrosion. R e l a t i v wenig Arbeiten berlohten dagegen über dio aus der Korrosion r e s u l t i e r e n d e Beeinflussung der mechanisch-technologischen Werkstoffeigenschaften. Zur Klärung d i e s e r Zusammenhänge werden im wesentlichen folgende zwei Methoden angewendet [ l - 5J: - Untersuchung von Proben nach e i n e r Vorkorrosion, z . B. b e i Bewitterungsversuchen; - Untersuchung von Proben, die g l e i c h z e i t i g e i n e r Korrosion und s t a t i s c h e n oder dynamischen Beanspruchung ausgesetzt s i n d . B e i s p i e l e hierfür sind die Versuche über die Spannungsriss- und Schwingungsrisskorrosion. 2 . Versuchsdurchführung Die Tafeln 1 b i s } enthalten die Versuchsstähle und e i n i g e Angaben zur chemischen Zusammensetzung, zu den s t a t i s c h e n F e s t l g k e l t s e i g e n s c h a f t e n , Halbzeugfoxmeo sowie abmessungen. Aus dem Versuchsmaterlal wurden die benötigten Proben herausgearbeitet. Daß Bild 1 z e i g t die aus den Blechen entnommenen Dauerschwingproben, die dem Korrosionseinfluss e i n e r Küsten- bzw. Industrieatmosphäre ausgesetzt wurden. Die Auslagerung e r f o l g t e auf BewitterungsgeBtellPi gemäss dem Bild 2. Nach e i n e r bestimmten Korrosionsdauer wurden die Proben abgenommen und ihre Festigkeltselgenschaften ermittelt. 1J Tafel 1. Chornische Zusammensetzung und s t a t i s c h e P o s t i t ^ o l t e e l g c i . .-chnft-.-i. der VersuchsßtaaJ.o (Versuchs über die otnoK^hciri ochu KOITOÜIOD,' Chem. 0 st je 0,12 0,40 St 42 0,2? 0,60 S t r e c k >:rwruo ?.ut;faBtlgkolt C 6 B 3 Sonstige „2 N. i n Zusamn e r s e t z uug Versuchsßtahl Cr III - - 0,16 Cu 270 390 0,25 Cu 375 535 P Cu 380 550 KT 5 0 - 2 (1) 0,11 0,47 0.6J - 0,13 0,33 KT 5 0 - 2 (2) 0,08 0,49 0,72 - 0,11 P 0 , 3 4 Cu 380 510 0,14 1.39 - 0 , 1 1 Ti 0 , 1 7 Ou 430 580 0,06 li»l 0,51 240 570 HB 6 0 - 3 X 8 CrlliTi 18.10 17,3 10,3 Ti Tafel 2 . Chemische Zusammensetzung und e t a t i s c h e FeBtigkeitseigenschaften der Versuchsstähle (Versuche über die Schwingungsrisskorrosion) Chem. Zusamin e n s e t z UDg Streckgrense Zugfestigkeit W Versuchsstahl C UD Cr 6 Mi S Sonstige —2 N.sus St 38 St III 4? 0,18 0,42 0.22 0,54 - 0,09 0,40 4 2 CrKo 4 0,43 0,62 1,23 50 OrV 4 0,47 0,58 0,85 KT 4 5 X 8 CrülTl III 18.10 0,05 1.53 0,80 18,5 KV N.mm 320 440 - 320 500 0,08 P 0 , 4 9 Cu 380 510 0 , 1 ? Mo 880 990 0,09 V 1270 1310 2<",c 0,12 ?,<,£ Cu Ti _2 71 Halb-ieu^fora. und -3bi038uii£ ilcr Ver:;u^hrLlümo Tifel ."taJiJr.irk» S t 38 I I I , S t <»? KT 5C U ) , KT 50 H a l b eu£ ["njD~! G = IS) 5 b3W. 2 :'. = 2 b z * . 5 blech HB SO s = 5 X B CrlUTi 18.10 Atooüpfaänuch'j KorroaioD 3 = 5 S t J 8 , S t <(2 KT i5 byc.üi'kiint: 0 = 1B III «2 Crfco * , 50 CrV 4 X 8 Cr;;iTi 18.10 Stabstohl 0 = 25 0 = IS GchwluûniariaskorroEion 0 = 18 J ZUGSCHWELLVERSUCHC. X »0 • • 5 mm FLACHdlEGEWECHSELVERSUCHE. * . -1 • • 2 mm Bild l . # P o i r . and Abmessung der auc 74 Bild 2. Hit DauaraolMfingproben belaßtes Bewitterungsgestall in Kap Arlcona (Rügen) ZUSSCHWELLVERSUCHE. « .0 50 25 FtACHtWfWKHSILVCTSUCHl. « • -1 Bild 3. ionn und Abmeasung dar aus Stabstahl entnonneDan Probestäben (Versuche über die SchwingungariaBkorroeion) 75 Für dl* Varauoh« üb«r den Rinflue» i l u r Sclningungarlsakorroaloa «lud dl» banötlgtan FrobtD au» Stabatahl (Tafal J) *ntuoa»»n *ord»o. D i o b a i ü g lloba Elu»lfcalt»n »nthiilt d u Bild 3 . E» »rfolgtan JLarosol- bsw. Tropfrcrauoba, lobal l o balden Fällan leitungawa«»»r «1* SorroslouMdlua »ur Anwendung k u . Dl« VarauchaanordDung I s t scaamatlBCh In den Bildarn 4 und 5 darS*stallt. AEROSOL ZUFUHR KLIMAKAMMER HCtZaCHCHTE AEROSOLABFUHR 15 «in BEFEUCHTEN 1EI 20*CiSard «Sarin TROCKNEN BEI «O'CiSgrd Bild 4 . Schamatisch* Darstellung des AarosolversucbaB [jtj 76 AUFFANGBEHALTER Bild 5- Scheraatische D a r s t e l l u n g des Tropfversuches Die Sehwingversuche wurdet) auf Prüfmaschinen der Typen PVT 20 Mp (Vert i k a l p u l s e r , 31 r i z ) , PPV 6 Up ( H o r i z o n t a l p u l s e r , 36 Hz), F l a t o PF 6 kpm und PW^ 6 kpm (Flachbiege- und Torsionsprüfmaschine, 23 Hz) sowie PWe ? kpm (Flachbiegeprüfmaschine, 23 Hz) a l s E i n s t u f en-wö'hlerversuche gefahren. 3. Versuchsergebnisse 3 . 1 Atmosphärische Korrosion Das Bild 6 v e r m i t t e l t einen äusseren Sindruck über die Auswirkung der atmosphärischen Korrosion. In welchen Kassen dadurch d i e F e s t i g k e i t s e i g e n schaften der Versuchsstähle bzw. die T r a g f ä h i g k e i t der Proben b e e i n f l u s s t werden, geben die folgenden Ergebnisse von Zug- und Dauerschwiegversuchen wieder. Das Bild ? z e i g t b e i s p i e l s w e i s e den Einflusa e i n e r Küstenatmosphäre auf die Z u g s c h w e l l f e s t i g k e i t von Proben, die e i n J a h r a u s g e l a g e r t waren. Die e r m i t t e l t e n Zugschwellfestigkeiten beziehen s i c h dabei auf die Ausgangsabmessungen der Proben. 77 Bild 6. Korrodiert* Daoeracbwiagproban nach eimjährigar Aualagaruag im I NACH KORROSION \- JB. 260 «a V// st 38 XSCrNiTi 18.« Bild 7. Einflua« dar atnosphärlochen Eorroaioa auf di* Zugachwallfeetigkait. Auslagerung: 1 Jahr/Kap Arkona /Kuateaatmoapnara/ [1] 7H 5B I s t zu erwarter,, deBB der e r o i c h t l l c h * TragfählgJLelteverlust VOD der Probendick« und Auelagerungedauer abhängig i B t . IIa Jedoch früher begonnene Versuch* erkennen l a s s e n , wird o f f e n n l c h t l l e h nach dem e r s t e n bin zweiten Auelaeerungsjehr die Tragfähigkeit nicht weiter v e r r i n g e r t . Las PUd B z e i g t -3 Aä, -"^ 2 3 K0RR0SIONSOAUER fjAHREj 1 Bild B. Blnflues dar aticosphariBchen Korrosion auf flle Biegewechs e l f e s t i g k e i t . Auslagerung! Piro« (IndustrleatBOsphare) [J 2 ^ e i n d i e s b e z ü g l i c h e s B e i s p i e l für Megewechsel- bzw. s t a t i s c h auf Zug beanspruchte Proben, b a i denen dar Tragfählgkeltsverlust nach dam zweiten b i s fünften Auslage rang» Jahr keine zusätzlich* Xnderung e r f ä h r t . 3 . 2 SahwlDguDgerisskorrosloD Hoch ungültiger werden die FestlgkeltselgenschafteD b e e l n f l u s s t , wenn korroslT* uod schwingende Beanspruchungen g l e i c h z e i t i g wirken. In diesen Fall wird die Sohwingungsrisekorrosion a u s g e l ö s t , ülo Wirkung dleBer gefährlichen l o r r o s l o n s a r t auf die B i e g e w e c h s e l f e s t i g k e i t ungekerbter Stshlproben wurde durch DwJaufblegerer'uche wiederholt untersucht. Ss i s t aber nur wenig b e kannt, dass die SchwingungsrisskorroBlon auch bei anderen Arten der Schwingbeanspruohung a u f t r i t t und hohe Festlgkeltseinbuesen bewirkt. Aus dem Bild 9 i s t b e i s p i e l s w e i s e der durch einen Korrosionsangrlff verursachte Zugschwellf e s t i g k e l t s a b f a l l ungekerbter Prob&atäbe e r s i c h t l i c h . Von a l l e o Versuchsstähl e n I s t d l s Zugschwellbeanspruchbarkelt herabgesetzt worden. Dabei ißt die • w, i ü 3b', Jki. ^ XSCrN.T. 16 10 260 ^ ^ KT « . 1Ä wo r-//i I l?C/M„4 MO «8C 500 990 Bild 9. Elnfluaa der Schwingungsrlsakorrosion auf die Z u c s c h w e l l f e s t i G k e l t . Aerosolverauch £4] u bWI101 „ - .A- i O » St 38. SCHMU Z\ [-1 i i > i « , SCHMILZ; I-I u a socrvt wis.io 7 ! i , 700 900 7 ' J V f S T l G K t i T Op Bild 10. ZuBEEBonhacs zwischen dar Z u g f e s t i g k e i t und d e r 5ie£eweciiselfeBtlKkalt von uncekerbten P r o ben b e i Gchwingungsrissfcörronion. Tropfversucii Q5] J HchadigungHrate im so g r o u s e r , Ja hohor <Jio rt nt (_ ••!•.•:. F-.-: ti> '/.•-' ttßa ij*eschaft e n dur S t ä h l e l i e g e n . Audi der LorroaionLträô '"t*J. 1 r.T .,- b.:*. «.orronior...b e s t ä n d l ^ e Stuhl X 8 CrlUTi 19.IC urfahren c l t }Z bzw. 2rJ 9 oitiui. ...•Jtli:.. a DeuerfeBtiiSkeltBverluut. Leo Einflu3^ der Z u g f e s t i g k e i t tiol Plachbiö5e*o::.LoelbeaiiHpru^nung zeiKt das Bild 10. Launen ijyGit.'.on dlo S t ä h l e bei ~en guwahlten Vorouchntiediuûr.KQr) 'ir.u'jhänßig von thron Zugfo et i g e l t e n annähernd g l e i c h e K o r r o s l o n c z e i t f a s t i i ^ u l t o a . Wie dem Bild 11 zu ütit:iehneu i s t , kann die SchwingurigerisakorroaioD auch b a l gekerbten Tüllen a a r t r e t e n . AlMrdluga 300 N mm? M - b ^ <*> t• ^ ! 2 i KT*5. SCHMELZE 1 - 1 O B 50CrV< :»——^*, - : t---i DW1S 1U ) | - — 700 ZUGFESTIQKFIT 900 d B Bild 1 1 . Zuesjumenhang zwischen der Z u g f e s t i g k e i t und B l e g a w e c h n a l f e s t i ^ k e l t von gekerbten Probon b e i SchwingungBrißükorroaloa. Tropfverouch £5 ] scheinen b e i den u n t e r s u c h t e n Korroaionsbö&intfungeD (Wasser, 5-10 s p i e l « ) nur S t ä h l e mit e i n e r Z u p f e s t i g k e i t von n ä h r a l s 50C N.mnT tu e e l n . Schwlnggefährdet 4 . Folgerungen Die Untersuchungen z e i ^ o o , das« durcii aino atnosphärlacfce Vorkorroolon oder durch e i n e KorroßionaacbwlngbeanspruchunF; die ^ a u u r f e n t i ^ - t e i t a e i g e n schaften u e g e s c h ü t s t e r S t a h l b a u t e i l e erhebli.cn h e r a b g e s e t z t »erden könneD. Bei aebwingbeanapruchten S t a h l t e i l e o wächst daher mit der Möglichkeit des A u f t r e t e n s von KorrosioaBVorgangeo die t-auerbruch^-^faiir. Für dan Konstruk- 81 teur resultieren eus diesen Ergebnissen bestirnte Überlegungen. Diese aiiesen •loh zur Gewährleistung der Zuverlässigkeit dar Erzeugnlase vor alle* nlt folgenden Uasanahmen befassen: - Berücksichtigung dar DauarfesUekeltsainäerung bei dar Boaeaaung dar Bautalla. - KorrasionsBChutxgarachtes Konstruieren. - Anwendung geeigneter KorroBionsaohutxBasanahnen. - Zweckentsprechende Werkstoffauswahl. Bei der Werkstoffauswahl i s t zu beachten, dass alle Stahlmaxken, auch die hochlegierten, sogenannten korrosionsbeständigen Stähle, Beibat bei relativ schw&oh aggressiven Medien, zur Schwingungerisakorrosion neigen. Aus den Ergebnissen i s t weiterhin zu folgern, dasa aus Gründen der Dauerbruchgefahr beschädigte KorrosionsaohutzsyBteme BOhaellstens ausgebessert werden müssen. Literatur [lj T a u s c h e r , H. B u c h h o l z , H. : Einfluss einer atmosphärischen Vorkorrosion auf die Dauerschwingfestigkeit verschiedener Baustahls. £. Teilbericht: Ergebnisse nach einjähriger Auslagerung. Werkstoffberioht Nr. 422-6/76 des Instituts für Leiohtbau, Dresden, 24. 9. 76 [2J T a u s o h e r , H. F l e i s c h e r , H. : Statische und dynastische Werketoffkoanwsrte zum Rostungsverhalten der Baustähle. Die Technik 27, 1972, 8, S. 517 bis 519 [VJ T a u s o h e r , H. : Sauerfestigkeit, Warmfestigkeit und Yersohleissverhalten der korrosionsträgeu Baustähle. IfL-Uitt. 13, 1974, 8, S. 275 bis 279 [t-~J T a u s o h e r , H. B u c h h o l z , H. : Ergebnisse von Zugsohwallversuchen an Proton aus verschiedenen Baustählen in einer temperierbaras »»r"--lkammer. 1. Teilbericht: Einfluss von Leitungswasser bei ungeschützten Proben. Werkstoffbericht Nr. 422-4/75 des Instituts für Leichtbau, Dresdon 6. 6. 1975 [VI T a u s c h e r , H. B u c h h o l z , H. : Einfluss einer Korrosionssohwiagbeanspruchung bei gekerbten Probestaben. 2. Teilbericht: Sorrosions-Zeitfestigkeitswerte gekerbter Probestabe aus St 38 und ET 45 in Leitungswasser bei flacher Biegewechselbeansprichung. Werkstoffbericht Nr. 422-10/75 deB Instituts für Leichtbau, Drusden 29. 8. 1975 e2 Ing. Jaromír B a l u s e k prof. Ing. Karel M a z a n c e Ing. Ludmila K y a p e c k á , , D r S c , ÍSSR DrSc. - tfgJTEK TEPELNg MECHAMICKČHO ZPRACOVACÍ NA HČKTERť VLASTNOSTI VYBRAlrfCH KONSTBUXgNÍCH OCELÍ U šesti typů nlzkolegovanych konstrukčních oceli byly porovnány mecha nické vlastnosti plechů po tepelně mechanickém (TMZ) a konvenčním zpracová ni (KZ) a u jedné z nich byl zkoumán vliv technologických parametrů. tíčinek TMZ se projevil nejen u mikrclegovaných, ale i u běžných typů konstrukčních oceli při snížených i zvýšených teplotách zkoušeni, avšak dlouhodobým popuš těním na vysoké teplotě byl eliminován. Vhodnou volbou technologických parametrů tepelně mechanického zpraco váni (Itsz) bylo možno dosáhnout při energetické úspoře [l] příznivých me chanických vlastnosti u konstrukčních oceli v porovnání s konvenčním zpra cováním (KZ). U většiny konstrukčních oceli se účinek TMZ v porovnáni s KZ projevil hlavně tlm, že se zvýšila mez kluzu a pevnosti [z] až [4], sníži la tranzistnl teplota [5] a zvySil faktor intenzity napěti [e] a odolnost proti vodíkové křehkosti [7] při zachováni nebo mírném sníženi hodnot zúže ni a tažnosti, príp. vrubové houževnatosti při normální teplotě zkoušeni. Méně byl sledován jeho účinek na mechanické vlastnosti např. po dlouhodobém popouitěnl při vyšších teplotách [8] nebo při zkoušení za snížených příp. zvýšených teplot. Cílem práce bylo porovnat mechanické vlastnosti plechů po T1IZ a KZ u Šesti rozdílných typů nlzkolegovanych oceli (11 523 - 15 lín; 15 223 - 20 Hnilo; 14 320 - 25 MnOrZrTij 15 222 - 15 MnlJo NbB; 15 128 - 10 MoV a 16 224 - 15 UnCrHiHoVB) a na vybraném příkladě oceli 15 128 - 10 MoV uká zat vliv technologie TlíZ na konečné vlastnosti plechů. Technologie tepelně mechanického zpracování plechů Hlavní technologické parametry TH£ plechů z uvedených typů ocelí byly v souhlasu s dříve publikovanými údaji [5] následující: - výchozí tloušťka hrany byla vždy 40ran,tj. byla zvolena tak, aby celko vá deformace při válcování bez meziohř»vu byla minimálně 50 % (ve všech případech 72,5 *. youze u oceli 14 320 - 25 MnCrZ-.Ti byla 63 *),- - teplota ohřevu bratry bylti volmu minimálně 50 C rud ť.-plotou přeměny AC-, a výjimkou o c e l i 1!> 128 - lu fcoV v i z tub. 1 , a z t é t o teploty byly bramy válcovány a e a t i prflchody; deformace při jednotlivých průchodech ne byla menaí než lrj % u ulelovaných o c e l í 30 a£ 15 % 3 výjimkou ponledního prfichudu ; při volbě t e p l o t y 1 lirrvu bylo nutno zuhrnout počet úběrtt a dobu nutnou pro válcování , v tomto případe 35 - 10 a) otejně jako ryrhl o a t ochlazování při válcovaní s ohledem ne podmínku nepodkročit teplotu Ar. < viz tab. 1 i; - po ukončeni válcování byly plechy ochlazeny ve vodě, t j . v kalicím z a ř í zení [9 d aby se dosáhlo dostatečné rovnosti plechu; manipulační doba mezi ukončením tvářeni a kalením bylo volena 12 - 2 a, 30 a 50 s , aby byl zjiatín j e j í v l i v .obecně t a t o doba z á v i a í na typu ocele a konečných rozměrech plechuj* Tabulka 1 . Teploty přeměn při ohřevu Ac^ při ochlazování Ar, a teploty ohřevu a kalení při TMZ včetně konečné mikrostruktury Teplota .'V Ocel V.ikroatruktura ohřevu* kalení 1 743 910 660 Bainit 869 804 930 880 Dainit 14 320 > 25 HnCrZrTi 845 - 930 880 Mařtensit • Bainit 15 222 15 VruioNbB 880 810 930 880 Bainit 15 128 930 870 *c 3 W 11 523 15 Hni 845 15 223 20 HtulO ' 3 a o HOV 16 224 J 5 HnCrHi k*0VB> 050 720 960 900 Bainit 920 860 Bainit + Ferit 950 900 Bainit Pozn.: Teplota ohřevu a kalení je uvclena pro nutnou manipulační dobu mezi ukončením válrovánl o kalením 12 s Technologické parametry, ktrr*5 byly pro jt-dnotlivé typy o c e l í p o u i i t y , byly shrnuty v t a b . ! • Volbu trikových t.-t-litiolo.-ických par/um-trfl zabránila úplnému rozvoji rekryatolizace a vyloučení prceutoktcidního f e r i t u při T:/Z. P-4 Touze u o c e l i 15 l?f - 10 V.oV byly použity dve vnri/mly 'IVZ, u nich* t r p l o ta oliřevu nebyla d o s t a t e č n á ; v prvém případe pou2« 30 C rind Ac,, ví* iruiiftm případě byla t e p l o t a ohřevu pod Ac- viz t a b . 1 , což melo za niJnledek, ?.» po prvé v a r i a n t e TMZ a výdrží 50 s meiii úkon Cenin t v á ř e n i a kalením u po druhé v a r i a n t e TlíZ ve viech případech byla s t r u k t u r u f e r i t i c k o - b a i m t icka viz t a b . 1 . pro doplnění byly v l a b , 1 uvedeny mikroatruktury pro vierhny otupované o c e l i po p o u ž i t í popsané technologie zpracovaní Tl.Z. Konvenční zpracovaní bylo provedeno kulením plichŮ t i . 11 mm po <.íiřevu a nutné výdrži na t e p l o t ě Ac* + 30 až 50 ° 0 . Plechy zpracované způsobem TUZ a KZ byly pak popouštěny na různé- t e p l o t y větvinou č t y ř i hodiny, jak j e uvedeno v popiau výsledků pro každou ocel. V l a a t n o n t i konvenčně a t e p e l n ě mechanicky zpracovaných plechfl J e s t l i ž e ae n e v y l o u č i l p r o e u t e k t o i d n í f e r i t , v souhlasu a d ř í v e p u b l i kovanými ú d a j i . 1, 5 , 8 ] vedlo t e p e l n ě mechanické" zpracovaní ke zvýšení pevnostních v l a s t n o a t í u vňech zkoumaných typu o c e l í , a to i pro n e j d e l š í dobu mezi ukončením válcování a k a l e n í 50 a ) . Zvýšeni pevnostních v l a s t n o s t i plechfl TúíZ v porovnání s konvenčním zpracováním bylo z j i š t ě n o i u nejméně výhodných o c e l i z h l e d i s k a technologických parametrů TUZ, označe ných 11 523 - 15 Wn a 15 126 - 10 MoV. V p r á c i 1 . bylo j i ž ukázáno, že u o c e l i .11 523 - 15 Mn j e a ohledem na l e g u j í c í bézi nebezpečí výrazného r o z voje r e k r y s t a l i z a c e , a tím s n í ž e n í účinku TUZ na konečné v l a s t n o s t i . Tento v l i v ae váak u plechů TI..Z t i . 11 mm významně n e p r o j e v i l ani p ř i z a ř a z e n í 50 a výdrže mezi ukončením v á l c o v á n í a kalením. Naproti tomu u plechů TI1.Z t i . 11 on z o c e l i 15 128 - 10 fcíoV se p ř i z a ř a z e n í 50 s výdrže mezi ukončením válcování a malením n e p r o j e v i l v z r ů s t pevnostních v l a s t n o s t í v porovnání a konvenčním zpracováním, a t o ani tehdy, b y l - l i ohřev zvolen nad Ac, iia t e p l o t u 960 °G ^viz t a b . l ' . . p ř í č i n o u byla 1 ' g u j í c í báze t é t o ocele a vyaokoj t e p l o t o u A r , , neboť po z a ř a z e n í n e j d e l š í výdrže 50 a p o k l e s l a t e p l o t a plechů před kalením pod t e p l o t u Ar, a mikroa t r u k t u r a byla po zakulení tvořena vedle b n i n i t u i proeutektoidním f e r i t e m . Zvýftení pvvnos t n i c h v l a s t n o s t í po t e p e l n ě mechanickém zpracování v po rovnaní a konvenčním zpracováním 3e zbc:.oválo pro dobu popuštění č t y ř i ho diny v celtto rozínhu t e p l o t p o p o u š t ě n i , k t e r é pro ocel 15 lín byly zvoleny do 625 °C, pro ocel 1'0 Vn\c do 650 °C, pro ocel 25 WnCrZrTi do 625 °C, pro oc?l 15 V.MirNo3 do 575 °C, pro ocel 10 UoV do 710 °C a pro ocel 15 línCrNi WoVB do 6*-0 °C. Pro i l u s t r a c i byly v t a b . 2 uvedeny s t ř e d n í hodnoty mecha- Tabulka 2 . Mechanické v l a a t n o s t i plechů po TV!Z a KZ a popuštěni na vysokou teplotu po dobu čtyř hodin teplota zkoušení v tahu a vrubové houževnatosti • 20 °C) «Kt Ocel Teplota popuštění Zpracováni *t á 5 l%] ~KPa. 11 523 14 320 625 25 KnCrZrTi 200 15 2 2 2 675 15 MnMoNbB 15 126 710 10 ťoV 176,5 127,5 - 531 639 61 156,9 117,7 -100 599 702 20,2 56 117,7 88,2 -loc TVZ 667 730 18,8 56 93,1 68,6 -160 TVZ 781 887 16,5 48,7 73,5 1615 1689 7,0 18,7 KZ 638 714 19,4 57 171,6 132,4 - 45 TVZ 739 779 17,8 51 139,2 88,2 - 65 KZ 652 717 16,2 60,3 186,3 147,1 - 20 TVZ 1 679 763 17,1 59,3 190,2 177,5 - 65 666 702 17,5 66,0 159,6 117,7 - 60 KZ 793 841 - 68,0 80,6 - - TUZ 843 e94 64,5 71,4 - - 1139 1325 KZ def. 63»" 44.1 K KFa m 1 / 2 80 - ; 6C °C 64 • 2C °C 75 V KZ 49,0 10C TUZ Teplota ohřevu při TUZ byla 960 °C _ 55,5 3ncl Ic Teplota zkoušeni V TUZ** 660 ^J.ca-2. 56 ^920 15 MnCrfíiKo pro 5Q * tr.loEU na RV : C 19,4 475 ,960 16 224 Tt 20,1 TVZ 650 20 KnV.o RV 598 625 15 *n 15 223 KZ R3 49,0 Teplota ohřevu při I1TZ byla 920 °C 86 nickách v l a a t n o a t l , zlákané u plechu TliZ É KZ pro sledované typy o c t i l • nejvyšší teplotu popouštěni. Fous* pro o c e l i 14 320 - 25 ÍUiCrZrTi • 16 224 - 15 HnCrNiMoVB, které l z e poulit i po popuštěni na nízkou t t p l o t u , byly v tab. 2 zahrnuty údaje aechanickycb vlaatnoatl i pro tento případ. Podob ni jako v tab. 1 i zde jsou uvedeny mechanické vlaatnoatl plechu pro THZ • dobou výdrže mezi válcováním a kalením 12 - 2 a. Z hodnot aeze kluzu a pevnosti uvedených v tab. 2 vyplývá, že byly u plechu IUZ vždy v y i i i net u plechu K2, a výjimkou varianty THZ a ohřevem na 920 °C, p o u ž i t i u o c e l i 15 128 - 10 IloV, t j . a výjimkou, že byla srovná vána f e r i t l c k o - b a i n i t i e k á struktura po IMZ a bainitickou strukturou po KZ. ZvySenym pevnostnla vlastnostem po THZ odpovídaly s t e j n é , Mírně snížené nebo zvýšené hodnoty tažnosti a zúženi, Velmi dobře je v i d ě t na obr. 1 vztah mezi pevnostními vlastnostmi a tažnosti plechu t i . 11 mn po THZ a KZ z o c e l i 11 523 - 15 Mn a z o c e l i -5 222 - 15 HnHoNbB po popuštěni č t y ř i hodiny na raznou t e p l o t u . Nezávisle 1100 {15222 (KZí TMZ) 11523 500 300 15 222 1100 plechy ti 11 mm 15222 aKZ o TMZ pop. 550 o i 675 °C 11523 * KZ «TMZ pop. 500 ož 62 5° C 300 15222 (KZ? TMZI 1100 500 plechy ti. 11 mm 15222 4KZ o TMZ pop 550 až 675 "C 11523 * KZ • TMZ pop. 500 až 625 X, \ 1100 •o 900 a. b2700 RV11523 > -«4 V _R31'523 500 300 ÍO Obr. 1 . Forovnánl z á v i s l o s t i pevnost ních v l a s t n o s t i na tažnosti u o c e l i 11 523 a 15 222 80 120 160 200 R3.RV [ J . c m 2 ] 240 Obr. 2. Forovnánl vrubové houževna tosti při + 20 °C oceli 11 523 a oceli 15 222 87 na toa, zda ilo o octl 1$ Hn nebo nlzkolegovanou a mikrolegurou Nb - ocel 15 222, byly pro danou tainost hodnoty a»z» kluzu většinou vyšil po TMZ n«Z po KZ. Podobná úvaha o malto vlivu mikrolegury z hlediska účinků TMZ platí i pro závislost meze kluzu a pevnosti na hodnota vrubové houževna tosti R3 (U-vrub 3 ma) nebo RV (V-vrub 2 un) pro teplotu zkoušeni * 20 °C, jak je zřsjaá z obr. 2 . Vliv rozdílná legující báze u zkoumaných ocelí B S projevil v těchto závislostech především v absolutních hodnotách mechanic kých vlastnosti, připadne na strmosti závislostí uvedených na obr. 1 a 2, Rozdíl mechanických vlastnosti plechu ti. 11 mm po TMZ v porovnání a KZ se zachoval i pro záporné teploty zkoušeni. Např. na obr. 3 jsou 1200 120- ocel 15 223 GOMnMo) popuštěno 650°C/i;h,H11mm o KZ • TMZ -200 -160 Obr. 3. -120 -60 -40 í0 teplota zkoušení [°C) Závislost mechanických vlastnosti na teplotě zkoušeni ahrnuty výsledky zkoušení mechanických vlastnosti získaných u tahových zkouiak při snížených teplotách zkoušení, jestliže byly vyrobeny z popuštěných (650 °C/4 h ) plechá TMZ nebo KZ ti. 11 mm z oceli 15 223 - 20 MnMo. Zvýšená mez kluzu a pevnosti a snížená tažnost a zúženi se zachovaly v celém rozme zí teplot zkoušeni. Na obr. 3 byly také ' <eny hodnoty vrubové houáevna- •.ostí v zavialoati na teplot* zkousaní, které dál* potvrzuji j i t dřív* z.-1 stěny' příznivý v l i v THZ na tranzitní teplotu např. pro ocel 11 523 15 UD a 15 222 - 15 MnláoNbB [ 5 , l ] . Pro úplnost byly na obr. 4 shrnuty výuledky měřeni mechanických v l a s t n o s t í u popuštěných (675 °C/4 h) plechů t i . 11 mo po DIZ a KZ » o c e l i 15 222 - 1$ MnMoNbB v zavialoati na teplot* .kouseni nejen v o b l a s t i nízkých, a l * i zvýšených t e p l o t . Zvýlenl a*z* Uuzu a pevnosti a snížení zúžení se zachovalo jak při nízkých, tak při -.'visených teplotách zkoušení. Na obr. 4 byly dále vyneseny i střední hodnoty procenta výskytu křeh...eho lomu na zkouškách vrubové houževnatosti RV, které ukázaly účinek ÍHZ z hlediska tranzitní teploty; tranzitní teplota pro 50 % křehkého loau by la účinkem TMZ posunuta o 20 °C k nižSÍ teplotě v porovnaní s KZ. ocel 15222 (BMnMoNbBl pop675°C/4hod : ti. 11 mm *KZ eTMZ ATt[50V.I = 2 0 ° C -40 +120 *280 teplota zkoušení [°Cl +440 Obr. 4 . Mechanické v l a s t n o s t i glechu t i . 11 i v z á v i s l o s t i na teplota zkoušení Znaíoý v l i v na zachování úSinkfi TUZ má dlouhodobé popouštění při vy soké t e p l o t ě . Například na obr. 5 jsou shrnuty výsledky mechanických v l a s t n o s t í ( t e p l o t a zkoušení + 20 ° c ) plechů t i . 11 mn po THZ a KZ z o c e l i 89 16 224 - 1$ MnCrKiMoVB r cáTieloeti na dobi popufteal aa teplot* 660 °C« t obráaku jo sřejaá, io aai po ato hodinách populteal Jaou aechanick* Tlaatnoati ehruba atejná po BáZ i KZ. Obdobná sarlaloat byla ajllteaa j l l dííTo u oeali U 523 - 15 Mn [ B ] , kdo k Tyroraanl aecbaniokych Tlaataoatf plocho TMZ a KZ doilo po ato hodinách popuštěni aa teploti «50 °C. Zryeanl pavBoatBlch Tlaatnoati a enllenl tainoati a traaaltal toploty uiiaken S B ee pro plechy t l . 11 am ocoli 15 223 - 20 HnHo T poroTaenl a EZ šachovalo 1 V O" doba popouštěni na 650 *C [hi Obr. 5. Mechanická Tlaatnoati plechfttl. 11 an T láTialoati na dob* popouštění ai do oca 200 h popuštěni na 650 °C (obr. 6). Po dolila popouitenl naetííá po mz tak Týrasa? pokloa paTaoatnlch Tlaatnoati a vtrttet tainoatl a transitní toploty, i* po popuitenl nad eca 200 hodin jaou paTnostnl hodnoty T/iil a taanoat a traasitnl teplota n i i i l po KZ než po IHZ. TaJcory probíh byl a j i i t i n j i i dříTe u oceli 1$ 222 - 15 MnHoMbB Cd, avšak k vyrovnáni Mcbanickych Tlaatcoetl plachá t l . 11 as po IHZ a KZ doilo podatatnl dřiTO, a to aai po oaai hodinách; teplota popouštění byla Tiak vyšil, a to 675 °C. To inaaoná, i* bcoli po IHZ není vhodná pouilvat dlouhodobá při vjreokýcb teplotách, aTiak hlavně, ie vyiadujl-li technologická operace výroby eou- 90 4é«tí několikanásobná popuštění na vysoká t e p l o t ě , Je třeba počítat e a o l nostl eliminace příznivých uč:.nko TMZ. Je zřejaá, ze k eliminaci účinků ntZ dochází za razných podmínek, daných hlavně typem o c e l i , teplotou a do bou popouštění. 300 8200 100 - > S 800 Z ,2600400 ocel 15223, ti. 11 mm • TMZ o KZ > 80 g60 3- 40 10 10 tT doba popouštění na teplotě 650 "C [h] Obr. 6. Uechanické v l a s t n o s t i o c e l i 15 223 v záv i s l o B t i na době popouštění při t e p l o t ě 650 °0 Zéver Účinek tepelné mechanického zpracování se projevil u plechft všech typfl zvolených ocelí 11 523 - 3.5 Hn, 15 223 - 20 Hnilo, 14 320 - 25 HnCrZrTi, 15 222 - 15 UnUoNbB, 15 128 - 10 UoV a 16 224 - 15 HnCrNiUoVB při normální, snížené i zvýšené teplotě zkoušení. Hez kluzu a pevnosti byla mírně nižší než při konvenčním normální teplotě po TUZ nižší, ná v porovnáni a KZ. Tranzitní zvýšena, ale tažnost a zúžení byly obvykle zpracování. Vrubová houževnatost byla při avšak při nízkých teplotách vyšší nebo stej teplota pro 50 % křehkého lomu na zkoušce 91 vruboví houževnatosti RV byla po THZ vždy ni že i než po KZ. Krátkodobá po pouštěni i na vysoká teplotě nemodifikuje zásadně uSinky THZ. T z á v i s l o a t i na době a teplotě popouštěni a na typu o c e l i bylo Tisk aoino účinky THZ eliminovat. Tuto skutečnost je nutno v s í t v úvahu, vyžaduje-li tecfanolofie výroby součásti několikanásobné popuštění na vysoká teploty nebo m a j l - l i s o u í i s t i pracovat dlouhodobě za vysokých t e p l o t . Priznivý v l i v THZ např. na pevnostní v l a a t n o s t i nebyl z j i á t ě n , j e s t l i že teplota ohřevu nebyla dostatečná (těsně rad Ac, nabo pod Ae~ u o c e l i 15 128 - 10 Hov) a k l e s l a - l i teplota kaleni při THZ pod Ar^, t j . když p l a chy t i . 11 aa měly po THZ f e r i t i c k o - b a i n i t i c k o u strukturu a porovnávaly se s plechy t i . 11 mm po SZ s bainitickou strukturou. Literatura [ l ] B a 1 u í e k , J . - F a j a , A. - H y s p e c k á . L . M a z a n e c , K.: Hoínosti aplikace VTHZ při zvyšování pevnostních v l a s t n o s t i plechu z uhlíkových konstrukčních o c e l i , VII. c e l o s t , dny t e p . z p r a c , Bratislava 1976, 90 [2~\ B e r n i t e j n , H.L.: Těmonech. obrabotka metallov i splavov, Het a l l u r g i j a , Hoskra 1968 [3] L a t h a • , B . J . : JISI (1970), 50 [A] V e n k a t a r a m a n . G . and Engineering 16. (1974), 133 H e b l i k , A.K.: Materials Science [5J H j t p e c k 4 , I . - B a l u š e k . J . : Technologické problány t e pelně mechanického zpracování o c e l i . Práce Vtt Vítkovic - železáren s s t r o j í r e n JO.. Oottwalds 1971 až 5, Vítkovice 1976, 109 [ 6 ] H y s p e c k á , L. 68 (1971), 305 M a z a n e c , K.: Hen. Se. Rev. Hétallurgie [7] H y s p e c k á . L . - G a l l a n d , J . F l u a q u e l l e c , J . - A z o u , F. - B a s t i o n , P . : Compt. Rend. Ac. Sc. 266 (1968), 348 [e] B > 1 u I « k , J. - H y s p e c k á . L . - H o z a n e c . K . : po užiti tepelně mechanického zpracováni na zvyšování mechanických vlast nosti nlzkolegovaných konstrukčních oceli, Sb. konf.: Halil aožnosti lťgovánl nlzkoleg. ccell pro práci za vysilch teplot, Havířov 1970, C 1 [9] H y s p e c k á , L.: Studium lomových charakteristik martenzitických oceli a slitin Sb. věd. prací VSB £V£ (1970), 1 92 Ing. J o u f z r a i k, CSe. - Doc. Ing. Vojtech K a r e l , CSc, CSSR VPLTV REAUSTEWITIZ/CIE PO POP^SŤAMÍ MARTENZITU NA Mi-CHANICiag VUSTNOSTI A PORuSOVAMIE HARTEN2ITU MOCELOVEJ ZLIATINY Fo-Ml-C lived V ostatních rokoch sa čoraz čaatejíie uplatňujú pri spracovanl materiálor nekonvenčně aposoby tepelného apracovania - VTUZ, NTJIZ, IZOFORMING a iné. Soeiahnuté vyeledky, najma zlepsenie húzevnatoati martenzitu potvrdzujú aprévnoaf ich zavédzania do technologického proceau. Vaetky tieto aposoby však vyuiivaju možnost ovplyvnenia vychodiakovej Struktury deformáciou, co je pri profilovaných materiáloch ob tažné. Pre to aa při niektorych konstrukčních oceliach a úepecho* využívá tepelné apracovanie vedtice k vytvoreniu heterogénneho auatenitu ceatou reaustenitizácie, t.j. opako vanou austenitiziciou a kalením [l]. Zavedením takéhoto nekonvenčněno apoaobu tepelného apracovania oa d:aahuje zvySenie urovná aechanicko-*etalurgickycb parametrov konstrukčních ocelí a obaedzenie náchylnosti k předčas ným lomom oceli a martenzitickou Strukturou. V předkládané j práci budeme a klimat vplyv tepelného apracovania - reauBtenitizácie popuštěného martenzitu, veduceho k vytvoreniu východiskové ho heterogénneho auatenitu aodelovej zliatiny Fe-Ni-C aa mechanické vlast nosti a porufiovanie martenzitu v čeratvo kalenom a popuatenom atava. Použitý materiel a experimenty Na skumanie aa použila modelová zliatina Pe-Ni-C, ktorej chemické zložonie je uvedené v tab. 1. TabuXka 1 Zliatina Fe-Ni-C C Hn Si P s 0,55 0,28 w 0,3 w 0,01 0,02 w Ni 20,01 AI 0,1 0,0065 léto zliatina bola vytavené vo V7. peci z čistých surovin. Odliate ingoty boli vykované na tyče f 16 au, ktoré boli potom dvakrát aueteaiti- 93 zované při teplotě 1 050 °0 dv« hodiny a ochládáním do vody. Na takto před připravenou materiáli aa vykonalo nesledujíce tepelné apracovenit: - podchladenie na -196 °C/30 min - kvapalny dusík, ohřev na 300 °C/24 h reaatenitizaíny ohřev popuštěného aartenzitu na teplotu 810 °C/4 min a ochladenie do vody. Výsledná struktura! heterogamy austenit s jemnými dieperznymi části cemi cementitu vnutri iřn (obr. l ) . z takto připraveného materiálu boli vy hotovené akuSobné tyíky a menovitým priemeroa 0 3 mm (obr. 2 ) . Statické tře nové okúSky sa robili na trhacom stroji ZWICK, s rychlosťou deformacie 4,2 i 10~5a , co zodpovědí rychlosti pohybu prieínika 0,05 om.min" 1 . Obr. 1 obr. 2 Fodmienky skúSania boli takéto: 1. Při teplotě -196 °0 bezprostředné po podchladení a vydrii 30 min na tejto teplotě - cerstvo kaleny nevystarnutý nartenzit, 2. pri teplotě +20 °C po predchédzajúcoa podchladení vzoriek na -196 °0 a vydrii 30 min na tejto teplotě a vytemperovanl na +20 °C - Serstvo ka leny martenzit dynamicky starnuci poSas ťahovej skuSky, 3. při teplotě +20 °0 po predchéíiajucoa podchladení ne -196 C C, výdrži 30 min, vyteoperovsní na +20 °0 a popuštěni jednu hodinu na 50, 100, 200, 300 a 400 °0 - vyatarnutý resp. popuštěny martenzit. OzaaSenie vzoriek, tepelné apracovania a podmianky akúiania sú uvede né v tab. 2. Změny vo tychodiskovaj •ubtcruktore austenitu pe tepelnou apracovanl sa sledovali pozorováním tenkých fólií tranamisnou elektronovou mikrosko- 94 piou TEM na JIH - 7* Na získaných snímkách bola v auetenite určováni Rá movou metodou huatota dielokácil (tab. 3 ) . Tabulka 2 Vzorka c. Fodmienky ekuaky Tepelní apracovanie I.l 2x1 050 °C/2 h -196 °C/30 min - trhane p ř i -196 °C 1.2 voda -196 °0/30 a i n - trh»r,e p ř i +20 °C 1.3 300 °C/24 . -196 °0/30 min - ohi . so °C/1 h - trh.+20 °C 1.4 BXO ' C/4 adn -196 °0/30 min - ohr. .00 °C/1 h - t r h . + 2 0 °0 1.5 ochladenie do rody -196 °C/30 ain -196 °C/30 min - ohr.500 °C/1 h - trtw+20 °C 1.6 -196 °C/30 min - oiir.300 °C/1 h - trh.+20 °C 1.7 -196 °C/30 min - ohr.400 °CA h - trh.+20 °0 Na lomových plochách aa vykonalo základné faktografická stddiua na urSenie zaatdpenia základných typor lomových faziet a mieru uplatnenia jed notlivých mikromechenizmov poruSenie. Statist.< »tj rozbor lomových plích aa vykonal mriežkorou metodou na TV monitore -o*irovecieho elektronového mikroakopn JSEM - U3> YÝaladky experimentov Metalografickými met<.:iaui aa zietoval obaah zvyákováho auatenitu po nartenzitickej tranaformácii, vel'koor auetenitickáao zrna a teplota Ha; hodnoty ad uvedení v tab. 3. Tabulka 3 Zliatina Teplota Ha í°c] Fe-Ni-C -27 Velkoeť zrna [mm] Huatota dislok. 0,064 3.4.1010 2 [cm" ] Zvyákový auatenit w 7 Základná pevnoatná a plaatická charakteriatiky zlákaná statickou akúikou na tah ad pre daná podmienky akuíky modelovej sliatiny uvedená v tab.4. V poaladnom riadku tab. 4 ad uvedená hodnoty při okušeni martenzitu zlákaného z homogáuneho auatenitu, t . 20 °C. TT N -*-*—*- IK 100- 90- —K TT ..-A IK hodnrty IK 10»zvacšené 807060504030 20 10 -196 -100 --U...100 200 300 400 T[°C] Gin 6*0.3 ď [MFta] f 2200100 2000 90 1800 80-| 1600 70 1400 60 1200 50 1000- 40 800- 30 600 20 400-I 10 200 +— -196 -100 0 Obr. 3 100 200 300 96 TabulTca 4 Vzorka č. 6 [MPa] [MPaJ I.l 1.2 1.3 1.4 1.5 1.6 1.7 2 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 II 1 268 265 857 913 808 445 261 089 4> ne ID TT - 100 99,8 99,9 100 100 100 100 - 39,7 TK Ol 548 405 460 369 165 013 863 17,5 13,8 12,0 14,0 11,8 12.3 14,2 28,6 20,7 15,7 46,1 61,1 52,7 50,1 1 140 0,6 4,6 0,2 0,1 7,6 ™ 52,7 Priebeh mechanických charakteristik a relativná poíetnosť výskytu jed notlivých druhov lomových faziet v závislosti od teploty popúsťania stí uve dené na obr. 3. Z grafu vidieť, že sa dosiahli poměrné dobré plastické vlastnosti martenzitu {6,f>j aj v kritickom intervale +20 °C - +100 °0 pri zachovaní dostatočne vysokej pevnosti martenzitu. Tak ioto aj relácie medzi mikrofraktografickými lomovými charakteristikami a nameranými mechanickými charakteristikami sú v dobrej zhode. Zvolené tepelné spracovanie zliatiny viedlo k vytvoreniu struktury, ktoré vykazuje minimálně skrehnutie aj v podmienkach dynamického starnutia počaa ťahovej skušky. Na celej lomovej ploché sa zjevili pri teplotě skiíSky +20 °C len tri interkryStalické plosky (obr. 4 ) . V horaom rohu na lomovom priereze na obr. 4 je krížikom ozna&ené mieato výskytu týelíto IK plila ok. Ináfi v celom priereze lomovej plochy sa uplatňo val výlučné mechanizmus transkryitalického tvárného dutinového poruSenie (TTD) pri určených podmienkach skušanie. Výsledky stádia 3ubštruktiíry tenkých fólii východiskového austenitu ukázali roz-Uely po takomto 3pracovaní. Vnútri zrn austenitu sa nachádzajú disperzné částice nerozpuštěného cementitu, v okolí ktorých je zvýšená hus tota dislokácil (obr. l). Hustota dislokaci! je o rád vyěšia než v austenite po homogenizacnom žíhaní. Okrem toho bola v austenite zistená přítomnost neprenenného popuštěného martenzitu, čo svědčí o tom, že ohřev a doba výdr že nezaručujú čisto austenitickii homogénnu Strukturu. V dSsledku takéhoto heterogénneho austenitu struktura martenzitu po tranaformécii vykazuje vý razné zjemnenie. Prltoonosť dislokácil, disperzných častíc a ostatný-;h heterogenít v austenite moduluje priebeh martenzitickej transformácie. Rovnako aj č/namika martenzitickej fázovej transformácie je v heterogénnom auste nite modifikovaná. 97 Obr. 4 2hodnot«nie Z experinentálaych Týoledkov vyplivá, že zlepáenie mechanických vlast ností a loaových charakteristik je v ovplyvnenl subětruktúry východiskového •utenitn prad aartenzitiekou trasařornáciou. Výsledný efekt v závislosti od pozorovaných strukturných a subStrukturnych znien je výsledkem pSsobenia viacerých faktorov vplyvajucich na martenzitickií tranaformáciu. Elektroneaikroakopická Stúdiua potvrdilo, že priebeh martenzitickej transformaci* v heterogénnoa auatenite ovplyvňujú disperzně částice cementituv svýáená hustota dialokácil a nepremanné doaky popuštěného martenzitu. Vietky tieto faktory zmiernujii účinky martenzitickej transformácie. Při raste dosiek aartenzitu dechádza k vzájoanej interakcii dosiek a iaaticani a dislokáciaai, Soho výaledkoa je zaatavenie ich rastu vnútri auatenitických zrn a akrátenie volSiej dráhy ich raatu (obr. 5 ) . Zvýšená hustota dia lokácil v okolí Saatlc sa přejav! tlmiacim úSinkom na raatúce dosky martenzitu v doaledko. interakcie Sela dosky so splétáni dialokácil. K zjenneniu aartenzitu adie ddjst jednak pod prianya brzdiacia úSinkoa disperzných Saa tlc, jednak r dOaledku pSsobenia diaperzných Saatlc ako vhodných nukleaSných aieat při Starte aartenziticekj transformácie [2]. Priaay brzdiaci úSinok diaperzných Saatlc je závislý od objemovej hustoty a distribiicie Saa tlc. Výsledkoa pSsobenia vietkých eubetrukturnych faktorov je loíženie hla diny lokálně koncentrovaných napatí a obaedzenie dynamických úSinkov mar tenzitickej traaaforaácie, aúvisiacich ao skrátenla volných drah raatu doeiek- a znlzenla rychlosti ich raatu [3, 4, 5 ] . Fřiaárnu prii inu zlepáenia plastických vlastnosti certenzitu třeba vidieť v zjeanenl aartenzitickej Struktury a obmedzenl defektnosti potenciálnych lokalit vzniku zárodkov trhlin (hranice zrn, oieata styku, rychle 98 rastúcich rozměrných dogiek). Zvýšenie plastických vlastnosti na druhej straně vSak maže byť zapříčiněné aj ochudobnením tuhého roztoku o atomy uhlíka, pretože čaať uhlíka zostane viazaná na nerozpustné karbidy při reaustenitizácii, po zakalení takto dostaneme martenzit s nižším obsuhom uhlíka v tuhom roztoku, než zodpovedé nominélnemu obsahu uhlíka v oceli. Preto by relaxačně schopnost martenzitickej matrice mala byť zvýšené a plastické vlastnosti martenzitu v čerstvo kalenom i vystarnutom stave by mali byť lepšie. Zníženie obsahu intersticiálneho uhlíka musí vyvolat po kles spevnenia daného stupňom tetragonality. Poaobia tu teda dva protichodné účinky reaustenitizácie, čo aa týká pevnostných charakteristik. Z dosiahnutých výsledkov však jednoznačné vyplývá (pozři obr. 3), že pevnosť sa neznížila. Hodnoty pevnosti a plastickoati boli vyššie v porovnaní a horoogénnym austenitom. Tento fakt možno vysvětlit rozdielnym uplatněním jed notlivých druhov apevnenia pri tahovéj skuske. Pokles pevnosti vyvolaný v dfisledku poklesu obsahu uhlíka (intersticiálne spevnenie) je nahradený spevnením martenzitu disperznými časticami a subštruktúrnym spevnením. M6žeme konstatovat, že účinok tohto apevnenia nahrédza Ubytok intersticiálneho spevnenia £6]. Mierne zvýšené interkryStalická křehkost v rozsahu teplat +20 a +50 C, t.j. v podmienkach dynamického starnutia počas tahovéj akdšky je zrejme za příčiněné znížením relaxačněj schopnosti martenzitickej matrice v dosledku redistribdcie interstitických atómov uhlíka, duslka, připadne vodlka [7]. (Možno vSak předpokládat, že přítomnost interkryštalických faziet pri okra ji vzorky je zapříčiněné lokélnou nehomogenitou Struktury.) Pri malej rych losti zaťažovania dochédza k uchytávaniu týchto atómov na dislokáciéch a k vytváraniu nasýtených atmosfér, ktoré bránia pohybu dislokácií. Evýšenie teploty popúSťania nad 100 °C umožňuje rozvoj procesov vedúcich k zníženiu lokálně koncentrovaných napatí a k zlepSeniu relaxačnej schopnosti martenzitickej matrice (vyviazanie interstitických atómov do častíc cementitu, zvýšenie pohyblivosti dislokáií). Výsledkom toho je vzrast kontrakcie a výlučné uplatnenie aa mechanizmu TTD poru5':nia v lomovom procese. Zéver Dosiahnuté výsledky podporujU tvrdenie, že zvolené tepelné apracovanie veddce k vytvoreniu heterogénnej i.ustenitickej Struktury s disperznými časticami cementitu v objeme austeniticXých zrn a so zvýěenou hustotou dis lokácií vedie k zlepšeniu mtchanickýih vlastnosti a lomových charakteris tik martenzitu modelovéj zliatiny Fe-Ni-C. Ovplyvnením priebehu martenzi tickej transformécie vplyvom heterogenít v austenite došlo k obmedzeniu 99 dynamických a statických úeinkov martenzitickej transformácie. Zvýšené relaxačnó schopnosť martenzitickej matrice zaručuje zlepšenu húževnatosť a obmedzenie výskytu předčasných lomov martenzitu. Literatura [ l ] H a b r o v e c , F . a k o l . : J I S I 205, 1967, a . 861 [2] I - L i n C h e n g - T h o m a s , G.: Met. T r a n s . , V o l . 14, 1966, s . 374 3] P a t e r s o n , R.L. - W a y m a n , G.M.: Acta Met., V o l . 14, 1966, a. 374 L _4] H y s p e c k á . : Studium lomových c h a r a k t e r i s t i k m a r t e n z i t i c k ý c h f o c e l í a s l i t i n , Sborník věd. p r a c í VSB O s t r a v a , XVI, 1970, 5 1 . 579 [ 5 ] D a v i e 3 , R.O. No. 1, s . 307 [6] Z r n 1 k , J.: M a g e e , G.L.: Met. Trans ASM, V o l . 3 , 1972, Kandidátská d i z e r t a č n é p r a c a , Koáice marec 1976 [ 7 ] K a r e l , V. a k o l . : F r a k t o g r a f i a m a r t e n z i t u . Závěrečná správa č i a s t kovej úlohy SPZV, I I I - 5 r l r l b , Košice máj 1975 100 RNDr. Petr P a h u t a - Ing. Ludmila prof. Ing. Karel U a z a n e c , CSSR H y s p e c k á , DrSc. - VLIV TEPBmĚ-UBCHANICKěHO ZPRACOVANÍ NA VODÍKOVOU KfiEHKOST OCELÍ V poslední době ae jako součást výzkumu vlivu vodíku na vlastnosti vysokopevných oceli celá rada prací věnuje studiu příčin vodíkové křehkosti u modelových slitin Fe-Ni, reap. Fe-lJi-C, které máji za normální teploty austenitickou a po zakaleni při snížená teplotě martenzitickou strukturu. Studium vlivu vodíku v základní austenitické matrici na zkřehnuti acikulárnlho martenzitu po fázová transformaci slitin Fe-Ni-C s odstupňovanými obsahy uhlíku ukázalo, že za přítomnosti vodíku ae zvyšuje jejich náchyl nost k vzniku předčasných lomu při teplotě zkoušeni +20 °C [l]. Souhrnná analýza zlákaných výsledků vedla k závěru, že za přítomnosti vodíku a uhlí ku výrazněji krehne acikulárol martenzit slitiny Fe-Ni než jen ze přítomnos ti uhlíku. V předložené práci, která navazuje na získaná výsledky v práci [l], je popsán a hodnocen účnek zvýšeného obsahu vodíku v základní austenitické matrici nedeformovaná a předběžně deformované na modifikaci mechanických a strukturních parametru martenzitu. Ihned po zakaleni byly sledovány zá vislosti na rychlosti deformace za pokojové a nízká teploty. Experimentální te^^ŤEn Ke studiu byla zvolena slitina chemického složeni uvedeného v tab. 1. Tabulka 1. Chemické složeni použité slitiny [%], teplota Ha [°c] c Hn 0,36 0,41 Si 0,4? P S Ni 0,015 0,025 23,15 Na °C - 40 Z ingotu byly vykovány tyče 0 20 ao, která byly dvojnásobně žíhány na tep lotu 1 050 °C dvě hodiny a ochlazováním ve vodě. Takto zpracovaný materiál reprezentoval homogenní nedeformovaný auetenit. Cáat zkušebních tyíl byla před fázovou transformaci auatenit-martenzit deformována na 25 % v tahu při pokojové teplotě, což reprezentovalo předběžně deformovaný austenit. 101 Z takto zpracovaného materiálu byly zhotoveny tahové zkoušky bez vru bu 0 3 mm. Tyto zkoušky byly elektrolyticky vodíkovány při pokojové teplo tě před fázovou transformací v roztoku (lil) H01 + (0,1M) N-H,j hustota proudu byla 200 A.m , doba elektrolytického vodíkování 6.10 *a [l]. Pro studium vlivu vodíku v auatenitu na mechanické vlastnosti martenzitu byl zvolen tento experimentální postup: Zkušební vzorky s auetenitickou strukturou (nedeformovanou nebo předběžně deformovanou) byly bez nebo po elektrolytickém vodíkování kaleny na teplotě -196 °C 1,8.10 a. Tahové zkoušky se dělaly ihned po kaleni (bez meziohřevu) při této teplotě, nebo při pokojové teplotě 180 s od ukončení kaleni na trhacím stroji INSTRON TTD různými rychlostmi deformace v rozmezí 4,2.10 a . Průměrný obsah vodíku ve vzorcích, stanoveny okamžitě po provedení ta hová zkoušky- vakuovou extrakcí při 10~^Fa, byl 17,8 až 26,7.10"' váa.% Hg, přičemž pro nižší rychlosti deformace byl obvykle detekován obsah vodíku na nižší uváděné hodnotě. Po zkoušení v tahu byly zkušební tyče podrobeny metalografické a fraktografické analyze. Popia výsledků a jejich hodnoceni Základní mechanické vlastnosti studované slitiny v závislosti na růz né rychlosti deformace jsou uvedeny na obr. 1. Pro teplotu zkoušení -196 °C nebyla pozorována změna mechanických vlastností v závislosti na rychlosti deformace pro martenzit vznikly ve vodíkovaném a nevodlkovanén auatenitu. Pevnoataí hodnoty oartenzitu, který vznikl v deformovaném auatenitu (vodí kovaném i nevodíkovaném), jsou vyšší než hodnoty martenzitu vzniklého fázo vou transformací nedeformovaného auatenitu, a to jak při teplotě zkoušení -196 °C, tak i +20 °C u vodíkovaného i nevodlkovanáho auatenitu. Při teplo tě zkoušení -196 °C hodnoty prodloužení martenzitu vzniklého z deformované ho austenitu jsou v aouhlaau a očekáváním enlženy v porovnání a martenzitem vznikly* v nedeformovaném auatenitu, a to jak pro vodíkovány, tak i nevodlkovaný au-tenit (obr. l ) . Z tohoto obrázku plyne, že zjištěné hodnoty zúže ní jsou pro porovnáTané způsoby zpracování atejné. Při teplotě zkoušení +20 °C byla pro studované pevnostní a plastické vlastnosti martenzitu pozorována výrazná změna v závislosti na použité rychlosti deformace (viz obr. l ) . Předčasné lomy v martenzitu aice ještě nebyly zjištěny, avšak v martenzitu vzniklém v nevodíkovanám auatenitu bez předběžné deformace byl již jejich vznik pozorován, i když jen při nejnižší 102 Jestliže oe za přítomnosti vodíku realizovaly předčaané loniy, byly v objemu zkušebních vzorku zjištěny mikrotrhliny, které v převážné míře probíhaly kolno na směr působícího napěti a Siřily se z povrchu vzorků (viz obr. 2). Aváak po předběžné deformaci ee snížila pravděpodobnost vý skytu těchto trhjin, nebotr podobné trhliny byly optickým mikroskopem vidi telné jen ojediněle. Na studovaných lomových plochách zkušebních vzorků byly určeny tyto morfologicky odliěné typy lomových povrchů [2] : - interkrystalické křehké štěpné porušení (HC), - transkrystslické křehké Štěpení CDO, - transkrystalické tvarné jamkové porušení ( T T ) . V zanedbatelné míře byl u studované slitiny zjištěn výskyt interkrystalického tvárného lomu (ID). Uimo tyto základní ityři mechaniany byla po zorována oblaat smykového lomu (TS). Jak plyne z výsledků kvantitativní analýzy výskytu jednotlivých typů lomů uvedených v tab. 2, předběžná deformace auatenitu i za přítomnosti vo díku snižuje výBkyt interkrystalických a transtrystalických křehkých lomů, ve srovnání a martenzitem vzniklým v nedeformovaném auatenitu (vodíkovanóm nebo ne vodíkovanéW) • Tabulka 2. Procento výskytu jednotlivých typů lomů Teplota ?kouSen£ RychloBt deformace [*] [°o] -196 Def 4,2 . 10~2 4,2 • 10" 5 +20 4,2 • 10"2 «2 0 25 - 0 25 «2 0 25 - 0 25 ^ - 4,2 . 10" 5 % - 0 25 HC Ti TT 0,1 0,1 0,2 0,1 35,7 35,3 64 64,5 35,0 36,0 65 64 31,4 33,9 67,5 65,6 33,8 35,0 66,2 65,0 8,8 4,4 55,0 31,5 34,0 63,0 0,3 37,9 26,6 61,8 73,4 0,4 0,2 1,7 1,1 0 25 0,7 0,3 TS 0 25 4,3 2,7 18,6 15,2 57,0 57,7 20,1 24,8 0 25 2,0 15,3 0,8 44,3 32,0 37,4 67,2 103 rychlosti defornae*. V nartenxitu vzniklém ve vodíkovanén austenitu se zjistil výskyt předčasných lomu v obou studovaných případech, dokonce při rychlosti defornace 4 1 2.10"*s~ 1 (viz obr. l ) . AATMZ AobezH2 Fe-2ai5%Ni-0.36%C o • KZ & • s H2 A o »-» teplota zkoušeni •20'C v ITMZibtz H 2 -1961 = ffp,lTMZ; » H j -196) ff (KZ n 2200- Pt b«z H 2 ; -1961 = £ r p t I K Z i S H 2 ; 196) 1.-3;.——--— fc::™—* ,-*V. ** f / ITMZ, bez H j * Hji -196) . ^ I KZ, bez H^ s ^ :-196) / *Ť __ ft ' , • __. t i ÍKZ.btz H2.sH2.-196! &l n w Z i b t i H 2 , s H 2 l - 1 9 6 l 4 - / ^ ^ 2 - <2*t5"5 4ÍW*i A.2xX)- n A2x10" Metalografický rotbor sťuiebnlcb vzorku ukázal, že předběžná' deforaace austenitieká aatrics vadla ke sjeaninl desek aartenzitú, a to jak u vzorku, vodikovaných, tak i nevodlkovanýcb.. Obr. 2 Obr. 3 íraktografická analýza dále ukázala, že u vodlkovaných zkoušek ee v y skytuje na obvodu lomové plochy t z v . "křehká zóna" ( o b r . 3 ) , která j e i n i ciována interkryBtalickými povrchovými trhlinami. Zatímco v martenzitu bet předběžné deformace auatenitu byla šířka t é t o zóny 0,09 az 0,12 mm, po před běžné deformaci auatenitu se t a t o zóna z ú ž i l a na 0,05 až 0,06 mm. U nevodíkovaných zkušebních vzorku nebyla t a t o povrchová "křehká zóna" z j i š t ě n a a j e j í výskyt je možno s p o j i t s koncentračním gradientem vodíku od povrchu zkušebních vzorků, vzniklým při elektrolytickém vodíkováni auatenitu před martenzitickou přeměnou. Na základě získaných výsledku l z e předpokládat, že náchylnost k v o d í ková křehkosti martenzitu vzniklého v nedeformovaném auatenitu je v l t S l než v martenzitu, který vzniká v předběžní deformovaném auatenitu (obr. 1 , tab. 2 ) . Předběžná deformace auatenitu působí p ř í z n i v í i po vodíkováni na dosahovanou úroveň hodnocených mechanických a strukturních charakteristik martenzitu (odpovídá podmínkám tepelně-mech&nického zpracování) [ 3 j . představu W a y m a n a a S m i t h a [ 4 ] , k t e ř í předpokládali, že zkřehnutí vlivem vodíku j e dáno jeho vysokou lokalizovanou koncentrací a vyvoláním napěti v okolí primárních zrn auatenitu, n e l z e z c e l a u p l a t n i t ve studovaném případě, tak jako u s l i t i n y Fe-Ni [ l ] . V tomto případ! byly v martenzitu pozorovány trhliny nejen na styku desek martenzitu, a l e p ř e vážně na hranicích zrn původního a u a t e n i t u . V studované s l i t i n y Fe-íti-C by ly trhliny na hranicích zrn původního auatenitu pozorovány v měnil míra a byli' orientovány kolmo ke směru působícího napěti při zkouíce r tahu. 105 Po předběžné deformaci austenitu byl výskyt trhlin v martenzitické struktuře výrazné omezen. Jak ukázaly dřívější výsledky, lokální koncentra ce napětí jako důsledek martenzitické fázové transformace vzniká nejen via hranicích původních zrn austenitu, ale i na styku desek ir.ar„enzitu v zrnech austenitu [ 5 , 6 j. Je možno předpokládat, že lokalizované napětí je vysoké především na hranících zrn austenitu %u nedeformovaného austenitu), neboť tyto hranice jsou překážkami F r o rŮwt .legek martenzitu s největšími rozměry ,_5]« Po předběžné deformaci austenitu, kdy dojde ke zjemnění a zrovnoměrnění velikosti desek martenzitu, snižuje se úroveň dosahovaného lokalizované ho napětí na hranicích původních zrn austenitu jako důsledek omezení dyna mických ilčinků desek martenzitu [3]» takže i výskyt trhlin na zkouškách v tahu je omezen. Závislost dosahovaných hodnot mechanických vlastností na rychlosti de formace při teplotě zkoušení +20 °C (obr, l ) podporuje představu, že vzá jemná interakce stonů uhlíku a vodíku s dislokacemi \_lt 7] modifikuje pro cesy atórnutí při zvolených rychlostech deformace. Ze získaných výsledků je možno předpokládat, že iniciace i šíření mikrotrhlin za působení vodíku jsou v martenzitu vzniklém v předběžně deformo vaném austenitu omezeny ve srovnání s martenzitem vzniklým v nedeformovaném austenitu. Z fraktografického rozboru vyplynulo, že v martenzitu vzniklém v předběžně deformovaném austenitu i po vodíkování je výskyt interkrystalických křehkých lomů omezen ve srovnání s martenzitem vzniklým v nedeformova né austenitické matrici (tab. 2 ) • Závěr V předložené práci byly za normální a nízké teploty shrnuty výsledky studia vlivu vodíku na vlastnosti martenzitu vzniklého v předběžně deformo ván éo a nedeformovaném austenitu u slitiny Fe-23,15 % Ni-0,36 % C. Bylo zjištěno, že předběžná deformace austenitu působí příznivé na cos- hovanou úroveň mechanických a strukturních charakteristik martenzitu i za spolupů sobení vodíku. Iniciace a Šíření mikrotrhlin jsou za těchto zkušebních pod mínek ve srovnání s martenzitem vzniklým v nedeformovaném austenitu omezeny. Literatura 1^ F a h u t a , F . - G a l l a n d . J . - P l u s £ u e l l e c , J . A z o u , p . - 3 e s t i e n , F . : Kovové m a t e r i á l y , XIII / i y ? 5 / , 731 106 Lž] K a r e l , V. - F a h u t a . P . - H j i p i c H , 1 . n e c , K.: Z e i t s c h r i f t fúr Ketallkunde, 65 / 1 9 7 4 / , 447 C3] H y s p e c k á , ! . - P a h u t a . P . S c i . Rev. de Metallurgie, 67 / 1 9 7 0 / , 87 [ 4 ] W a y m a n , lí.L. A 9 7 0 / , 1188 [5] J y « p e t k í 41 / 1 9 7 0 / , 339 L6] H a r d e r 239 , L, - , A.R. - S m i t h , - Mazán e e , M a z a - K.: Uéa. G.S.: l l e t a l l u r g . Transactions, 1 U a z a n e c , K . : B e n a c o t e r , Archir fúr Eisenhúttenw., A.O.: Trans. ASH, 61 / I 9 6 6 / , [ 7 ] G a r r a r d , U. - H y s p e c k á , L . P l u a g u e l l e c . J . - A z o u , P . - B a s t i e n , P . : 0 . H. Acad. Se. Pária, 227 / 1 9 7 3 / , 445 107 2ng. Miroslav I T r d ý - Ing. Ludmila H y s p e c k á , Prof. l o g . Karel M a z a n e c , D r S c , fiSSR DrSe. - ODOLNOST TKPlLNfi MECHtMEaJ ZPRACOvAttfnn TfflřffTTrfgff mntEHzrricrfcH OCELÍ PROJÍ raiozNfru PRAfljftf gá Biffta Siřil aplikace ocelí velni vysokých pevnosti je podmíněna odolnoatí těchto typů ocelí proti vzniku křehkých lomu, přičeaž kromě dosahované úrovně lomové houževnatosti [l, 2 ] má velký vyznán i aira jejich náchylnoati k vzniku předčasných a zbrzdenych loaA [3]. Iři detailní analysa příčin vzniku zbrzdenych loaA u ecell velmi vysokých pevnosti bylo zjiitěno, ie tyto loay souvisí nejen aa specifickými účinky martenzitické tranaforaace, ala i s vlivem metalurgických faktoru [3 - 5 ] . Na dosahovanou úroveň odol nosti proti vzniku zbrzdenych lomu má vliv i prostředí; například vodík velai snižuje úroveň odpovídající prahové hodnoty napití [6], Případný nepříznivý vliv metalurgických faktoru a specifických účinku martsnzitické transformace u ocelí lze omezit aplikací tepelná mechanickéha zpracovaní. Po aplikaci tohoto zpracování bylo ve srovnání a komerčním zpracováním zjiitěno, ie při dosaženi vyiilch pevnostních hodnot ja úroveň lomová houževnatosti rovněž vyiií [li z], obdobní jako je vyiií i odolnost proti vzniku předčasných a zejména zbrzdenych loaA [ 3 ] . Cílem tohoto příspěvku je rozbor náchylnosti ocall velmi vysoká pev nosti ae strukturou nlzkspepouitináho martenzitu ke křehkému poruiení za spolupůsobeni agresivního prostředí. Náchylnost ke křehkému poroseni byla hodnocena jednak ca vodním rozteku 3,5 * NaCl, jednak v podmínkách elektro lytického vadíkování. Současně byl studován vliv způsobu tepelného zpraco váni a metalurgických faktoru, zvláitě různého obsahu kyslíku v ocall. Materiál a experimentální tachnika Ke studiu byla zvolaná ocel typu HnSiHs (ozn. A ) , MnSiCrNiMO (ozn. B ) a dvě rosné tavby oceli typu HnSiKMo (ozn. C^ a C 2 ) . Chemické aloiení viach těchto oceli je uvedeno v tab. 1. Tavby Cj a C, se lišily hlavně ovym obsahem kyslíku; u tavby C^ byl jeho obsah 0,0040 * a u tavby D, 0,0078 *. Yischny sesli byly vyrobeny komerčním způsoben v SM-peci. Zkuiebnl vzorky ocelí A, (^ a C 2 byly odebrány z 14 xm plechu, které byly kaleny z teploty 920 *C do vody a pak popouštěny po dobu 4 h při tep- lotě 200 C. Zkušební vzorky oceli B byly odebrány z plechů tloušťky 16 mm, které byly zpracovány jednak konvenčním tepelným (pracování* (dále KZ , jed nak za aplikace vyaokoteplotního tepelného zpracování .dále VTMZ '. Konvenč ní zpracování sestávalo z kalení z teploty 900 °C a popouštění po dobu 4 h při teplotě 900 °C, s následujícím kalením do vody v kalicím lisu do 15 s po ukončení deformace f7 j a popouštění při teplotě 200 °C po dobu 4 h. Struktura ocelí B, C, a C, byla tvořena nlzkopopouatenym martenzitem; pouze u oceli A byl ve atrukture po zakalení v menSÍ míře zjištěn i výskyt spodního bainitu. K hodnocení lomové houževnatosti K yl poutito zkušebních vzorků s jed nostranným vrubem tloušťky 10 oni zkoušelo se v trojbodovéo ohybu. Ke stu diu korozního praskání za napětí bylo použito plochých jednostranně vrubo vaných tahových zkoušek a rozměrem (4 • 10) z 25 1 250 mm. Na čele vrubu byla při cca 0,5 K ™ indukována únavová trhlina. U zkoušek korozního pras kání za napětí byla určována závialost mezi počáteční hodnotou faktoru in tenzity napětí K- a dobou vzniku lomu t. Kromě toho byla ve vybraných pří padech určena pomocí kompliačnl techniky kinetika stabilního růstu trhliny, daná závialoatí rychlosti stabilního růstu trhliny v(Aa/Ai) na okamžité hodnotě K [8, 9J. Studium bylo realizováno jednak v 3,5* vodním roztoku NaClÍK™.,), jednak za současného elektrolytického vodlkování v roztoku Uá HCl+0,1 HN 2 H 4 při proudové hustotě 2.10 2 A.m _:: (K ISH ) [10]. Tabulka 1. Chemická složení studovaných ocelí Ocel [í] C Mn Si P S Cr Ni Uo A 0,30 1.39 1.45 0,015 0,013 0,46 0,42 0,30 B 0,35 1,00 1,23 0,015 0,012 1,30 1,40 0,36 l 0,32 1,10 1,19 0,016 0,013 0,38 0,95 0,35 2 0,31 1,06 1.25 0,01* 0,013 0,40 0,91 0,37 C C Popis výsledků Výsledky hodnocení základních mechanických vlastností u jednotlivých studovaných typů ocelí, včetně hodnot K ™ , Krcnc • K T S H ' >> BOU "trouty Na obr. 1 a 2 jsou uvedeny závislosti K.-doba do lomu, zjištěné pro obě studovaná prostředí u oceli A a u oceli B po VTMZ a KZ. Z obr. 2 je pa- 100 trna, ie po V « j Jaou hodnoty K ^ ^ o 30 % rySál a hodnoty K ISH taa»ř d v o j nAaobně v y a l l n e l i l po KZ v i z rovněž t a b . 2 . Tabulka 2 . Základní machanick* v l a a t n o a t i studovaných o c a l l 6 á «Pt 0,2 Ocal K 5 IC *i Lapal K *ISCC aPa.ai" 1/2 ISH A 1520 1700 10,2 90,5 24,2 16,7 - B 1450 1650 8,2 76,5 21,4 5,3 KZ B 16BO 1870 9,8 91,4 27,9 10,2 «L 1565 1720 10,1 88,5 25,B 1540 1710 9,8 87,2 19,0 - «2 80, i MnSiMo 0.30% C KZ eof- z Poznámka ] iO' \ \ \ 20V ISH oLi o2 doba do lomu t [ s ] Obr. 1 . Z á v i s l o s t i K.i i t o c e l i A VTHZ - li! MnStCrNiMo ^ á KZ 0.35%C . eW^raV^ky vodíkovóno a KZ^Í a 5 % NaCl •E o? íO Z 20- OL .1 i 102 103 BA doba do tomu t [s ] i i 105 Obr. 2. Závislosti Ij j t oceli B, zpracované KZ a VTMZ Na ebr. 3 jsou vyneseny závislosti iq-doba do losu, zjiitěná u taveb Ci » C,, jestliže se zkouaelo v korozní* prostředí 3,5* vodního roztoku NaCl. Na obr. 4 jsou důle uvedeny křivky závislosti stabilního rastu trhli ny na okamžité hodnota faktoru intenzity napětí JC. Na obr. 4 vidíme, íe při hodnotě E 35 UN . m-' C, přibližně o jeden řad vysál než u oceli C1< js rychlost v o sesli Z fraktegraíické analýzy lomových ploch vyplynulo, že lomy zkušebních vzorků v 3,5% vodním roztoku NaCl byly v převážné míra interkryetalické; po elektrolytickém vodíkování měly lomy převážně tranakrystalický étepny charakter [i ]. Po aplikaci VTMZ měl lom v porovnání a ICZ podatatně jemněj ší interkryatalické plochy, což bylo v souhlasu ae zjietěnou jemnozrnostl po VTHZ. Hodnoceni výsledku Z obr. 1 plyne, že účinkem použitých prostředí dochází u zkoumaného typu oceli k výraznému poklesu původní hodnoty faktoru intenzity napětí K-.. Ill M^SiNiMo KZ a - % 0 ? . 0.32 %C * =• % 0 , . 0.31V.C 35%NaCI 60 ; p 40 20 tt* 10" do tomu t [ s ] doba Obr. 3> Z á v i s l o s t i I , f t Mn Si Ni Mo o c a l l C, a C- KZ « <%0 0.32 %C » > %0 0.31 % C 35 % NaCI €ló 6 i »7[ »° O 20 30 40 50 Kj [ » O . I T Í ' • ] Obr. 4 . Z á r i s l o s t r i K. o c e l í C, a C, 60 112 frahová hodnota K™,, Je v průměru o 73 * a hodnota K IS „ o přibližně 80 * nižší než hodnota K,-. Obdobné charakteristiky byly určeny také u oceli B u vzorků zpracovaných KZ i VTltZ, i když po VTWZ je pakle* prahových hodnot K ISCC a KISH " n l e d e * k hodnotě K ™ niišl neí po KZ viz. tab. 2 . Z obr.2 plyne, íe hodnoty K.., K I S C C • K ™ po VTMZ v porovnání a hodnotami získa nými po KZ jsou vyšil, ačkoliv úroveň pevnosti dosahované po VTUZ je při bližně o 15 * vyšší než po KZ. Tato zjištěni jsou z hlediska technických aplikací oceli velmi vysokých pevností důležitá, nebot ukazuji příznivý účinek tohoto způsobu tepelného zpracováni i za současného vlivu prostředí (vodíku). Jak již bylo ukázáno [1-3, B], příznivý vliv aplikace VTMZ je možno spojit ae zjemněním primární austenitické struktury, čemuž odpovídá i zjemněni desek nartenzitu, i když ne celkovém zvýšeni úrovně acchanicko-metalurgických charakteristik oceli po VTMZ se bude podílet i řada dalších parametru [ W , ^]• Jelikož hodnoceni závislosti Kj i t nebo porovnáni dosahované úrovně prahových hodnot K „ c c reap. KIS[f umožňuje selektivní určit vliv razného způsobu zpracováni (viz obr. 2), byla tato experimentální technika apliko vána i na hodnoceni vlivu metalurgických parametru ''oceli C. a C,). Z vý sledků uváděných na obr. 3 a odpovídajících údajů o kinctice rozvoje trh lin při zkoušení ve 3,5% vodním roztoku NaCl (viz obr. 4) plyne, že u oce li vyaoké pevnosti a oartenzitickou strukturou je možno při vysála obsahu kyslíku (ocel C,) detekovat i vysál náchylnost ke křehkému porušeni. Závis lost L i t byla posunuta ke kratším dobám do lomu a byla také zjiétěna nižéí úroveň prahové hodnoty K l s c c . Toto zjištění naznačuj*, ža při vySálm obsahu kyslíku se pravděpodobná snižuje koheznl pevnost hranic zrn primár ního auatenitu, což ve spojení se specifickými charakteristikami martenzitické transformace může vést k pozorovanému sníženi úrovně studovaných vlastností [3, 4]. Pro doplnění uváděných výsledků hodnoceni mcchanicko-metalurgických charakteristik oceli různé úrovni pevnosti jaou na obr. 5 shrnuty krom* nově získaných výsledků i další dříve zlákané údaje prahové hodnoty Kisr.c a K ISH , včetně údajů hodnot K IC [l-3, 8, 9, 11], které jsou vyneseny v zá vislosti na pevnoati. Z těchto závislostí plyne, že Kjoj, představuje prak ticky limitní kritérium hodnoceni ocelí z hlediska jejich náchylnosti ke křehkému porušení v agresivním prostředí. Obecnější závěry budou však moci být převedeny až po získání většího rozsahu údajů. Hi 1501 300P ^p, [MPo ] Obr. 5- Souhrnné závislosti hodnot K IC , K ^ ^ a K^,, na hodnotí 6^t Závěry V předložená práci byl probrán vliv různých způaobů tepelného zpracová ni (KZ a V7M3) na náchylnost ke korozními praskání za napiti v 3,5* vodnin rostoku Naci, reap, při elektrolytickém vodlkovánl. Dále byly aladovény přisluiné necnanieko-ewtalurgické charakteristiky u různých typů komplexně le govaných oceli velmi vysoká pevnosti, vietni hodnoceni vlivu metalurgických parametrů (rosného obsahu kyslíku . Z výsledků vyplynulo, ie VTUZ v porovná ni a KZ veda ke ivyleni odolnosti proti křehkému porušeni za obou aplikova ných cpdcobfl hodnoceni X ISCC a K ESH Krone tobo byla zjiéteno, te tvySeny obsah kyslíku u oceli velmi vyso ké pevnosti aa strukturou nízkopopouitěnébo nartenzitu vede jednak ke aallenl hodnoty K.ISCC jednak ke zvýienl rychlosti stabilního růstu trhlin v K . Zlákané údaje tvoří souiást komplexního xpri srovnatelné úrovni hodnot hodnoceni a vlastností oceli velmi vysokých pevnosti, a tím vytvářejí příz nivé podmínky pro jejich sirél technickou aplikaci. in Literatura l H y s p e c k d , L . T v r d ý , M. - M s z a a e c , X.: c o n t r i bution to the study of slow crack growth conditions in thermomech. treated UHS s t e e l s , III 1CF Munich / 1 9 7 3 / , 233 2 H y s p e c k * , L . 66. / 1 9 7 1 / , 305 - M a z a n e c , K.: Mém. s c i e a t . Revue M á t a l i . ; 3 ' H y o p e c k é , L . - P a h u t a . P . s c i e n t . Revue M e t a l i . ; 6£ / 1 9 7 0 / , 67 - M a z a n e c , 4 | K a r e l , V. - P a h u t a , P. - H y o p e c k é . L . n é c , K.: Z e i t e c h r i f t Metallkunde; £5. / 1 9 7 4 , 447 K.: Mam. - M a z a - i 5 J Mc M a h o n , C.J.: Embritt. of iron baae a l l e y s by r e s i d u a l impurit i e s ; The Mechanics and Physics of Fracture, I n s t r . of P a y s . , Cambridge / 1 9 7 5 / , 20 [ 6 ] o e r b e r i c h , W.W.: E f f e c t of hydrogen on HS and martensitic s t e e l s ; Hydrogen in Metala; ť.U. Bernstein, A.W. Thompson, ASM / 1 9 7 4 / , 115 | 7 ] H y a p e c k á . L . - M a z a n e c , K.: Strengthening s t r u c t u r a l s t e e l s by TMT; The microstructure and dosing of a l l o y s ; Proceed, of third i n t e r n á t , confer, on the strength of metala, I n s t , of Metala, Cambridge / 1 9 7 3 / , 375 í 8 l H y s p e e k á , L . - T v r d j> , M. - P a h u t a , P . n e c , K.: Mén. a c i e n t . Hevue M e t a l i . ; 2 2 / 1 9 7 3 / , 187 M a z a | 9 | S u c h é n e k , V . - H y o p e c k é . L . - M a z a n e c , K.: Eval. of hydrogen embritt. i n low a l l o y s s t r u c t u r a l s t e e l s j Proceed, of 5 confer, on dimena. and s t r e n g t h c a l c u l a t i o n s ; Kiadó Budapest / 1 9 7 4 / , 244 10| H y a p e c k é , L. - O a l l a n d . J . P l u e q u e l l e c . J . - A z 0 u , P. - B a s t i e n , F . : Comptes Bendus Ac. S c . P r . ; 2£6 / 1 9 6 8 / , 348 1 1 | T v r d y , M. - H y s p e c k a , L . e t v i ; 25 / 1 9 7 5 / , 420 - M a z a n e c , K.: Strojirei— 115 Ing. ppter Jí y 3 1 v t- h Prof. Ing. Karel - lni;. Lvi (mile M o z a n •' i- , ^r:;i ., H y s p <• c k •< , WrGi-. - C:;:;p. PŘÍSPĚVEK K FYZIKÁLNĚ METALURGICKÉ* INTERPRETACI PROCESU ZPEVNĚNÍ Pftl STÁRNUTÍ ČERSTVÉ ZAKALENČHO HiRTENZITU Interatitické atomy např. ulilíku a duBlku ovlivňuji nejen úroveň pev nostních charakteristik martenzitu, ale významně modifikuji i parametry plasticity a houževnatosti martenzitické matrice. Tyto procesy se uskuteč ňují nejen při popouštěni, ale již v počátečních stadiích stárnutí marten zitu [l - 3 ] . Procesy probíhají v martenzitické matrici při stárnuti za teplot, kdy atomy uhlíku jsou dostatečně mobilní což značí například u slitiny ře-Ni-C teploty ležící nad -60 °C [2, 4, 5]),avSak ještě před vznikem detekovaného množství E - karbidu [6, 7 ] . Otázkám rediatribuce atomů uhlíku byla již dříve věnována značná po zornost, která ae orientovala převážně na hodnoceni vzájemné interakce uhlíkových atomu a jejich optimální konfigurace z hlediska dosažení maxi mální vazebná energie [8, 9 ] . Na dosahované pevnosti a houževnatosti martenzitické matrice se podl il i struktura a •ubstruktura martenzitické matrice, jako je například vznik dvojcatováho nebo dislokečnlho martenzitu, dosahovaná úroveň dislo kaci a jejich uspořádáni v martenzitické struktuře ~10 - 1 2 ] . Uvažované aubstrukturnl parametry martenzitu jsou částečně modifikovány i charakteriatikaai konstituce L13 - 15 ]. Pochopení vzájemné interakce mezi atomy uhlíku • dislokacemi martenzitické matrice je velmi aložitá, ale mimořádně důležité, zejména z hlediska zpřesněni představ o fyzikálně metalurgické podstatě procesu zpevněni a modifikaci úrovně lomové houževnatosti marten zitické struktury Ji, 2, 16, 17, 18, 1 9 ] . V návaznosti ne jřivějáí výsltdky , 8, 9, 20, 21, 22] budou v této prá ci probrány základní otázky změny v distribuci atomů uhlíku za současného vlivu dislokaci 2\ \, přičemž uvedený způsob řefienl je nutno chápat jako pokus o dallí přiblížení k reálným podmínkám procesu stárnuti martenzitic ké matrice. Základní charakteristiky reáenl Při řeěenl budeme uvažovat rovnoměrnou distribuci dislokací v objemu základní martenzitické matrice. Pro řešeni budeme uvažovat disloksčni úsek střední délky i, na který připadá Ni elementárních buněk 21 d «< kde •3P p Je hustota d i s l o k a c í , a - parametr ořízky. J e - l i vzdálenost mezi dislokacemi 2 X J , objem připadající na d i s l o k a c i délky d l z e v y j á d ř i t : Fo doaazaní výrazu v r o v n i c i 1 do rovnice 3 je aozno napsat: d V, = 1 i4 Q Z porovnání výrazu v rovnici . 2 a 4 obdržíae jednoduchý vztah, vy jadřující velikost parametru X, na hustotě dislokací Q : 1/2 np •5J Z rovnice (5 . je možno určit velikost X^ pro danou hustotu dislokací 117 kde At b 0 A vyjadřuje deformaci mřížky - Burgaraov vektor, - any kovy modul, -konstanta závisející na typu uvazované interatitické polohy etoau uhlíku. Pro základní úroveň interakční kacami ÍE 0 = 0,46 «V je možno pro jádřit příslušnou úroveň interakční obr. 1J [2l]. Podl* 7, 21, 24] pro lí dislokace platí: energie mezi uhlíkovými atomy a dielodanou hodnotu (?) pomocí rovnice 6 vy energie v rozsahu parametru Xj (viz rozděleni interntitickych atomů v oko »(Xi) 7; ,-Ei/W> kde n(X.) vyjadřuje poíet iateratitických atomů ve vzdálenosti X, od dis lokace , a - celkový poíet interatitickych atomů v objemu V,, k - Boltzaannova konstanta, T - absolutní teplota. r n(x > i Souhrnné výsledky vypočtu hodnot uváděny v tab. 1. 1 *—I pro dané B^ vviz obr. 1 N jeou Tabulka 1 Ozna5enl 1 E (•V) i (*V) 0,253 0,046 .-v* 2 0,176 0,023 ,-°.85 3 0,136 0,015 ,-0,56 4 0,111 0,012 5 0,094 0,009 6 0,082 0,008 7 0,072 0,007 8 0,065 0,006 r <SÍ> • x Ei í ,-» 1 /»> n(X^ *(*l) (A°) ,-9.3 10 ,-6.5 20 ,-5.0 30 40 ,-0,33 n 0,8150 n.e5.« 0,0330 n.e3'65 50 ,-°.30 ,-3.0 ,-0,26 2 7 e" . ,-0,22 60 -E4/kT 0,0140 0,0090 n..2'7 70 80 0,1150 0,0060 0,0045 n..2'1* 0,0035 O 10 20 30 Í0 50 X,. A' 60 70 80 Obr. 1. Změna interakční energie E, rr závislosti na parametru X- (vzdálenosti od dislokace) hodnoceni distribuce uhlíkových atomů Vlivem vzájemní interakce atomů uhlíku • dislokacemi nastává žasna - rozdíleni atomů uhlíku, jaou-li splněny potřebná požadavky na jejich B O K :'litu. Průběh táto redistribuce je možno aleepon orientačně porovnat ae ooěnami vnitřního tření, pozorovanými běhaa stárautí aartenxitu [l, 2, J, ~ ••, 17, 18J. porovnáním výchozího a konečného stavu, urCenáho ze změny cha--vteriatik vnitřního tření 'viz obr- 2 ) , a pro roadšlaní uhlíkových atomů •"'?. obr. 1. je možno orientačně stanovit časový proběh redistribuce v dfl"".cdku vzájemné interakce mezi dislokacemi a uhlíkový*! atoay. jObr. 2 . Časová závislost zašn 30 60 90 t [min ] 120 vaitrnlho tření za noraálnl taplaty ,2} 119 60 80 i [min] 140 Obr. 3a. Časová závislost změny relativního obsahu uhlíku v jednotlivých otO šatech u dislokace při stárnuti surtenzitu (0,40 % C) Canova závislost průběhu rediatribuce uhlíkových atomu u dislokace ve vztahu k časový* změnáa hodnot vnitřního třeni při obsahu 0,80 * c a 0,40 * jsou uvedeny ca obr. 3a, b ,21;. Pro porovnáni jsou na obr. 4 vyná šeny xávislosti rediatribuce uhlíku f oblastech pod napětím dislokacemi M a celkovým obaahea uhlíku N_, jak vyplynuly z hodnoceni předloženého t o l i e h e a • B o b e r t s e m [19.. Z porovnáni obr. 3a a 4 ply ne, že podle předloženého řešeni je při dané* obsahu uhlíku v 0,40 % C 1 po měr i.H#/H«) alrně vylil - 0,815, zatlaco podle 21] je tento poměr 0,805. V předloženém případě ae uvazuje obsah uhlíku N v oblasti tísně přiléhají cí k dislokaci pro rozsah X: " O «í 10 A° , viz obr. 3» . Při vzrostajícím obsahu uhlíku je hodnota poměru Na/N_ nilál. Jak uvádí K a 1 i a h s R o b e r t a 19., při obsahu uhlíku okolo 0,60 % C jo tento poner 0,670, coí odpovídá i hodnotě Xí - 0 ai 10 A°, určené na obr. 3b u oceli a 0,80 * C při zpracování podle předloženého způsobu ředění* 06- 2 c 140 Obr. 3b. časová závislost změny relativního obsahu uhlíku v jednotlivých oblastech u dislokace při stárnuti martenzitu (0,60 * C ) Kaliah a Roberti při obsahu uhlíku 0,80 * uvádějí, ze poměr Na/Hij,.», vyjadřující počet obsazených mlet uhlíkovými atomy pod napětím N k celko vému počtu iateratitických poloh, které jsou k dispozici R j _ , je roven přibližní 0,7$. Tato hodnota odpovídá střední interakční energii okolo 0,16 eV, coz je hodnota blízká střední hodnotě určené ve studovaném přípa dě viz tab. 1 . Ma základě znalostí poměru = C,67 a s využitím hodnoty poměru N a / H i T . = 0,75 a vN«/fj ' • "j_/N 0 < - 0,016 (odpovídá poměru míst pod napětím, která jsou k dispozici N;_ a vSech interstitickych poloh v ce lé oblasti kolem dislokace N Q , tj. v uvazovaném případě X- = 0 az BO A°),je moíno určit poměr N T /N. . Pro tento poměr po vykonaných úpravách platí: NT/*0 * 0,020 8 0 9i 0.8' z 0.7' \ i 0.6; i 05 .-i 0 i 02 i i i (K %C i a Q6 1 08 Obr. 4. Změny poměru N s /Nj) v závislosti na obsahu uhlíku 19 i Z tohoto poměru je možno usuzovat, že při obsahu uhlíku 0,80 % jsou uhlíkové atomy schopny obaadit přibližně 1/50 možných interatitických po loh v rámci uvažovaného rozsahu parametru X^ kolem dislokace, ze kterých •a 67 % nejpravděpodobněji uchycuje v oblasti pod napětím .tj. do vzdále nosti X; * O i 10 A ° ) . Tato oblaat je pak "nasycena" přibližně ze 75 %. Rozbor dosažených výsledků Tato práce v návaznosti na dřívější výsledky r_8, 9, 20, 21, 22, 23] hodnoceni modulace aartenzitické struktury zahrnuje do rozboru charakteris tik u změn v rozděleni uhlíku během stárnuti martenzitu i účinek dislokaci a jejich interakci s atomy uhlíku. V rámci předložené práce není sice po drobněji probrán typ interakce dislokaci s atomy uhlíku (E_ • 0,46 eV 21 , ačkoliv v některých případech jsou uvažovány i hodnoty E_ vyěSl 19,. Z hlediska celkového zpracováni není volba úrovně interakční energie rozho dující, nebof může pouze čáutečně modifikovat dosahovanou úroveň redistribuce uhlíkových atomů. Poměr inters ti tických atomů v oblasti pod napětím - celkovému počtu uhlíkových atomů, odpovídající v tomto zpracování obsahu uhlíkových atomů v pásmu těsně přiléhajícím k ciisloksčníau úseku X, = O až 10 Á° , je 0,615 (vic obr. 3« , cot je hodnota blížící se údaji pro nižší obsahy do 0,40 % uhlíku i^viz obr. 4^ .19]. Zíakané výsledky studia změn rozděleni uhlíkových atomů v marť-nzitické matrici při jejím stárnuti byly dále porovnávány s údaji zjištěných změn vnitrního třeni |_2] ř což dále umožnilo, i když do značné míry jen orientač ně, vyjádřit i kinetiku této rediatribuce uhlíkových atomů (viz obr, 3b:. Kromě toho byly získány další údaje o pravděpodobném stupni rozdělení atomů uhlíku, které jsou cenným doplněním hodnoceni důsledků redistribuce uhlíko vých atomů na dosahovanou úroveň mechanicko-metalurgických charakteristik martenzitické matrice [2, 5, 25, 26j. V návaznosti na dřívější výsledky [l, 2, loj lze vyslovit předpoklad, že modulace martenzitické struktury v počátečním stadiu procesu je stárnu tí za normálních, reap, i za snížených teplot (limitováno mobilitou uhlíko vých atomů) je nejpravděpodobněji výsledkem jak procesů změn rozděleni ato mů uhlíku vlivem jejich interakce s dislokacemi, tak pravděpodobně i dů sledkem vzájemného působení atomů uhlíku [9, 20]. představa o změnách v rozdílení atomů uhlíku, při stárnutí Čerstvě za kaleného martenzitu souhlasí také s experimentálními výsledky hodnocení charakteristik eubetruktury vysokouhlíkového martenzitu v počátečním stadiu jeho stárnutí [14, 2 7 ] - Při tomto hodnocení je třeba vzít v úvahu, že i vý chozí hustota dislokací, reap, jejich distribuce se bude během procesu stár nutí částečné modifikovat* Jak jíž bylo dříve uvedeno [zj, při tomto proce su se může uskutečnit i částečná relaxace vnitřních heterogenních napití [25, 2 6 ] . Ve svých důsledcích tento proces vyvolává částečné sníženi husto ty potenciálních míst, která jsou pod napětím, na nichž se může uskutečnit interakce dislokací s atomy uhlíku. Jak vsak vyplynulo z rozboru výsledků měření změn vnitřního tření [ 2 ] , tyto změny jsou poměrně malé vzhledem k ůčinku vzájemné interakce dislokací a uhlíkových atomů, i když při stárnutí martenzitu dochází k částečné modifikaci střední interakční energie vlivem relaxačních procesů. 2ávery V návaznosti na dřívějfií hodnocení modulace mortenzitickó struktury při jejím stárnutí byl v této práci uvažován vliv vzájemné interakce atomů uhlíku a dislokací. Bylo zjištěno, že v oceli s obsahem uhlíku 0,80 % je asi 67 % véech uhlíkových atomů koncentrováno v těsné blízkosti dislokací. Při obsahu uhlíku okolo 0,40 % tato koncentrace dosahuje až 60 % vdech uhlíkových atomů. Tento model byl vypracován za předpokladu rovnoměrné dis tribuce uhlíku i dislokací v Čerstvě zakaleném martenzitu* Při numerickém 11 —2 zpracování byla hustota dislokaci 5-10 cm a interakční energie mezi dis lokaci a uhlíkovými atomy E Q = 0,46 eV. Získané výsledky byly porovnávány e výsledky měřeni změn vnitřního třeni martenzitu při jeho stárnutí* !:•] Na základě získaných výsledku je možno pokládat ze reálnou Modulaci martenzitické struktury běhen jejího stárnutí za vzniku lokálních kuaulací uhlíkových stonů, při tomto proceau ae bude zřejmě uplatňovat jak vliv vzájemného působeni uhlíkových atomů, tak interakce mezi dislokacemi v mar tenzitické matrici a uhlíkovými atomy, vedoucí k jejich silné rediatribuci při stárnuti čerstvě zakaleného martenzitu. Literatura [ 1 ] M a z a n e c , K. - H a t y á á , M. - H y e p e c k á , L . : Study of changes of internal, damping of Young's mod. in hardened steels; Proceed, of Sec. conf. on dimensioning and strength calculations; Kiadó Budapeat / 1 9 6 5 / , 559 [2] P a h u t a . P . - H y s p e c k á , L . Hater.; 11 / 1 9 7 3 / , 312 - M a z a n e c , K.: Kov. [ 3 j H o g u t n o v , B.M. - S a r r a k , V.J. - S u v o r o v a , S.O.: Vzdimodij. atomov ugleroda a defektami v oartensite; Něaověr. kriat. stroenija i martanait. prevraficenija, Nauka Hoekva /1972/, 60 [ 4 ] W i n c h e l l , P.O. - [5] J a h n a , H y e p e c k á . I i . J. - C o h e n , It.: Trans. ASH; J5. A 9 6 2 / , 347 - M a z a n e c , K.: Kov. mater.; 14. A 9 7 6 / [ 6 ] 0 e n i n , J.M.R,. - T 1 i n a. , P.A.: Xrana. ADIE; 242 / 1 9 6 8 / , 1419 [ 7 ] M o g u t n o v , B.M. - T o a i l i n , J . A . - S v a r e m a n , Těmodin. Fe-C aplavov; Metallurgija Moskva / I 9 7 2 / , 271 [8] W y s l y c h , P . / 1 9 7 3 / , 41 - M a z a n e c , L.A.: K.: Sbor. věd. prací VŠB; 19 [ 9 ] W y a l y c h . P . - M a z a n e c , K.: příspěvek k problematice r o z d ě l e n i atomů uhlíku p ř i s t á r n u t i martenzitu; Oceli o vysoké pevnosti a martenait. strukturou / i 9 7 V i 57 [ 1 0 ] H y e p e c k é . L . - M a z a n e c , K.: F y s . mátal, otázky tepelně mech. zpracováni o c e l í ; Rozpravy ČSAV, Academia Praha / l 9 6 8 / [ l i ] M • g e • , C.L. - B a v i e a , R.Q.: Acta Metal.; 19. / 1 9 7 1 / , 345 [ 1 2 ] X e 1 1 y , P.M.: Experiment, obssrvat. on crystallography; Martensite fundam. and technology, E.R. P e t t y , Longman Londýn / l 9 7 0 / , 43 [13] F a h u t a , P . : Kand. d i s e r t . práce, VSB A 9 7 1 / [14] I « o t o v , V.J. - U t ě v a k i j , L.M.: 0 tonkoj struktuře marten• i t a ; Probl. metallověd. i f i z . a e t a l l o v , M e t e l l u r g i j a Moskva A968/,2«. [15] D a v i » a , R.O. - M a g e e , C.L.: Met. Trans.; 2. A 9 7 1 / , 1939 124 [16] C a r r a r d , M . - H y a p a c k A , L . F l u a q a a l l a c , J . - A c o u , F. - B a a t i a n , P.: Mta. aciant. Rarua da Mátali; 2í nm/, us [17] C o n o p h a f o a . B . - H ; i p i c t i , k Pluaqual1 a e , J. - A c o o , F. - B a a t i a n , F.: Conptaa Randua Ac. Se. »*.; JJ*. /1972/, 35 a 480 [ie] C a r r a r d . M . - F l u a q u a l l a e , J . - H y a p a c k i , L. - A s o n , P. - B a a t i a n , P.: II nnoro cinanto; 3JB /19767, 3«B [19] I > 1 1 i b , D. - R o b a r t a , E.M.: Mat. Irana; 2. /1971/, 2783 [20] W y a l y c h . P . - M a s a n a c . K . : KOT. aatar.; ]£. /1974/, 318 [21] W y a l y c h . P . - H y a p e c k i . L . - M a z a a a c , £ . : Koř. aatar.; 2± A9767, 18 [22] W y a 1 y cb. , P. - H a x a n t c . K . : Fřlaparak ka atudin fya. má tal charakteristik rniku Snoakovy zóny; struktura • Tlaat. koTorých aouatar; TSB /1975/, 166 [23] W y • 1 y ch , P. - M a s a n a e . E . : Koř. aatar.; J i /1975/, 35 [24] T a a g l i n a k a j a , S.7. - K o r n j u i i a , J.V.: F.M.; 3£ /1973/, 435 [25] H y a p a c k á . L . : Sbor. Tad. prací TáBj J6 /1970/, 579 [26] H y a p a c k í . L . - M a s a B a e , £ . : Mas. aciant. Rania da Mát a l i . ; 21 A974/, 24 [27] I s o t o T , T.J. - U t t T a k i j , L.M.: F.M.M.; 2S, /1968/, 98 Prof. LT. log. T. Y a a a Da , Japousko INTERNAL FRICTION IN NKITRON-IRHAUIATLD IHCH ALLOYS Introduction ID nuclear r e a c t o r s , embrlttlemente of preasure v e s t a l s t e a l s are vary Important. L a t t i c e defecta produced by neutron i r r a d i a t i o n a n considered a cauaa of the b r i t t l e n e s e of a t a a l s . The l a t t i c e aefecta and cluatera of them aa i r r a d i a t e d are usually aa s n a i l as «a can not observe thea I D a o l e o t r o n nlcroaoope [ l j . A Snoek peak of i n t e r n a l f r i c t i o n of neutron i r r a d i a t e d iron disappears i n s p i t e of that the peak l a observed before the i r r a d i a t i o n , mor e o v e r , i r r a d i a t i o n hardening and b r i t t l e n e a a s t e a l a increase with contanta of l o t e r a t l t l a l s o l u t e nitrogen and carborn atoaa. These f a c t a mean that l a t t i c e d e f e c t s bind the i n t e r s t i t i a l s o l u t e atoaa and that they r e l a t e to the b r l t t l e n a a a of i r o n and s t e e l s . So, i t l a Important t o know behavior* of the I n t e r s t i t i a l Bolute atome. We performed previously i n t e r n a l f r l c t i o n a l s t u d i e s on I n t e r s t i t i a l s o l u t e carbon and nitrogen l o neutron Irradiated a - I r o n a l l o y s \_2] - [ 9 j . Aa t h i r d elements In a - i r o n , n i c k e l , chromium, molybdenum, aluminum and ooppar were s e l e c t e d . In t h i s report, the i n t e r s t i t i a l aolute carbon and nitrogen atome i n neutron i r r a d i a t e d Fe-Hi-H and řa-Cu-C a l l o y a were l n v e a t i g a t e d by Internal f r i c t i o n Boasurementa. Experimental procedure Coaposltlona used a l l o y s , heat treatment a before neutron i r r a d i a t i o n , r e a c t o r s , neutron i r r a d i a t i o n teaporaturea and neutron dosages are shown In Table 1. Internal f r i c t i o n was meaaured by the natural decay of the t r a n s v e r s a l resonance v i b r a t i o n of a p l a t e specimen of the a l t e 1 x 10 z 100 mm. The meaaureaenta of the Internal f r i c t i o n was performed during beating at the r a t e of about 1 °C.mla , and the aaae specinan was annealed from a low tem perature to higher one aucceaalveljr for JO min. 126 Tabla 1 . S p a d n e t e of Fe-Ni-N and Pe-Cu-C a l l o y s Fe-M-N NI Cu N C 0 Heattreatment before l r r a d . J.tfl - 37 PP» - - 600 °C x JO a l a A.C. BR-2 6 PP» 66 ppB 59 PP« 720 °C x 30 min W.-i. JRR-2 - Fe-Cu-C 0,198 Beactor Temper tura 75 - 10 °C 60 °C Dosage (over 1 Ue7) 3.6 x 1 0 " D cm"2 2.4 X l o " D o . " 2 Experimental raaulta (1) ře-M-N a l l o y Fig. 1 rapraaants raaulta of measurecdute performed on the apecimeD i r radiated and annealed iaothermally at 300 °C. The Snoek peaka are higher for longer annealing t i n e a . The peak l a considered t o be due to nitrogen by the t h e o r e t i o a l c a l c u l a t i o n of the a i n g l e r e l a x a t i o n [ l 0 | as ahowo i n Fig. 2 . I t l a observed that DO change l a brought t o the temperature of the Snoek peak by I r r a d i a t i o n , whloh demonatrates t h a t the nitrogen jump rata l a not a f f e c t ed thereby. The raaolutlOD prooeaa oan be considered t o conform with the rate equa tion dt where t n li *0 B T Q ia - "o (1) exp RT the annealing time, the f r a o t i o a of nitrogen atom reaolved, the order of the r e a c t i o n , a oonatant, the gaa oonstant, the annealing temperature In °K and the a c t i v a t i o n energy [ l l j . Fig. 3 ahowa the r e l a t i o n between the annealing t i n s and the Snoek peak h e i g h t . The content of nitrogen has been found about 37 ppa, and t h i s value i a amallar than the s o l u b i l i t y l i m i t i n the Fe-Nl-N system [ i s ] . The saturat ed Snoek peak height corresponds t o n = 1 i n Bquatlon ( 1 ) . Prom Bquation (1) we derive 1-7 50 100 Temperature (*c) 150 Ftg. I. Snoek p«ak8 of the lrradiateč spacímu tu I'c-tli-N a l i o ; at&ealed at ;0O C ljothemalljr 200 "T -•EXPERIMENT (..190 M, " CALCULATED BY •o"*Kf. SECH[U,1.1-,] FTJR N H«*000 Cflt/mol N 13 35 - l o j I, . =3960/T p _ C 14 3 5 - I 0 9 I, • <. i50/ Tp g20 100 HO TEMPERATURE I*C ) Fig- 2. Comparison between Snoek peaks measured end c a l c u l a t e d 100 1000 ANNEALHG TIME [mm] F i g . 3 . Changes i n Snoek peak h e i g h t in Specimens i r r a d i a t e d and Annealed li") (2) in — = /} . řn • t n k n dt ° RT According to Equation (č), the /3-vuluo cai. be obtained ut the clopo of a plot of log (dn/dt) va. log* o. The /J-value of tbe initial reaolutloD process ia about 2.6 aa seen ID Fig. *. N N : ' \ ) > / .'wt ', / i 1 • / V < 1 I I—I I I I If I 10 330 *C / f I / •1 dnldt 1. ' • • -' • / I . 100 (ARBITARY UNIT ) 1 . . . .1 1090 Fig. 4. Relation between resolution fraction of nitrogen atoaa o and dn/dt The activation energy Q obtained from tbe slope of a plot of log t v*. 1/T la about 2.9 eT (Fig. 5). Tola i s in eaaeotlal agreesant with the 3.0 aV determined by Hlnkle et al. for Fe-N [ u ] and 3.1 eV by Kunt et al. for carbon ateel [l*J« (2) Fe-Co-C alloy Fig. 6 shows changea in tbe internal friction curve of the irradiated specimen of the Fe-Cu-0 alloy brought by poet-irradiation annealing. Toe spe cimen waa annealed successively from 100 to 550 °C in atepa of 23 °C held for 30 aln followed by quenching In water. Ho peak was observed in tha irra diated specimen annealed to 373 °C. The peak began to appear whan the an nealing terperature waa brought to 400 °C and further increase of the tempe rature raised the peak height. The peak height should also proportional to sow n I 1 • n 0.2 ttV 1000 HO 482 ds A " 5 5 0 " C If i iI • i • , JL , i As irradiated*".'.-. ••J , It 100 150 TemperatureCC ) Fig. 5. Relation between annealing t i » and reciprocal of annealing tenperature Fig. 6. Variation in internal friction currea of irradiated specimen of Fe-Cu-C annealed for 30 Bin 131 the amount present of solute carbon atoms, since the peek temperature and peak shepe coincide with those of the carbon Snoek peek in Fe-C blnnry a l l o j . 100 200 • UNIRRADIATED O IRRADIATED 300 U» 600 ANNEALING TEMPERATURE [ ' C 1 I 3 0 M N ] P i g . 7. Changes i n Snoek peek height by isochronal annealing for 30 uln F i g . 7 showo the v a r i a t i o n s observed in the peak height upon isochronal annealing for 70 a i n . Por comparison, the change in the peak height of the unirradiated specimen due t o annealing i s a l s o shown i n the Bane f i g u r e . * peak of about 47 x 10 i s seen on the unirradiated specimen, which upon I r r a d i a t i o n disappears completely. Such complete supresslon of the peak cannot be attributed s o l e l y t o p r e c i p i t a t i o n of carbides during I r r a d i a t i o n , s i n e s the s o l u b i l i t y of carbon atone i s not zero at i r r a d i a t i o n . TMs i n d i c a t e s t h a t the i n t e r s t i t i a l carbon atoms were trapped by the radiation-produced defects. Discussion. Trapping of the i n t e r s t i t i a l s o l u t e atoms during neutron i r r a d i a t i o n has been discussed by following t h e o r i e s [l5_|. 132 (i) Vacancy theory by Daas.sk et al. (It) Vacauoy d u s t e r theory by Chov et al. ( i l l ) Iotaratltlal atom cluster theory by Stanley et al. Fe-Ni-N aod Fe-Cu-C alloys in this rasearch, reaolutloo temperatures of nitrogen and carbon atoms are higher than those of Fe-N and Pe-C binary alloy a. Tne third additional elements delay the reaolutlon of the Interstitial aoluts atoms. Interstitial Iron atom clusters and single vacaoclas are formed by neutron Irradiation at about 60 °C where single vacaclee can not migrate, but Interstitial Iron atoms and i n t e r s t i t i a l solute atoms can do easily. So, a single vacancy traps an interstitial solute atom and forms a vacancynltrogen atom complex dafeot (V-N), and a vacancy-carbon atom complex defeot (V-C). A V-N complex decomposes around 100 °C, ai.i nitrogen atoms can migrate, but atom vacancies can not do at 100 °C, so, interstitial Iron atoms shall not annihilate. A V-C daoompoaaa around 250 °C, where atom vacancies can migrate, ao that i n t e r s t i t i a l iron clusters annihilate gradually. The third atoms of Cu, Cr, Ho and Ni shall form a V-C-Z complex aa shown In Fig. 8. Ft ATOM Fig. 8. Complex defect model This V-C-Z will ba mors stable than a V-C, thus the resolution of the inters t i t i a l solute atoms ahlft to higher temperatures. The complex decomposition of the complex derecta can ba estimated from the high order of the reaction of 2.6 ID the Fe-fll-H alloy. Samsmy 1. The third additional elements In a-iron make the resolution temperatures of the i n t e r s t i t i a l solute atoms higher. 1-13 2 - The order of the reaction of the r e s o l u t i o n of nitrogen atoms In the Pe-Nl-N a l l o y l a about 2 . 6 , and the a c t i v a t i o n energy of the r e s o l u t i o n l a 2.9 «V. Before pcaa flj f žl 9 • e h s 1 e r , M. C : Nuclear Safety, Vol. 6 , 1967, p . 461 Y a n a n s , T. - T a J c a h e s b l , J. i J. Nuclear Science and Technology, Vol. 9 , 1972, p . 598 (_3J I b i d . Vol. 1 0 , 1975, P- 556 [4] I b i d . Vol. 10, 1975, p . 587 [5] I b i d . Vol. 10, 1973, p . 704 [6j i b i d . Vol. 1 1 , 197*, p- 99 [?] i b i d . Vol. 1 1 , 197*. P- 11* [B] i b i d . Vol. 1 2 , 1975, p . 519 j_9J I b i d . Vol. 1 2 , 1975, P- 634 (lOj 7 a • t , J . II. - V e r r i i p , Vol. 1 7 6 , 1954, p . 24 [ l l I P u i i t a , F. B. Vol. 12, 196*, p . 331 J_12J I o a 1 , T. - U. B. : D a m a s k , H a e u n o t o , J . Iron S t e e l I n s t i t u t e , A. C. : T. e t a l t J . Acta M e t a l l u r g i e s , Japan Inat. Metala, Vol. 3 1 , 1967, p . 1095 |_13J H l n k l a , N. E. 0 h r , S. M. W e c h e l e r , U. S.i "The Sffaota of Radiation on Structural Ustala", 1965, p . 573 ASM SIP |_14J K U D I , 426 P. W. - H o l d e n , A. N. : Acta M e t a l l u r g i e s , Vol. 2 , 195*. p . 816 [15] W u t t i g , H. S t a n l e y , J. T. H. I . 1 Phy»- S a t . S l o l d . , Vol. 27, 1968, p . 701 B l r n b a u a , 134 í . H. [" p H z H e P - Z. i:. C u: K R a ni-pcnjuKTKtiU npm:H!hHy./i t- p ° i' » ZlJUT'' CKOPOCTKOA ThPM/.ULCKCfl CEiPABCTKU CCHOBHRR npiíiHKR cneuHťuMecKoro nont-êriMfl *'taoBkix M CTpyxTypHNx npc- BpflmeHHň npii OMCTpoií HorpeBe no cpntHeHHE c TPRJIMLIHOHHOR TeiMnuecKoH fiOTKoťt a^KJirHaercfl B otpnonTaB«ey«ft yemjui OOJIMIIHX MouiHocTew, MTO noaBOjmeT p«3êJiHTb BO Bpe- «eHH H no TeynepnType TC n p o u e c c u , THKOÍU C 3THX OOpBOOTKfl nOaMUHň OKňaHBReTCH OOTKH CTIJieft CTfiHOBHTCH HftHOOJiefe kOTopue XApftKT&piiayrTCfl nOHHTHHM n 0 4 P H y SêKTHBHOň C HCXOJIHOň y eTRCTRGMJIl.HO íí , aetop«npoBAHneyt oflpi- B TOM, 4TO 3TH npeBpiweHHH pen-flMayETcn ti yc/iOBMHx BBO,HP paajtimHoa KHHe- CKOpOCTHBfl TepMHêCK^H npH e t ' HCnOJIb80BflHHH HOJiy tieHHOfl, Hr-npHMrp, UJIH O O p B - 8RKRJIKOÍÍ HJIH CTpytcTypofi. OCpflaoBnHHe wycTeHMTft. HňC/ir^Reiioe npw GncTpoy HnrpeBe HBMeHemie JOieHHH KpMTimeCKHX TOHeK npoueccfl flBJiaeTCfl KHCTpyyeHTRJUHUM nycTeHHTOoopnaoBflHMa ^ 1 j , B HHCTHOCTH, TeynepňTypHOfl mKiJie flBJíaeTCa npnaHRKoy T O T O , npOflBJteHMey cyememte Tonex nnepx no MTO n p o u e c c p o e m uiifl nycTeHMTB KOHTpoJiHpyeTca AH^tyanefi yrjiepcnR Bo«Aflercfl f npeepnineHHJi. Cueufi TflKxe HaueneHMeu juittTeJíbHOcTb H TeynepRTypa. cyeHy uexnHHaua a 4pyrnx neppux n o p - [_£ Jv TOrflft KftK CTAOJMMSA- UKA HpMTHêcHoň TOMKU np« yBejiKMeHHK CKOpocTH HnrpeBR avioHHoro * n a o B o r o oc — > no- KKHeTMKH - ppMSHBK oeaawjjíťy- yexnHHayn npeBpRmeHHH conpo- XflpRKTepncTHic npeBpnmeHHii, TRKMX KBK e r o KpuTHMecKHe cxopocTH ttRrpebn, xnpnitTepKaycmHe —*• f npeBpntneHWfl, onpeaejieHU AJIA aHRMWTeAbHoro MKCJIA CTRJieR M CTIJIRPOB. noM«yo HayeKeHHA TeynepRTypHoro noao«eHXR KPHTHMCCKHX TOMeK c yBeJiHMewiey enopocTn HnrpeBR ueHReTCR H TeynepftTypB nojiyêHKR OAHOPOAHOTO no cocTRBy sycreHMTn [ 3 j . Qnp*&eJtnwwee BJiitRHne nr* Te«nep»Typy MoreHHanunH « y e e T ncxoAHoe n e p e a cxopocTHyy HurpeBOM CTpynTypHoe CTRJIH, n MyeHHO - neu Oo,iee AHcnepcHUMM RBJiRfTca TRKne crpyKTypHye TW řcnx HflpoM^y M 4 e y Buuie ÍIJIOTHOCTL CTpyKTypHMX HecoBtpmeHCTB B Ten HMIC OHnaHBBfTCH TeynepRTypR royoreHHafiuinc. TMHMRTRfl HeMRJl* BRXMy t> pOJth, MJIM TJIOOyJI HpHflR J MTpReT íopyn 3JieyeHa-yftTpwue, KflpOHJiHoll $Bau TOTJIH , KOTJin ro- cocTORiine (nJiflc- CTBJlb H e ~ pe.i Hnrr&Boy nojiP(?pr«>rT nJincTMMCCKoa AcôpuiiiHM. CKJiOHHOCTb KRPOMÍIOB r u w c THH«)RTOR t*OP» p peayjihT°To HOToporo uncrb KpMCTRJÍJtirtíCCKOrO CTpOeHHH cxopoCTHx H*)r(>f>i«H B ŤftaoBoe TypR t xnpRKTerKayrmfiacfi BOCCTRHOBJICHKR K^pOMAHOR CKopccTb H^rpeftn, yr-it-fojt*' oxâunfeTri) CBABRHHOU C A e - ^411 HpMBOilHT K TOyy, tITO npH OOJIblDHX npeRpRojeHHr BcnjicKoeTcn rceBjiocTnOiuibHRJi HenojiMyy a«tB*ptneHtiey n p o u e c c o n +B3H _5j H OMKCTKM y ^ T p K c y CTpyx- pRaynpoMHeMMH, OT y T J i e p O A R . Tey B«rre HecTôn^bHOCTř. CT«JIH K yoyeMTy HRMSJIB HeM OOJIbtEe 135 nyCTeHMTOoOpABonnMMR, M T O , H CPOU o w p w i , cnoco&CTHyeT ycHopeHHt t««OBoro a DTOKSeKHOH •+• f npp«p»*meHHii H OTtiocttroAhforo CTMM), H'lrpeR'OMO* C TCMH MC CKOfOCTRMMÍ T O M Í R N TeRreparypy roNoreHManumi npouecca (no cp*BHPH*ir c HCXOAHO CHMReHMfl XpHTMMeCRHX Lfe]. OAHHM K I BARKMX CJIBACTBHR npMHeKeHHR CROpocTHoro Knrpena jutu nojiyuennn aycTCHiiTB RBJIRBTCR BOBMOBHOCTb BOBA^RCTBOBATb HA ero aepeHHyu crpyKTypy. noBumeHMfl TeunepuTypu n yyeHbtneHMe speyettH eycTeHHTOoGpnaoBnhMU npHBOAUT R yaejiRMeHMB OTHoweHK* CKopocTeM anpoajieHHR H p o c r s . KRK CJteACTBMe S T O T O , aycreHRT, nojyJfteyvR npM OucTpou HenpcpyBHoy Hnrpeee SBJíaeTcn yeJiRoaepMicTUM M xnpnKTepMByeTCJi BiicoRoft OAHopoAHocTbd aepeH no BeJiKMHHe [pne. 001 Q02 003 QOt QD5 1). 006 A (MM] PHC . 1 . bJiKRHne TeynepftTypy HurpeBfi HA paenpeneměnné eepett aycTeHxra no paBuepBu, CTBJib 40X£Hr. v = l200rpBA/ceK. MCXOAHoe cocTOflHHe: 1 - O T « r * AeiJ>opuamm 50 * , Hftrpee AO lOřO ° C ; 9 - oTwmr, H«rpeB AD 1000 C, 1 m m y m npMM«H«HRe npeABapRTeabHoU njAcTRMecRoll A eífo parními noaBOJiiteT yctiAHTh aTOT • Í^CKT 8B a —$ * • * HMTB (pRC. npRC«AOXt CMeT [?] 2) NncTKlHOPO HnCJieAOBftHHR nyCTeHMTOM AdtieKTHOft CTpyKTypM . KcnoîaoBBHHe OoJiwnmc CRopocrefl Horpeaň A * R TiojiyqeHRR nOBBOAfleT OTK«»yB«TbC« TpyAHOpACTBOpMVye OT COeAHHeHHR BBeAeHKR KOTOpUX B CTAJIb CJtyXBT ayere- MOAwťHUHpyPIBHX B yCJIOBKRX MeAJieHHUX ttarpecos aêxTHSHUHM CTonopnHH po cry Bepwa nycTemiTs. CROpocTwot orn^cR. HepBMť cnMTH no ncnojitaoB^HHt CKopocTMoro HflrpeBB AJm pacnaAB yapTeKCRTa noRasajtH, MTO cTRjib nocjie THKOR oopaOoTRH xnpRKTepatyeTCR Oojiee OUCORRM RoyrtaeRcoy wexAHMMecKMx CBORCTB, npM STOH HomeT 6«Tb noAHOcTbc nojiABêHO flBJeHRe ornycRHO* *pynxocTR ktiJ. yeejinm?HRe CKopocTR Harpesa Tipu oTtiycRe npORBJíRCTCR Ke TO.*MÍO B oCycnoBJteHHoy KHHPTHROA cypnieHRH 336 A [MM] not 005 004 003 002 001 — 900 IOOČT ioT t txi FHC . 7.. SRBHCKMOCTI BejiMMKHW aepHfl n y c r e HHTn OT TeMnepnTypii « cKopocTM H « rpeBfi. CTRJU 3bX£Hr. HcxoflHoe c o CTOflHIíe - CKOpOCTHOR OTfiyCK M A e topMnuHH oO '*, 1 , 2 , 3 H 4 - CK0POCTH HnrpCBW COOTBeTCTBeHHO 0,01; 2; TeiinepftTypHdx b; í-OOrprva/ceK. HHTepBBJioB TRKHX cTRA*tft ornycKR, OCTRTOMHOrO SyCTCHHTB H KRpOHAHHe npeBpnttíeHíIÍI , nJinCTHH^RTOfl tOpMU lij KOK pRcnriA unpTeHCMTA, HO M B noJiyiieHHH KflpOKAOB BHCOKOft A H C n e p C H O C T H . CTRJIb C TRKOtl C T p y K T y p O l l pflKTept ayeTcn He TOJibHO BNCOKOA npOMHOCTbD HenocpeACTfieHKO nocjie HO u o i e T SbiTh aoncjiHHTeJihHO ynpo^HeHa nocpcACTBO* xojioAHnfl êÍJOpMRUMH , H<*npHliep, BOJIO*4eHHCM ^ 9 j . Xfi- omyeKn, njincTH^tcKoH J T 8 OCOOeHHOCTV CTpyKTypHOrO COCTOH- HHH 3JieKTpooTnyoieHHoR CTBJIH Jierjin E ocHoey HOBOTO uerojin TepMooOpnOoTKM npM nojiytjeHMH npOBOJtoKK, KOTopwft cnocooeH aRueHM-ri-. nnreHTHpOBRHHe KRK c p e A - CTBO noaroTOBKH cTpyKTypu CTRJIH K BOJioMeHHr HHH BHcoKOflHcnepeHHX (pHC. 3 ) . BoaMOKHOCTb nojiyMe- npOAyKTOS pncnnjifi unpTeHCMTfi npH CKOPOCTHOM o m y c K e H OCOCeHHOCTK KOHUeHTpRUMOHHOTO COCTOBHMB HnTpMUU OTTiymeHHoR CTBJIH Ae-flROT 3TOT MCTOA KOHKypeHTHOcnocoCHWM c JiernpoB«Hney H B r e x KOTAR o m y c H HBJiHeTcii s^Bepinnnrnell onepfiuMeil TepmmecKofl PBCHBA nepeoxJiameHHoro [lO] cjiywnux, oSpn6oTKM. R.ycTeHHTa. npmteHeHHe CKipocTHoro Hfirpeea OTKpWB»eT ITlHpOKfcC B08MOXKOCTH A * * yjiymBeHHfl T e X CnOCOCOB TepMOOOpflCOTKM fTa/M, B Koropux ncno-fi s y e T c a BoajiefiCTBiie HR nepeoxJinajieHHUH aycTeHHT. b mncTHOCTH, OKRauBarTcn BO3UOXHUWM onepauHM H^rpeBR M oxJiRXAeHMR B T e v nepnTypHOÍl OO"JIRCTH TiepeoxjimwmeHHoro ayCTeHHTB AJJH Tex cTRJiefi, 4JIH xoTopiix nonoGHue onepRUMH npH neMHOW HnrpeBe he BOSMOXHU BCJieACTBHe HeOoJibtnoR y croft mtBO c m RycTeHwra. 137 S0tKrMM"2) n 12 10 430 ťxc. 3. HO 1 0 , llpnuettettue 500 550 100, 600, MCTOJOB CKOPOCTHOTO • axajixM x ornycKfí 600 650 tCC í b^MRHKe TeynepnTypy M CKOpocTH H R rpeBft nptf ornyCKC H « CBOACTBA npoBOJIOKM na CTRJIH : 1 - neMHOR ornycK, 1 Mac, 2 , 3 , 4 r b - svifKTpooTnyrK CO CKQpOCTKUM HITpeBR COOTBeTCTBeH1000 ppnji/ceK. Hnrpefln noBBOJiaeT nponojiHTb B nocJiejioBnTejibHO-HenpepiiBHOy AexKBnHHR saxAJieHHUx MaAeJixR nepeA OTnycxoy UHKJie, ycTpnmiB HOCTM anxajixM nOXBJíeHMfl ynpyrxx npx TBKOR 8HKM0MHHX HanpxxeHMR, CXBOSHOR Hn McnojrbBOBHHHH BRHMX OCHORRHU xaOTepyxMecxorc peajiHBRUMH pacnaja nepjiMTHoro ceyeftcTBa pacn«iAR oxARWAennft H nyTťy Teynepnrype yeKXTe^bKO Hoier xapaxTepn pacnaaa TeHTHpOBBRHX AKTejbHOCTb CTRJieR Toy- onac- BCJiejlCTBHe npeppnmpHHH He x y x e TepyO- B yciOBxax npoueccn, nx»e uomer fopuu, COCTOUHHfl ipMC, npocToro BMarpxKK na Te?ynf p R T y p u HRMAJIR TlOJiy MOt HOft H B n«TeHTnpoFiRHHOň nojiHoro CTRJIH OTKRSB nponyxTOB cxeue oxîBXAeHiia, npw aToR pncnR.HR. T p n - nyrTCHHTR AJIH Sojib- O B T O K UTAJÍ H T H M P C K O T O H KOHUR IIojiy*ineuue no j i x n - 4 ) npx no npeBpn:neHHn pcjien- np« OesapHHoy n « - f< CTRJIH nOAOOHW T e y , KOTOpUe R CBORCTBR aoeyoxHoevb noxRBRHR OOPR30BRHMR neproxJiRXAcHHoro nocToaHHH. nšpeo- nnreHTapo- TpeCyeuRX pncnn^n, RyrTeHHTn pncnRji* 6urh RycrenxTfl KRK an C M Ě T TOMKH pacnaAfl Ceae^HHoro OOJACTAX njtftcTHHovHoR Teyneparypy B BRHKť, *tvu npouecca oxRanjiocř , MTO BCieACTBxe npaxTHMecxn CTpyKTypHHe CTRXM, TeynepRTypHHx n o j i o r j *-BR aycTeHXTa, CR npM nRTeHTMpOBňHHH yeroâ C « T h .nocTMrHyTft M nocJieAyxwero CRyopasorpena TRKOTO nycTeHXTR x peajibHWM y c n o n u a y nnreHTxpyeyyx xapnKTcpa nepeox-nfixaeKHoro c KHPCHARMK Tax yeroAoy pRB BHBAEU1KXCH yeTOAU C K O P O C T H O T O cxeue pncnajiR B paaJKHHifx TeynepaTypR CTsxe B CTfiJIH, npM ynpTCHCHTHOM axaOTepyímecKoro RycTeHXTR [ l i ] * IIpHHUxnMajibHaa srxHCTBa TpeOIHH yyeHbineHHt npOKBJIMBneyOCTX. xjiamAeHHoro rpnyye ptrJiiyeHTňUMH oCpaooTxe TRxxe cnocoocTayeT noa&jiHDaiHxcH uu- H T I M cnuuy BRyeTHO yueHbWHB ^nacHOcTh BOBHHXHOBeHMX aflKBôMHHx TpemHH. boayoxHocTb neparypy onepaunn Bpeyn 'fopyiípyrT- H3 OCpRGOTRHHOfl | l " j » bwcoKRH 3THM npoMano- O T nnTeHTH[,oBovHUx PRHH 3 36 no»BOjj*rT e y y xoHxypKpoB«Tt c TpajiHUMOHHNy yeTOjjoy n^TeHTHpoHRumi. ? H C . 4 . Hacnan. nepeoxJinxAeHKoro aycTeHHTa npM noBTOpttOH 3JteKTpOHnrpeBe: a - c x e u a , 0 - ASHHHe axcnepíiyeHT a . Crajih 6 0 . 1 , 2, 3 - Haiajio o XJiaueHKii; pacnajfl; naAa b 38XJIt>*iŘHHe HeOOXOAMHO 1', £', 3* - HBMSJIO 1 " , £**, 3** - KOHeu p a c - OTReTKTb, MTO npeKMymeCTBB MeTOJIOB CKOpOCT- Hofl TepuKMecKoR oOpaCoTKH CHJIH cŤopMyjiHpoBSHy B peay-AbTare onwTOB, n p o BOAHyux HH vapoMHUx CTBJISX, Koropue CKJIH peapafioTanif RJI* TepyoynpovHeHMX c ncno^b80B9HMe« ueAJieHHHx HfirpeBOB B nettax M JIH BRHKRX. CHHAKO, Te MJIK HHVe npeRHyntecTBe cxopocTHoR TepyooOpaOoTKM B aaBKCKuocTH OT e e KOHCMHOR ueJiH uoryT npOflBJíRTbCB B PBSJIHMHOR CTeneHH r> 3ABKCMHOCTK OT ypoBHit Jtertt- pOBnHHOCTM CT8J1H, e e npe,HHCTopKH K T . A . Tlo 3TOfl npiriHHe B nacJieAHee BpeuR BOdHHKaeT Bce 6ojiMD8fl HeoCxoAHyocTb B paBpafioTKe cTBJíeA yejieBoro tiasHAMeHMRt T . e . TaKMx CTBuneR, KOTOpue cneunajibHO npejiHaattaêHM JIJIH cxopocTHoro TepyoynpoqHeHMH c ncnoj!baoBaHney onpejjeJieHHoro BHAR cKopocTHoft repuRMecKOft OCpeOOTKM. JiHTepBTypa [_ l ] ŤRBRMecKMe OCHOBR 3JieKTpoTepyn4ecKoro ynpoMHeHHJi CTRJIK. r p R A H e B , B . [ č ] II e m K o B , C . B. K.: H. fl. 11 e m K o B - ( K . , HayxoBR A y y x a , 1 9 7 3 , 336 c . Oni K a a e p o B , C . H. - T p e i | ) M JI o B , E . í i . : K reopHH nepjiMTO-aycTeHMTHoro npeBpame- HRR npM HnrpeBe cTAJIK - B K H . : í a a o B w e npeBpameHKfl B yeTSJUtax • cnjia* Bftx. K . ( l i í 6 5 , c . 4 - 1 6 . (ICeTRJuiotHaHKa, B u n . 3 ) [ 3 ] f p K j n e B , b . H. C. - U e m x o B , 13. A. - O m i e a A e p O B , 11*: K Bonpocy o c o c T a a e a y c T e m i T a , o a p a a y n D e r o c a npK Cycrpoy H B - rpefie cTajiK. - Bonp. <(>Ka. u e T . M ueTRJutOBezteHKX l i » b 4 , R 1 9 , c . 1 6 5 - 170 139 [<] r i i p • i i > , b, r. - t i i c n i i D. fl. O a x a x . HeKMi npa 63, e . 32 , c. H. - ii t i i o i , K y B M n p e a a , H . n. - n o j y m x x H . L . A. c p O B , C . tl. - P H z x o a , L. T.: CrpyxTypaue mtucanrpaai: AetyopMxpoBaHimx cTijiea. - MeTajuioít>H%Rxa iy?fc, BMn. - 39 [s] H i i i i • i i , p o » , C. n. cKOpoeTHOv OTBMrt ra 1974, m i l . 5 3 , 0 . M. - K o H O H c H n o . e . ;1. - 0 m x a A e L p < i e x K O , G . • . : HecêflOBRHne crpyxTypu npa AeôpHMpoaaHKUX yiMepoflKCTUx CTajtex. - UeTajuio$RBRc . 109 - U S [ft] r p « f l H e a , B . H. - H e m x o B , G. fl. O m x a a e p O B , C. II.: 0 URJIHNN njiBCTMMecxoft jie$opiiAUHM HS $aaOBiie npeapameHRX npx OucrpoH Harpeae ,se$opMNpOBaji>»ix eiuinaoB seJiesa. - B KH;: MexaHRBM luncTRqecxol ae4>opiiauRR ueTHJuioa. K., 196b, c . 124 - 136. (KeraJjio$RB««B, sun. 2) [ ? ] r p » 4 » e B , B . H. - M B a c B O M H . O . II. - 0 u x a a e p o B , C. n . : K Bonpocy o HacJesoBBHMB aycTeMRTOR ae$exTH0l crpyxTypM a - $BBM npx Oucrpou HerpeBe CTSJIX ^8. - iteTaxjio<|!RSRXB 1972, BHn. 39, c . 6 9 - 7 5 [ 6 ] J I t p « H * a H , P . H. - C u o i e > • I , B. I . : BjtxiHHe BUCORRX cxopocTeil narpBaa npK aAexTpoornycxe aa yAapHys BnaxoeTc< xoacrpyxDROHHMX e r a x e l . - TpysH MH-TB «B. uer. AH CCCP, 1951, Bun. 1 3 , c . 32 - 46 [9] r p B A H e B , B . H . - r a B p M J D K , B . T. IfemxoB, D. fl.: IlpoiROCTh a luncTxmiocTb xoxoiHOjie<|>opiiMpoB8HHOll CTMR. K., Hayxosa AyHKa 1974, 232 c . [ 1 0 ] r p * A H e B , B . H. - r a > p • 1 > • , B. r . KyraKapeo s , H. tl. - U e m x o B , E. II. - (I o l y » 1 n , t . A. P M M x o B , D. T.: CrpyxTypaue MBueHeHMX npx ornycxe BaxaêHHoH c r a j x . - KeTSJUto^xaaxft 1976, Bun. 6 3 , c. 40 - 46 [ l l ] r p n • • 1 , B, H. - H e m x 0 B , D. fl. M e p H e H x o , H. • . - H a x o H B H x o , JI. H.: nepcnexTRBU npxHeKeHxx cxopocrHON BjiexTpoTepMRvecKoi oGpaflorxx a npoxaBOACTBe CTBJII>HOH npoBOJioxx. CT&ibHVB xaiiaTR 1971, Bun. 8, c . £92 - 300 . . .-. ,1 u c a K , CCCP HOBME ACIIEKTH •A30BMX H CTPyK'fyPHUX M3MEmiHHB nPM 3AHAJ1K£ CTAJIH PBccuoTpeHci 3Kcnepui<eHTajbHve naHHue, xacaxawecji ofipaioBaxxx a xpxcTaj.'..-. .ecKoii crpyKTypH naoTHOynaxoBaHHiix iiapTeHCXTHiix $a» ( f ' , c ) a pxA« cra,-.g>;. CjiejiBH BHBOA, ÍTO y - > ť-> c npeBpameHKH ocyraecTMUDTCs nyTeii y s e J x ••ii-KíiH njioTHOCTH li CTeneHK nopxAxa Ae$eKTOB yasKOBKu. IIpuBeMH BHBJHB axcnepKuexTasbHUx AaHHUx o $opunpoBaHxx "£'-MapTeHcxra. noxaaaHO, w o úr-MapTeHCHT RBjíiieTCfl npoAyxTOM narpsBa '•aC'-uapTeHCHTB. OfiiflCHeHxe npxpoAH 3ť'MapTeHCXTa OCHOBBHO HB B08U0XH0CTK OKKyRaUXX C-STOMSIIX x a x OKTa9APX TSK K TeTpa3apH o „ nepexoA oSycaOBJíeH cxeneHxex C-aTOUGB B Cojiee BuroABue nopu x STXII onpeAejiaeTCfl KBiieHenxe c/a pemeTKX HapreB•;,ITI. npMBefleHM BxcnepxueiiTBJIfeHHB ASHHHe, noATBepxABnwe Taxyn TpaxTOBxy. 1. BseaeBHe MHorxe ytietrae paapaCBTHBaiiT Teopxn MepTencxTaoro npeBpasieaxJi B cTaxxx, ocHOBUBaacb na TOM, qTO TUK pemeTxa aycTeBXTa HenocpoACTBemio nepecTpaxBaeTCH s OUK HJIX OUT pemeTxy (OTH - $ a a y ) . HexAy Teu, x xacToxníeMy BpeM«ax B f:s.-:.e cTBJteA oOHapyxeHM HOBUO MapTencxTBHe ifBBM > ycTBHOMBH p«A opxrxHajkHUX $BKTOB H aaxoHOKepnocTeA, KOTopue cytgecTBeBHO AonojiuHDT x paaBHBaBT côKHBmiiecA BBeHKfl o $aaoBux npeBpameBHflx B CTBJXX. Hxxe npxseAeif xpaTxxi osaop pasoT nocJieAHxx ne* x HOBUG npexcTaBjeHxa, xacamixecx MapTeHCXTKHx npeBpaxeHHH B CTajixx co cpaBHKTeJibBO xxaxott BHeprxet Ae$exTOB ynaKOBxx U.y.). £. RgoTHO.ynaxo3aHHBe MBDTeHCHTHue žaau & pHAe MapranneBHx x pcaxeBnx CTajeft npx oxJiaxAeaxJi oCpaayeTcs c'-HBpTeHCKT B oOAacTX TeunepaTyp, aaBHcanuix OT xxtiKtieCKOro cocTasa* (Hanpxuep, B CTBJIX c 0,6 % C K 12 % HnUa = -50 °C). Ha peHTreHorpauuax iionoxpHCTajiAOB aycTeNHTa ara $aea OToCpaxaeTCfl o«ieHb paamiTiniK Axi])paKqROBHiuix nATBaHX K nojocaMK. nocxeABxe oasaiacr, ITO C-itapreHCXT cOAepxxT ovesb Gojfeooe KojHêcTBo xaoTxqecxRX A 141 CAOZHRR a KBOOHMHSX - poHSoaApuxecxaa O B '•Á,Jtj> c nxpnacT|naa * = i::,i'< A, 1 1 ° 4 0 ' • OAMBKO, ecjH pemeTry aroro aapreHcaTR nocrpomrk a rexcnro- RBAkaol cacTaua xoopABHnT, TO ORB asoOpnanei-cit IbR pem«TKoa *.* - fc,í)33 A, C * 3 7 , £ 8 0 A) c iMOTaoyniKOBBKHUaa nJiocxocTaaa UlDf RHNB a onpaAaJtuaoai nopaAae pac* 1 ) . aaaaABC..., IMOCKOCTÍ* BCABCA CABCAB..., fccAR «ycT«M»TB, y a o a t H - f-peroeTica xipBKTepHB ijcpeAOBn- ( 1 1 1 ) , TO C'-pemeTK» aaeeT leptAoafiKae AbCABC (e« aa«HeHTRpHaa m e a x n coAepaaT 1tí tuioTHOynaKOBnHHVx CAOBB) a oOpaayaTca aa } -pemeTxa HnpymeHaew B aea nepádná tfřpeAOBftHMH CJioaa qapea aaxAHe 6 ruocaocTeft ( 1 1 1 ) v .Tflxae A . y . a o r y r nojtBJHTtea npa paenenjianaa IIOAHOR ARCAOKBUMR RA MBCTRMBHC CaeAOBATeJthHo, f —» c'nepexoA eocToar B noRBABHBR A . y . (ofipaaoBAHaa qaCTRtiRux ARCACK4UMR) tapea KBXAU* 6 CAOBB ( 1 1 1 ) - B /-pemeTxe [ l , £]. Pac. 1 . KpacTMAaoecxae pemerxa ayCTCHRTB, ť -, C - a *V -HipTeHCNTOB P reKcnroHBJíbHoa eacTene XOOPARHRT lípa aaaxax TeanepaTypax aaa B peayafcTBTe iMacTaiecKOR Aeitxipanuaa o S paayarca C-MapTeacaT aa 4ycTCXRTA BAR aa aaatT m y penarxy, tapaa n n i i i r'-n«pTe«e«T». f-HnpreHCRT xoropsn itoayvaeTca aa TUK pemeTxa no«BJieH»ea a Hed A . y . Z CAOR ( l l l ) y ( p a c . 1 ) . CatAOBBTBAkHo, j r - » c ' - » C nepexoAH $opaaAkao HOBRO peajaaoanTb BBtACHRCM A . y . ( a a a VBCTRVHWX AacAoxnua*) u e paa R B U H * 6 a Z lUOTHoynnROBRHHUx caoa cooTBeTCTBrHHO [ l , ž ] . H" ocHoaaHaa BHBARBB aamax R Apymx axcnepaHřHTajiMiux ABHHHX noxnsBHO, xapax- Tapaayarca OARBH napaiAOH, a B«PORTHOCTI> A . y . npumnmeT TOJI»>XO AacapeTaua 142 iHňveHH*. 06paBOBAHMe npoMCMyTOMHoro 1BR njOTHoynaKOBFtHKoro oCmcHeHo ysejiHêHKeif IMOTHOCTH xtOTxitecKnx n.y. yapTmciiTň c ojiHOBp cue tutu* HX y n o - piiAOkeHMeH [ s ] . 3. IgnpTCHCHTHye ffcflBM c pyxJioB ynnxoBKofl WTQMOB £' - M c-t»*» npM GOABC Hnánu* TeynepoTypHX no cp«BHeHHc c TeynepftTymyn oOpnayeTCfl /'-yipTeHCHT. cyuecTBOBfiTb oAHOepcucHHO 4 'Jtfisu: BOBfíTbCfl KBX HPnOCpeJlCTBeHHO TO-ecTh, B pane Y—* crnJieR f'( K3 A y C T e H H T B , t * ;£" . IIocjieAHHB y o i e T TBK H B nJlBCTMHKHX oopn- f-(J)H»y, f-ynpTeHCHT aBJíaeTCH npoyexyTOMHoft $asofl npM Qr'-nepexoê [_2t 1 J . lípu H i r p e s e CTBJIM, annnjieHHOll B xxjiicoy naoTe HJIN rejimi, B OCJIACTM TeynepaTyp HHie KoyHnTHOft npoacxoAHT TeyneparypHníi oťJJincTb aroro [ji]. y, noíiBJii.HHfl HoaTCyy B HeKOTOpyx CTaJiax yomeT nepexoA* >''—* cr nepexon. SPBHCMT OT xMMHêcKoro COCTUBR CTBJIH JUlH BUCOKO Ni-CTRJIM 3TB OflJlfiCTb HnXOAKTCfl HMXe - 1 9 b C. KprcTBJíJiKMecKflti pemeTKň X'-unprencvnn poyóoa;ipimecKaíi, nnpayeTpy KOTO po ft anBMCAT OT npHpor.H K xoHiieHTpauHH -KerHpymmx oJteuettTOB H OT KOHueHTpauMK yrêpOAa poAfl ( p n e . 2 ) . Kn OCHOBBHKH AnuHyx o nojioieHMK STO NOB y i \ i e - tC-aTOMOB) B McxoflHoR CUK pemeTKe nycTeMMTB K HayeH«HMK B p a c n o j e a M - HMH eToyoB yeTflJiJiB řípu y — » C ' - * C—* í ' nepexoAHX OUJIM caeJiaHy aniuiDMBNMii o nojiomeHKsx C-BTOROB B peêTKax yxeanHHUx ynpTeHCKTHUX ( K B [zj. iata 3rn a s penmjincb npn ycjiOBHH, MTO unpTeHCHTHye npeBpmuemifi «yecT xoonepaTxB- H«fl, 6eaAHt$yaMOHHylt xnpnxTep K n o a r o y y KnKAyfl ATOH yrjiepoflň ne BUXOANT MI OKpyxeHHSI O^MMBďDHX "TOMOD yeTBJMfl. fmc. 2. SnejtcMHOCTb o r UMM yrjiepoAa KOHUCHTPH- nnpayeTpoi xpjiCTňJiJtMMecío* peineTKM X'- K ot -yapreHcyTA;A; LI, • - n a p a y e r p u Ú^ ,t>n4 M C n ' cooTBercTBeHHC A , o , • -nňpayeTpy (U OJ U b / i - • £* H docmt COOTBCTCTBeHHO 143 CjeAoann«Jlt>HOt TaaApaiecxax npa M*pT*HC«THoy npcapameHMii noxoaaan C - * T O M O B aa O R - nop pemcTRR aycTeHHTa nonaA«eT B OKTaanpaiecKae nopy HA OCHX £, (Oil ) i Apyraa noAoaaHa - a TeTpAátApRMecKae nopy ( T n i peraeTKR c a r a . npa erov ae oCnatreJihHO oflpianamtKc npoaeayTOMHUx C'- a .t'-ynpTeH- njtoTHoynAxoanHHyx c-yapTeHCKfO'. a BHAB $IAB c rpiHmiaya a nponMyy npacynutMH KM npaaim- Kaar. ycAOBren 4 * * onacnitHoro p«cnpe4e.aeH*«a C-BTOMOB nBJíntrcn HHBH neperpynnapoaxa MeTAjutimecKKX pOH aroHH npoxOAKT rnKMe ve nyrn, raxoH uTOyoB npa y _ > V - n e p e x o A e , uexn' npK R O T O - KAR a npa p * c-~ c - » * ' npeBpnmeMaax. AaicTBKTBJíbHO, B BycoxoyrAepOAKCTUx HeêrapoanHHUx a jierapoBAHaux CTBJIRX ť - a £-$aaw He oaHApyxaaaBTCR, OAKAKO ^ ' -yapreHCMT B HHX $opMMpyeTC« [2]3KcnepaneHTajibHyHK AoxnaiTeJibCTBnMH paayemeHaa C - A T O M O * B Aayx ranax nop petoema 7ť -unpTeKCMTA aaxRBTca peay-xbTBTM oOcTOBTe^tHMX RccjieAOBnHat aavajiaHHOl cTajia c 1 , 8 % C MaccOayopOBcRHM cneitrpoaeTpoy. noxianno, STO a pemerae X ' - u n p T e a c a T a npx reynepaType BKAKOTO ABOTB OAHB nojioaaaa C-BTO- MOB aaaauaaT Otl , Apyraa nojosaaa - T H . ílpa Herpeae AO HONHnTHoft Teynepar y p y HaOjiiiAňJiocb yyeabmeaae xo-xatiecTBa C-ATOMOB * TO I HX yaejiaMeHae a onc [5, e ] . OnaCBHHHl BMme npocTOl uexaHaay 6eaAa$$ydKOHHoro npeapameHaa noBBOJiner OTBBTaTb aa cjieAynpae Bonpocu, KOTOpne BOSHRKJIM B peayj!bT*vre pus,* accJieAOaaaaft. 1. rtOMeay ao apeaa HtrpeBA npa -'*'—** a nepexoAe TeTparoH8JifcHOCTV> pemeTKK MApTeacaTB Mn, - Re, - N i , a C-CTAJICH yBejiaMasneTca, a A J I * A I - C T n J B - yyeafcrnaeTca? 2. [kmeny ao acex nepemicxeHHUx CTAJAX B OOJIACTH reuneparyp nepexoAB HaGjBAaeTca oAKanxoaaa BRKOHOyepaocTb HayeHeHaa aaa - ero yyeHbtneHxe, HesaBacavo O T T O T O , yBeAatfeaaeu a j a yaeHbineHaey ^ —** ot 3JienTpoconpOTHBJie- conpoBoaAnerca JIH BTOT nepexoA TeTparoHMbHOCTK? Ha nepayl aonpoc o r a e r uoaer OuTb CJieAynaaR. ďejio a T O M , MTO a a e p r e Tanecxaa 9uroAHOcTh T O I KJIR RHOK nopy nxn oKKynnuxa C - * T O M « M R onpeAeJixer- ea na TOJbxo reoMerpaMecxava paaMepaua nop, HO Taxae MOAyjiaua ynporocra [7J. 38'—•» aM napexoA H«MB npeAcraajaeTca HRR npouece, npa xoTOpoii C - A T O M H npa a a r p e a t nepexoABT aa MeHee a Oojiea ayroAHMe nopu. ÍÍOO«BKX B aejieao • eOoAbímx xojaqacTB Jiarapynnax ajieMeaTOB, noaaAaMOMy, ac BHOCXT cynecTaeHMUX aanea*HaR a aaJtamuiu MOAyJiel ynpyrocTH. CjieAoaaTeJibHO. •"*'—*- a nepexoA • M n - , P a - , N i - , a C - C T B J M X yoaao oOiacnaTb yarpnuaelt C-HTOMOB aa Til a 0 I . C , STO npa BOA XT R yaejRveKar c / a pemeraa MipTeHcnTa. JlerapoanHae aucoRoyrJiepoAH^CTOI CTAJM a j m a a a e y npa BOA XT R cymecTBeHHMM aaMeaeaaRM ee C B O I O T B C T B I I taAMHTeJibHoro BTOHKoro ynopxAOMeKRR a pemeTxe aycTeaaTa, BCJ«A- HacieAytnie- roca napTeacaTOHa no»TOyy voano AonycTHTb, STO B STOH eraxa MOAyjR 144 yt:j.yr>cTn cymecTBeHHO o TJIH CROTCH OT MOAyjieR yxaanHHyx CTane* K BcJieACTBMe jToro BuroAHUUH B Heň HBJIÍIIDTCÍI Tři [ ? ] • no3TDiiy # ' — > or n e p e x o a B AI-CTBJIK CBHEJIH c nepeuemeHHeM C-RTOHOB H3 on B Tn M 3TO npHBOAKT K yweHbmeHiti) c / a peiL'eTKH iinpTeHCMTa [ 2 , 8 j » OTBCT KS BTOpoft Bonpoc cocTOHT B cJieAyomcM. yueHbmeHKe c / a uapTeHCMTa B OAHHX CT&Jtstx H yeejiif yeHHe 3Toro OTHOmeHMH B jjpyrwx npH <£' —*• or nepexOAe Hau« TpaKTyeTca KSK TaKoe irepepacnpeAeJieHxe C-HTOUOB, B pesyjibTaTe KOToporo OHH 38HHUBCT nopw npeniiyraecTBeHHO oflHoro copTa: JTHOO C-aroMH OKxynHpyw uH , CMn, - íê, - Ni- M C-CTBJIH), JIHĎO Til (AI-CTa^b). CJieAOBaTeJibHO, TBKOR npouecc UOJCHO paccMSTpHBaTb KBK ynopHflOMeHHe C-aTOMOB. IloaTOuy, npM # ' ^ > au nepexoê x a x yBejiimeHHe c / a (Mn-, R e - , N i - K C-CT&mi) TBK M e r o yueKbmeKHe ( A i - c T a j i b ) oOycJioBJíeHO ynopafloqeHHen C-QTOMOB H AOJIXHO npxBOARTb K yMeHbnieHHB JteKTpOCOnpOTHBJíeHHH, t|TO K HflfijíWta-íOCb (pHC. 3 ) [ f i , 8 ] . A|100VI WC 10 a 3 ZA *"Xf^ 3160 ff-—* 2Z. y -200 -150 - T O -S0 1140 SO W0 P H C . 3 . HoueHeHSie aJtetcTpoconpoTUBJieiiMH < - p - , KpKBaa 1 - H e r p e s , 2 o x j i a u e H H e ) R napaueTpa £, p e meTKK uapTeRCHTa (KPMBBH 3 H a r p e s ) aaitajieHKolt CTBJIR C 3 , 5 * AI H 2 , 0 % C CAHBKO, KB onxcaHHoro uexaHMSMS f y - > X ' — > út^ nepexoAOB Hejbaji n o HSTfc noqeuy pemeTKM 3£'» a -uapTeHCHTOB xueiDT BHamtTeJibfio Oojiee BHeoxyc TeTparoHa^bHocTb no cpaBHeHnc c pemeTXoJI uapTeucNTa A p y r a x , yxaasHHiix Bume CTBJíePí, npw 3HCTpanoJiJ3UHH K OAHOMy coAep»aHii» yrJiepoAB? Ha BTOT Bonpoc MoíHo OTBeTHTb T a x . B rUK pemeTxe F e - N i - T i , F e - N i - N b R F e - N i - A I OesyrviepoancTUx cnjteBOB HaCjJiw»»TCfl AMcnepcHue qscTnqti jr'-$aan c ynopjiAotieHRoR TUK penie-TKofl. 3TH UBCTKUU oOpaayioTCH Re TOjibxo B n p o u e c c e OTnycxa aaxaJieHHKX CITJIRBOB, HO taxme s.o saKSuiKM npK BucoKHX reuneparypax, B y-o&mcTN. 145 HenpeBpBtnseMOCTb TRKRX qacTxu B cr-$aay npx OeBAxixtyaxoHHoy npeipameRxx K CTpewjieHKe MX coxpaHHTb CBor* aTOMnyc ynaxoBxy B OUK pemeTXe xcxaxaeT nocjeAHDD B OUT petoeTxy, OTHomeKxe oceft c/a xoTopoi BBBKCXT rxaBHMy oCpesoy OT paayepa M xoxxqecTBa MBCTMU /'-QBBU [ s j . AHnxorxqHo STXX npoueccau B Al- x BHCOKO - Ni-CTaxxx npoxcxoAXT oGpasoBaxxe AxcnepcHKx qacTxu C TUK pemerxoit. HoeTO My Cojtbmax TeTperoHanbHocTb pemeTxx STXX CTaxeft, no-BXAxyoyy, ooycJiOBJíeHa TBXXMX npxvxHaifK xax TeTparoxaxbHOCTb yxaeaxHux C«ayr\fepoflxcTMx CIUBBOB, TO-ecTt, CBflBBKa c npoqeccBMH B aycTeHUTe AO yapTeHcxTHoro npeBpameHXH [ 9 j . Apyroe oOixcxeHRe npxpoAH 3€'-yapTeHcxTa N 3ť—*- a nepexoAa npeA*oxeHO asTopaHR pafioT [lO, l i j . totacruHU X'-yepTeHCXTa OHH npeAcraaxxxx a SMAS qepeAynqxxcx ABOXHXKOB cr-yapTeHCKTa no cxcTeye ( O i l ) , [ p l i j • npeAno-aoxx•ix, qTO xorepeHTHoe paceeaxxe peHTreROBcxxx Jiyqett Taxxx noJixcKHTerxqecxxH ABOIIHKKOII AaeT AK^paxuxoHHys xapTHRy, cooTBeTCTByrxayu úUP pemeTxe c ycpeAHeHHynx napayeTpaux B x c . CooTHomeHHe yexjiy oGmxn xojixqecTBOH ABORHRKOBIIX x uarpimuux opmestamtit Ot-uapreBcxTa onpeAeJAer BBJIH miny ycpeAHexxHx BijxpexTXBHHX napaueTpoB. CxeAOBaTexbHo, COIMI&CHO Teopxx [ l o ] , ae'-yapTeHCXT npeACTaBJflfiT COOOR IIJiaCTXHKX - Of -MapTeHCXTB C BHyTpeHHHUX y x a s a H H H H H ABOttHX* xauH npeBpamexxa• OTRomeHxe napayeTpOB c/a aaBxcxT OT cooTHomeuxx oOievoB ABOlRHKOBoro x HBTpxqHoro MapTeHcxTOB. IlepexoA at' - B a-xapTeHcxT OOIRCHX.ix yifeHbmeHxeu xoxxqecrBa ojaoro xa xoynoBeHTOB noAMCXHTeTHMecxoro ABOIHXxa or-uapTeRcxTa c AMbHexmxy nepexoAoy ero B MOHOAoyexHOe cocToxBxe. OAHaxo B nocJieflHee Bpeux ycTSHOBJieHO, MTO ABOXHHXH a-yapTexcxTa ofipacycTcs He no OAHO* cxcTeye. ^KaaaKKoft BHme, a no Been cxcTeuay ( o i l ) <011> . Taxxe noxaaaxo. MTO BTX ABOXHRKM tpopyxpycrcH npx HerpeBe saxa-seaROÍ CTBJIX BHme TexnepaTypHoI OGXBCTK ať—*• orM nepexoAB [ l £ j . 3TX ABB BBXHVX ÝaxTa CBMAeTe4bCTByBT, BO-nepBHx, o TOM, MTO yxaaaxxue ABOXHKKR ne ABJIRDTex ABOIHXKBMX npespameHXA (ITO ne corxscyeTca c npeAnoJioxexxeu [ l o ] > , a OHX noxBxxcTcx npx pejiaxcaaxx BByTpeHHxx HanpxxeHxitp BosHRxmxx npx y—» df nepexoAe. Bo-BTopxx, 4>BKT ABoftHxxoBaHMfl no Bcex ajieueHTay cxcTeini {Oil} , < 0 1 l > npoTXBopeqxT Teopxx [ 1 0 ] . CorxacHO Hamim npeACTBBxeHXHM, npx X'—*• Of nepexoAe BTOM EaeApexxa He xaueHxeT CBOXX Baxxaftmxx coceABxx xeTaxxxqecxxx BTOXOB, OB xaxexxeT Toxbxo xx qxexo. lleiAy Tew^ npH ABoxHxxoBaHxx or-yapTeHcxra no cxcTeye ( O i l ) , [ O i l ] TpeOyeTcx xsyeReRxe coceAHxx STOMOB, oxpyxBumxx C-arou. AJIR êro HeoOxoAxyo Ooxbinee xayeReHxe B pacnojioxeaxx BTOBOB, qey npx 3C' —* a nepexoae [ l i j . IloaToyy noHSTHo, noqeyy TexnepaTypHSB ocxacTb ABOIRKKOBBRXX Bume, qew Taxosafl if'—* arM nepexoAa [17J. B AI-CTBJix qacTXMHax pexaxcaiixH BHyTpeHxxx Hanpaxexx* npx &'-:>au nepexoAe ocymecTBXHeTCH ny-řey noBOpOTa pemeTxx yapTeRcxTa C^J- CxeAOBaTexbHO, OTcyTCTBxe ABOIHXKOB MapTeHCXTB no cxcTeyay {Ollj , <011> B 3Tot 146 cTs.na oSycJiosJieHO apyrim nexamiaiioM auxoHOjianal apaeTauimaenx paaarox np» uflpTeHcKTHOu npeapaiqeiiRN. JlHTepaTypa [ l ] JI i c • t , J . « . cTp. BIS [z] H x K o a » a , B. M.: AAB CCCP, 1863, T. 153, JI H c a x , JI. H. - H H K o jt m H t S. K.i taaavacxae OCBOBH *epi»tiecKOA ofipafioTKM CTB.HI, HB-BO TexRKKa, Kaaa Í97S [ a ] JI H c a it , Jl. H. cxp. 1004 - r o i i i p i i m [ 4 ] Jl u 0 a K , JI. H. CTp. 687 - Ko n n p a [5J L e s o i 1 e , M. - T , « . E . , M l 1971. 2 1 , a. S, t. a a , C. n . , «aM 1971, 2 £ , a. 3 , G i e 1 1 • ti , P. M., Natal. Třane. 1972, 1 , 2681 [ 6 ] F u j i t a , F. E . , Japan I n e t . Mátala 1974, .Jfi, 1030, 10J7 [ 7 ] B e a h e r a , D. N . , J . Appl. Phya. 1965, 3&, 296 [ 8 ] JI a c a K , JT. H. - il p a 1 1 > e 1 1 1 , 1 . r . H. A., 4101 1972, T. 34, B. 1, CTp. 8 [9] A b p a h a m , J. K. AIME 1969, 2iZ, 759 [lOl P o i S y p j j . A . B. 6, CTp. 1189 Jl. [11] K n r d j u m o v . G . Met. 1975, 2 1 , 1077 - - Cr o p 1 a 1 , P a a e 0 T a r , J. S., Trana. Mat. Soc. -. X a n •- * y p « • , A. I*., M l 1970, 30, V. - K h a e h a t u r j a n . A . 0 . , Acta [IE] J I n c a n , J I . H. - A a H « . i b i « a a K O , B . I . - l l o 1 j r i j r 1 , D. U. - y c T K H O B . A . H., yitp. $ • • . z . 1875, £ 8 , >. I S , £026 M7 Doc. lug. František H a b r o v e c , CSc. - tog. J i ř í Prof. In*. Dr. Přemysl B y a , D r S c , CSSR Ska r ek o VLIVU HSCOLIKA UQUH NA LOMOVOU HOUŽEVNATOST PEVNÝCH OCELÍ S NÍZKOUHLÍKOVÝM MABTENZITEII V této práci jsou shrnuty některé poznatky o vlivu několika legur na lomovou houževnetoet a pevnostní charakteristiky oceli konstrukčního cha rakteru s bázi nízkouhlikového dialokacniho mertenzitu. Práce ae opírá o publikace Cl-7]. Experimentální materiály Chemické složení použitých experimentálních materiálu je uvedeno • tab. 1. Oceli byly nataveny v indukční 20 kg peci, odlity do ingotkfl í 100 um a vykovány na tyčovinu 0 12 mm (pro tahové zkoušky) a na |^ 35 x x 35 «• (pro aeřenl lomové houževnatosti), poté byly normalizovány a aferoidizacně vyžíhány, liartenzitická struktura byla připravena auatenitizací na teplotě 900 °C (30')a zakalením do olej*, při popouštění byly aplikovány teploty 200, 300, 350 a 400 °C (l h), v několika případech i teploty vyěší. První skupinu Styř ocelí tvoři báze FeUnCrMoVCd) modifikovaná Cu(2.) nebo Ni(3), reap. Cu+Ni(4), pro získání informací zejména o vlivu Hn» Dru hou skupinu reprezentuje báze PeSiCrMoVC(5), modifikovaná opět Cu(6), Ni(7) nebo Cu+Ni(8), a cílem poznat zejména vliv si. Třetí skupina ocelí je při pravena na bázi FeMnSiCrMoVC( 9) pro posouzení vlivu jjna Si při společném působení a dále je sledována opět Cu(lO), Ni(ll) a Cu+Bi (12). Skupinu oce lí 13 až 16 tvoří opět báze FeltaSiCrMoVC, avšak a nižší hladinou Mo(l3); v oceli 14 je přidán navíc V, v oceli 15 Nb a v oceli 16 kombinace V+Nb. Tyto oceli mají alespoň v prvním přiblížení poskytnout informace o vlivu uvedených karbidotvorných prvka na vlastnosti dialokačního martenzitu. Ocel 17 je připravena pro sledování vlivu Oe, prvku s obdobnými vlastnostmi jako Si, ocel 16 pro poaouzenl vlivu zvýšeného obsahu Cr. Cílem studia oceli 19-21 je získat údaje o vlastnoatech báze FeMnSiMoVC, tedy báze bez Cr, a to při dvou hladinách Ho. 55 . Cíala v závorkách označují pořadové čísla taveb - viz tab. 1. Tabulka 1 Chemické a l o ž e n i Jb vaíl.J Číslo oceli Označeni oceli c' Si Mn I/JO Cr 0,99 0,98 0,97 1,01 V 1 FelinCrMoVC 0,35 1,58 0,81 2 FeMnCrMoVCuC 0,34 1,59 0,82 3 FeltnCrMoVNiC 0,35 1,61 0,80 4 FaUnCrlíoVCuNiC 0,34 1,61 0,81 5 FcSíCrMoVC 0,21 - 0,81 1,01 0,22 0,81 1,02 0,21 FeSiCrlíoVCuNiC 1.43 1,43 1,57 1,61 1,02 FeSiCrMoVCuC 0.31 0,31 0,36 0,36 0,62 6 7 B 0,80 1,02 0,21 9 10 11 12 FeSihnCrMoVC 0,35 1,61 1,58 0,80 1,01 0,20 FeSiMnCrUoVCuC 0,34 1,60 1,61 0,79 1,02 0,21 FeSiMnCrlíoVIíiC 0,34 1,60 1,62 0,61 1,01 0,20 FeSiKnCrMoVCuNiC 0,35 1.59 1,62 0,81 1,02 0,20 13 14 15 16 FeBndiCrtloC 0,34 1,58 1,58 0,30 1,01 FeKnSiCrlíoVC 0,35 1,60 1,61 0,29 1,02 FeMnSiCrloNbC 0,36 1,60 1,58 0,30 1,01 FeMnSiCrMcVNbC 0,35 1,59 1,60 0,30 1,00 17 FeMnSiCrťoOeC 0,35 0,50 1,01 FeMnSiCrtioVNbC 0,35 1,61 1,59 1,61 0,30 18 0,30 3,02 0,19 19 20 FoKnSiMoVC 0,35 1,61 1,60 0,29 ~ FeMnSiMoVC 0,34 1,60 1,59 0,80 0,19 0,18 FeMnSiUoVNbC 0,34 1,59 1,58 0,79 21 FeSiCrMoVNiC 1 - Cu Ni Nb o 0,21 0,20 0,20 - 1,01 0,20 2,01 1,00 1,99 - 1,02 1,00 - - 1,99 1,98 - 1,02 2,02 1,03 - 2,03 ~ - 0,20 0,21 - 1 0,19 0,10 -; 0,1C - 1,00 C,I1 —- 0,10 - 14<< Mechanické vlaatnot.ti jsou sleJovány j* dnak taliovými zkouškami na cy lindrických vzorcích 0 4 m a , joclniik cích C T . Struktura je tio&nocena měřením lomové hoi.-evnatonti no vzor elektronovou m i k r o s k o p i í . Průměrné velikost auatenitického zrna je vyhodnocpnu lineární průsečíkovou metodou k v a n t i t a tivní m e l a l o g r & f i a . D o s a ž e n é výsledky Elektronové mikroskopie prokazuje, že volba legur v daných m n o ž s t v í c h umožňuje doaohnout ve větňině případfl požadované nadeutektoidní báze a n í z kouhlíkovým dislokačním a a r t e n z i t e m . Svědčí o tom n a p ř . obr. 1 až 3 j r e p r e zentující atrukturu oceli 1, 9 a 1 6 . Na druhé a t r a n é , není-li ocel l e g o v á na lán, ale jen Si ( n a p ř . ocel 5 ) , je martenzitická báze tvořena převážně r o v n ě ž jehlicovitýo d i a l o k a č n l a a a r t e n z i t e m ( o b r . 3 ) , ojediněle ae váak o b jevují i desky a vnitrními dvojčaty (obr. 4 ) . Ve všech případech zastává • o a r t e n z i t u sledovaných ocelí zachována (až na ocel 18^ zhruba s t e j n á čéat sferoidizovaných k a r b i d u (při auatenitizaci n e r o z p u š t ě n ý c h ) . T o svědči jed nak o tom, že v tuhém r o z t o k u je obsah c aenšl n e ž je n o m i n á l n í obaah C 0,35 % (jde tedy o n a d e u t e k t o i d n í s y s t é m y ) , a jednak o tom, že i n t e r a t i t i á l ní zpevnění po zakalení je u všech ocelí do jiaté míry s r o v n a t e l n é . B ě h e m popouétěnl obsah uhlíku v tuhéa roztoku klesá, neboť se vylučují karbidy, a to zejména na dislokacích a a r t e n z i t i c k ý c h jehlic n e b o na vnitřních d v o j č a tech d e s e k a a r t e n z i t u , jak naznačuje n a p ř . o b r . 5, představující na e x t r a k č ních replikách stav k a r b i d i c k é fáze v oceli 5 . M n o ž s t v í vyprecipitované k a r bidické fáze za srovnatelných podmínek popuštění na 4 0 0 °C js u sledovaných ocelí (l, 5 a 9 ) zhruba stejné a lze tedy soudit, že ani disperzní zpevnění nebuds podstatně r o z d í l n é . Měření průměrné velikosti auatenitického zrna p r o k á z a l o , že velikost zrn podle ASTU je u všech ocelí třídy 11-12 shodné; i zpevnění dané velikostí auatenitického zrna, r e a p , velikoatí m a r t e n z i t i c kých částic po transformaci lze považovat opět zhruba za shodné a p o r o v n a t e l né. Ukázka změn hodnot pevnoati a 6*0 ni 6 2 a lomové houževnatosti K . c , připad a ip v závislosti na teplotě popouštění jako příklad pro ocel 9 je na o b r . 6. Pevnostní charakteristiky pro jiné sledované oceli jsou výrazně j i n é , a to zřejmí v aouvislosti se změnou zejména substitučního, dialokačního a substrukturního z p e v n ě n í , vyplývajícího z rozdílných legur, jejich obsahu i vlivu na zmíněné druhy z p e v n ě n í . Srovnáme-li sledované oceli navzájem,lze konatatovat, že průměrné pevnost 1 9 0 0 MN.m a průměrná 61 - 1 5 0 0 MN.m se mění v rozsahu - 400 MN.m kolísá v rozmezí - 300 MN.m pro jednotlivé sledované oceli a podmínky p o p u š t ě n í . Také lomová houževnatost K . buje v áirokéa rozmezí 3 0 - 1 0 0 M N . m - ^ ti Klp. n* 6^ ?, se p o h y . poměrně dobré informace o z á v i s l o s r e a p . 6 1 , poskytují obr. 7 a 8 . Z obou obrázků oe zřejmé, Obr. 1. a* 3 . Blalokacal JtóllccTlt* aartanxit octli 1, 9 • 5 (tab. l ) po aakalanl a t.ploty 900 °0 a popuitínf 200 °C/1 b trak* folia 151 Obr. 4. DaakOTity aartaasit • Taltřnlai dTojčaty ocali 5 (tab, 1) po u kalaBl a taploty 900 °C a popuitiní 200 °C/1 h - toaM folio IJ, > E&li- 0 200 400 M> TEPLOTA POPOUŠTĚNÍ tOO Jí r"C] Obr. 5. Roxložaní karbidlc$4 fiaa T aartanaitický atruktoro ocali 1. 9, 5 (tab. X) po sakalaal • toploty 900 °C a popuitaal 200 °0/l h axtrak&BÍ rapllka Obr. 6. Zárialoat peraoati 6»», aaca k l u CU 6^ j " <5 * V • 10B0T< BOOlOTn a t o a t i I _ c aa ttplota* p o p a n i t i a i 9call 9 (tab. l ) l-.i.- 1200 1500 1300 1600 1700 ieoo 1900 2000 2100 2200 ÍOÍ-Sptt^VI Obr. 7. Závialost lomové houževnatosti K. e na mezi kluzu 61 ,, rasp, perno= ti 6£,t sledovaných oceli po zakaleni a popustenl'na teplota 200 až 400 C TEPLOTA AUSTEMTIZACE 900 "C TEPLOTA POPOUŠTĚNÍ «20D*C •soot »3M"C • *00«C FeUiCfMoV Ol Ni Cu.fi uX)F»>*iSiCřMo FeSCrMoV t!D V Cu ( E Ni J E V>Nb Cu-H TTKrHnSiOOtMg MhSCiMimStMhSCrMbVNb Cu BfeWiSlMoV ** HRiMnSiMeV Cu«Nj 1200 1300 1<00 1700 6Q2 »02 iaoo i n Jft. [MH.I#J Obr. 8 . Z á v i s l o s t lonove houževnatosti K . .c na « z i kluzu 61 -, sladovaných . . . » > * OfZ o c e l i po x u a i e a i a popušivnl u i teploty 200 až 400 °C že o c e l i 1-4, t j . a lín ? tuhém r o z t o k u , vyknzují rol«»ti vně vysoké hodnoty KT p ř i nír.kyrh hodnotách C .,; o''« 11 v-ť 9 Ui v t-uhť-m roztoku noopak podá v a j í vysaí 61 ? , uvňak K_ klená p r u k t i r k y n-i mininfiiní hodnoty. Kombinace Si • Hn tOce.li 'y-lir ' lává n«-jvyůM í.o inoty 6~, -, p ř i r e l a t i v n é velmi dobrých hodnotách K_ . S n í M - l i ae ob.-ihh l£o z 0,fc na 0.3 % v zekludnl bázi FtJEnSiCr MoV ( o c e l i 13-16 nebo n-nt-}i použitu i - ^ u r a Cr o c e l i 19-21 , č i naopak je zvýňen z 1 % na 3 * Cr ocel lfc , lomoví houževnatost ae p o d s t a t n ě nemě n í , a n i z í a* vsak 6" „ . 0« ocel 17 s n i ž u j e lomovou h o u ž e v n a t o a t , jak vyplývá z porovnání a o c e l í 1 3 , l-ôvunou "rovnatelnym množstvím S i . Vliv Cu ve aleJovaných ayo lemech lze celkově h o d n o t i t k l a d n ě . U a y a t é mu FeSiCrMoVC p ř i t o a n o a i Cu ôcel 6 vyvolává výrazné zvýšení lomové houžev n a t o s t i , v systémech FeMnCriioVC a FekinSiCrMoVC i o c e l 2 e 1 ; Cu lomovou hou ž e v n a t o s t a i c e a n i ž u j e , av&ak n e v ý r a z n ě . Ni ( o c e l i 3 , 7 a 11) je buď bez v l i r u (v ayatému FaMnCrttoVC a FaSiCrť.oVC ) na lomovou h o u ž e v n a t o s t , p r í p . j i • í r n ě anižuja ( a y s t é n FeMnSiCrtíoVC). J a o u - l i aplikovány Cu + Ni s p o l e č n í , má j e j i c h p ř í t o m n o s t ve vůech sledovaných systémech kladný ú č i n e k , spojený buď ae zvýseníjn €Q 2 nebo lomové h o u ž t - v n a t o a t i . AvSak t ě c h t o k l a d ných e f e k t ů je dosahováno pouze po popuůtění na n i ž é í t e p l o t y 200 až 300 °C; po popuStSní na t e p l o t u 400 °C je j e j i c h v l i v naopak n e g a t i v n í o c e l 4 , 8 , 12). Přítomnost V v ayatému FeMnSiCrHo ' ocel 13 ' vede ke zvýěení 6~Q - , l o mová houževnatost však k l e a á ( o c e l 14 ; . Nb u n i ž u j e jak 6"0 2 ^ ocel 2 1 , 15 : » tak lomovou houževnatoat ( o c e l lt> ); j e - l i u p l a t n ě n a kombinace Nb+V, n e p ř í z nivý v l i v Nb na ani zeni 6"Q 2 se e l i m i n u j e ' o c e l 16 >, Ha.in a R o a e n f i e l d vou h o u ž e v n a t o s t i K,„ a 61 , vztahem: Ic 0,2 8 , formulují z á v i s l o s t mezi lomo e Q,Z S ' 0,2 kde 6" j e lomové n a p ě t í křehkého poruflení t i zatěžování ', 6^. , - mez kluzu, K, - lomová houževnatost; r e a p , na základě řady experimentů - - • ^,2 '• n e z á v i s l é na tf-plote a r y c h l o s 9J r o v n i c í : — m — - *0,2 ••• 104 kde a , ft jaou konr-.tanty t a = 2,35, /3 = T . či rovnici: K lc • ff O,2 kde B = 3 . Vezne-li ae K j c • 6Jj 2 pro sledované oceli v závislosti na poseru ( uaěrnénu kritickí délce trhliny), lze zlákat zévialoat, kterou naznačuje obr. 9. T i 'PELŮM MAX TEPLOTA AUSTEMTIZACESQOtOl FeMnCrMoV TEPLOTA P0P0UŠTÉNÍ«200°C 0 Cu •300t[j] Ni E D F»MnS, CrMo © Fe Si Cr Mo V © Cu O Ni -1 ® Cu«M & F » M n S i CrMo V 300 ZŽ Cu'Ni E3 E V Nb BSD v-Nb 17 FíMnSi Cr GoMo FfMnSi CrMo V Nb F»MnSi MoV H F»Mn SiMoV Š 0 NO «w ř 'lc na — alfdovaných o c e l i po z a ž e l e n i a popuštěni na t e p l o t y 200 a i 400 C Obr. 9. zévialoat K l c . 6"0 2 2 V,') Součin K 2 Ic 6"! 2 - " X reprezentuje veličinu úmt-rnou lomovému napěti 6" , avšak pouze tehdy [ 9 ] , je-li lom 1COÍ ^těpny. Jde-li o jiný typ lomu či o lom smíšenýt přestává být &x význam s nelze ne teplotě nezáviolé, vztah ztrácí svůj hovořit o lomovém napětí ťT* ve smyslu úvah Hahna a Fošen- fialda [8, 9 ) * V našem případe se íiste Štěpným lomem porušují pouze oceli typu FeSiCrtdoVC (5-8) a tedy pouze u nich souCin K,. • 61 2 činu úměrnou lomovému napětí 6 U ostatních ocelí součin K not 6-. Ic reprezentuje veli (obr. 10 - oceli v levém dolním rohuj* 6". „ , i když nevyjadřuje lomové napětí Tuto skutečnost reprezentuje vzestupné část křivky na obr. 9 aí 2 . S"Q2 za maximem registruje oblast ocelí do maxima. Pokles součinu K . s déle roatoucí lomovou houževnatostí K . , avšak a výrazně nižšími hodnota mi i . , , reap, ocelí s většími poměrnými hodnotami K- /<£. ,, úměrnými délce trhliny. Vodorovné čary (obr. 9 ) určují horní a dolní hranici Pellijiiho RAD diagramu [loj, reap, dovolují posoudit umístění sledovaných ocelí. Obr. 10. Z á v i s l o s t f a k t o r u k r i t i c k é délky 9 [»J33 trhli ny (křehkého porušení) na &. 2 / E o c e l í 5, 9 , 1 2 , 13 ( t a b . l ) 1, ve srovnání a o c e lemi USA [ 1 3 ] Také t a t o k l a s i f i k a c e plně potvrzuje z j i š t ě n i o relaci mechanických c h a r a k t e r i s t i k a lomové h o u ž e v n a t o s t i o c e l í uvedených v p ř e d c h á z e j í c í k a p i t o la. O c e l i systému FeMnSiCrlíoVC ( o c e l i 9 a 12) l z e považovat z t ě c h t o ocelí za nejlepfií a za s r o v n a t e l n é a martcnzitickými vysocepevnymi americkými o c e lemi, jak ukazuje obr. 10 a 11 '13 i S n í i í - l i ee obasti Ho v systému FeBnSicmoV ( o c e l 13-16 1, č i j e - l i l e n systém FeMnCrlIoVC ( o c e l i 1-4 bez S i ) , součin K Ic °0,2 vo klesá, avšak i - •* f-fr. ' d î'-] kb trhliny K, / C~ .. . vedoucí ke křvhkemu noruSeiií, ro:)le ^ Ic 0,2 ' * 4 . ..yatén s ~ii, t j . KeJiCrHoYC o c e l i 5-6 , vykazuje nejen n í z k é •,-'!rot.y K. . 6"_ _*" , u l e i n e p a t r n o u k r i t i c k o u d í l k u t r h l i n y orau, jak ukazuje jejich nt-nthbilnííjo u m Í J t ě n í nu o o l n í h r a n i c i p r í p u t t n o u t i , r f n p . i , >; ní podie P e l l m i h o h o d n o c e n í . 2 tohoto h l e d i s k a mají s p a t n é v l u n i n o a t i • f.fTf-j i systému FeMoSiOrMoVC a Cu*Ni, j , s o u - l i popuštěny na 400 °C. JOU 1 250 200 150 D \ O • • * » M P 9 - 4 - 3 0 INi Co C' Mo) HP9-1-20 — ••—• 3COM IFřMn S, Ct Ni Mo) AlSI 43t0 IF» Mn Cr Ni M O ) 5 C ' - M o - V l F » C' i Mo V I 4 • • • F> Mn Si Cr Mo V C f»Mi>r>MoVC EkPERlM OSiCrMoVC SLITINY Ff Mil Si Cr Mo V Cu Ni C TREND PRO 0CEU v. « Ni MARAGING 100 TREND PRO OCELI D6AC A 50 FtMnCrMMoVt n 1200 . o * >a^ ^J • 7 ! 14)0 1600 1600 2000 2200 6 Q2 [MN.m-2] Obr. 1 1 . Závislost lomové houževnatosti K.T na Ic mezí kluzu 6"0 2 ocelí 9 a 12 ''tab. 1 • ve arovnání a ocelemi USA Hlubší rozbor příčin těchto nízkých mechanických charakteristik nebyl c!c3ud vykonají. Je vsak pravděpodobné, ze v systému FeSiCrtíoVC příčiny tkví ve vzniku dvojčatové aubstruktury martenzitu obr. 5 ! se všemi nepříznivými důsledky [ l i ] , v systému FeHnJiCrKoVC B C U a Ni pak ve vzniku negativně pů sobících intermediórnlch fézí a Cu a N i , vznikajících zřejmé precipitací za vyšňích teplot. Jak ukazuje obr. 12, oceli systému Fc-linoiCrMoVC v e srovnaní s ostatními ile iovůnjřmi ocelemi mají při dobré lomové houževnatosti i relativně vysokou tvrdost. Jestliže oceli typu NLO vano oceli v obs. 1-3 a jiné, napr. nástrojové vyeokolego- 0,B až 1,12 C ) , které sledoval E r i k a e o n [ i s \ ma jí při tvrdosti 50 až 55 HRc lomovou houževnatost 20 až 35 UN.flT"*''2, oceli systému FeluiSiCrUoVC . C 0,35 * vykazují při téže tvrdosti lomovou houževna tost 2 až 2,5-krát větáí. Tato skutečnost je významná zejména z hlediska po u t n í těchto ocelí na součásti vyžadující odolnost proti opotřebení, resp. na součásti, které jsou kontaktně namáhané. 1'7 TEPLOT* AUSTEfUTVAa 900 *C .TEPLOU POPOUStN »300"C • 350 "C • mot 60 I "I IDieřriCr>*>v4& CU-NI S i*CB 0 CU«MC8 fitSCrMoV O B f C" »* Cu'N v Nb VNb TJFtf^s&GtMo 8(«MiS&M*rNÍ HF»H,SlMoV 45 fHKSSON 50 *Rc Obr. 1 2 . Z á v i s l o s t lomové houževnatosti Ksledovaných oceli na t v r d o s t i Z&ver Práce naznačuje, že nadeutektoidni oceli 9 dislokační martenutickou strukturou lze považovat za vhodné materiály pro některé konstrukční Uctiv. Je prokázáno, 2e oceli na bázi FeUnSiCmoVC dosahují jemnozrnné struktury, lomové houževnatosti a mechanických charakteristik srovnatelných s nejlepší mi ocelemi zahraničními. Zdá se tedy účelné věnovat jim pozornost jako nové mu druhu konstrukčních ocelí. Si zvyéuje náchylnost k tvorbě dvojčatového martenzitu se vdemi nepříz nivými důsledky, Un naopak podporuje vznik dislokačnlho martenzitu. Pokud jde o karbidotvorné prvky, lze kladně hodnotit Uo a V, resp. i Cr. Použití Nb t daném množství je zatím problematické. Vliv Ni a Cu na vlastnosti dislokačniho martenzitu je třeba hlouběji objasnit dalšími studiemi, mé-li byt k těmto prvkům zaujato konečné stanovisko. Literatura ' l ] CSP 147*84 - Ocel xejnéne pro v a l i v á l o ž i s k a 2 ] H a b r o v a c , F . - S k a r e k . J . R y a , P . : Kovová a a t . 10 / 1 9 7 2 / , 129 3] H a b r o v e c . F . - S k a r e k . J . - R y i , P . : Material Science and Engineering 21 / 1 9 7 5 / , 93 _A] H a b r o v e c , F . - S k a r e k , J . : Výtkua novech aetod zvyšová ní pevnostních v l a s t n o s t í o c e l í ovlivnovánla a a r t e n c i t i c k á a a t r i c a . Zpráva ÍJFM ČSAV, Brno 1975 [5 H a b r o v e c . F , - S k a r e k . J . - R y S , P . : O zdrojích pevnosti v nadeutektoidních o c e l í c h a nizkouhlíkovýa a a r t e n x i t e a . Sbor ník Oceli o vysokých pevnostech, Havířov 1972 6 ] N o r s t r o B , L.A.s Scan. J . of Metallurgy 5 / l 9 7 6 / , 159 _~7] H a b r o v e c , F. - S k a r e k . J . : ní techniku. Zpráva JFW CSAV, Brno 1974 Vyeocepevná o c e l i pro s p e c i á l , 8 ] H a h n , G.T. - R o e e n f i e l d , A.R.: Trana. ASM $9 / 1 9 6 6 / , 909 _9] H a h n , G.T. - B o s e n f i e l d , A.H.: Mat. Trana. 2 / 1 9 7 1 / , 537 loj F e l l i n i , P . : Sborník konference: Toward Improved D u c t i l i t y and Toughness, Kyoto, ISI, Japan 1971, 43 '.111 S i b 1 e y , K.P. - B r e y e r , N.N.: Met. Trana. 7A A 9 7 6 / , 1602 [12] E r i k e s o n , K.: Scan. J . of Metallurgy 2 / 1 9 7 3 / , 197 ,13] B r o w n , W.F. - S r a w l e y , J . E . : Coaaentary on Preaent P r a c t i ce; ASM Spec. Tech. p u b l i c . 463 / 1 9 7 0 / 159 pRi4MHCKaft,A.r. Jí. , CCCP M - CTOpMBX.K.A. - *1 U C B K , JI. a:»:wH^h TIPI/HMICHCZ CEPAEOTKM HA KPKCTAvi.iocTpyKTypHHL tt3V.LKt.KflH & báiCOKCyr.lLPO^KCTUX XUL3HMX CrUABAX (OOaop) CnJifiBU xeJieao-BJíryHHxx-yrjiepoA xuerr AJIA p«A anxHyx TexHaqecxxx CBORCTB. OHH flBJíflrrca OCHOBOÍÍ AAR no^yMexxH JierxpOBRHHUx ciutnaoB, B KOTopux coMeTRUTCB xopomxe yexRHHuecxxe CBOttcTBa M BeĎOJibtDOň yAeJtbnyft sec* Cn^RBU npxoOpeTRKT ueHHue CBOňcTBa CseroAspx Tepyxuecxxy oOpaOoTxaMt a peay^bTRTe xoTOpux oOpaayrTcx iťapreHCXT x K-$aaa (FeÂIC^). HecxoTpx aa CoAhmoft xHTepec x 3TXU cnxaBBH, CTpyxTypHue H tnaoBve xaueH«Hxx B MXX AeTRjbHO xe HccJieAOBSHU, nocxojibxy CojibmxHCTBo axcnepxHeHTOB npoaeAexo HB nOJIMHpHCTB^^KMeCKHX OOpfiBUflX. Uejibr HacTomnero xccJieAOBRHHa HBXJiocb xsyMeHxe <JRBOBMX X cTpyxTypHWX xayeHeHHi! a Fe-AI-C ciuaBax opa TepmmecxoK oOpaOoTxe. PeKTrenorpa^KvecKMe MCcveAoaaiixA UOHOKPMCTBJUOB BucoxoyrjepoAXCTUx xejieaHux cnjiňBOB, jierxpoBSHHHx ajDuxHuey /Fe*t4«6Bec.ft)Al , v(.l l 2v2 l 4Beo.%)CY npoBOAKJtx B xapaxTepKCTaqecKOH M MOHOXPOMATxaxpoBftHHOM F*Ka aajtyienaa » xûepax BpnmeHMfl. OcoOeHHocTH noBeêaxx RTOMOB yrjiepQA,B B pemcTxe yapTeHCxTa nox aaaxxx TeynepaTypax. HA peHTreHorpayyax XOMSHHXt CHXTyx npx TeynepsType -180 °C 6iua oOxapyxeKa AM$paxuaoHKye DXTHR OUT pemeTxx HapraKCBTa. Ha conocraBJaxxfl paaTreHorpsuy, CHXTUX nocJie nepaoro oxjaxAeHxa npx - 1 8 0 ° , a pexTreHorpauH, CHATux npx Toll xe Teyneparype, ao nocJie Harpean AO 2 0 ° , BXAHO, MTO TBKOI HarpeB cnocoOcTPOBRji yyeabuenxc nappyeTpa e x yfiejtxMeHKB nap ait eT pa a pxc. 1 . r.p* ncBTopHoy oxjiaajieMXH or KOMKRTHOÍ Tannaparypy AO -180 ° napaaiarpy peneTxx a-uRpTfeHcxTa xecxojtbxo aayeHXJiKCb TOjbxo acieACTBxe TaunapaTypHoro cararax petreTxx. yMCHbioeHKC ornotseiiax o c e l c / a «apreacara yoaer Curb ufasaao, xax yxoAoy yrjiepoAa B Ae$exT«ř TST x paaynopxAoqeaxeM a TO nor, yrjepOAa a 160 .. t-TKe MepTeHCHTa. OJIHAKO 3TH npoueccu HoryT npojiBJigTbca npit WBJIOI XOHiî-TpauMw yrjiepofla a CTSJIH tjio 0,3 % C). 1 J Y \ / <\ w— V i 3.140 a.* *£- ^ \ 1 -200 -150 -*0 3.160 •»-.— X 'N-rt* 3.160 2J30 1810 -50 0 50 ("CI '•'•AC. 1. yisueaeHxe napaueTpoi c_, f., V pemeTxx uapTexCMTa xpHWie ( 1 , 3 , 4) COOTBCCTBCHHO M ajieKTpoconpoTXBJiexxfl 4R/R, Kpwaaff 2M taKueHHOi Fe£4 % AI±8,0 % C CTajiH c TeiinepaTypoa npx aarpea* BwêjreHíte yraepOAQ xs uspTeHCXTa iiorjio 6H npxBecTX K Taxony a$$exTy, HO npH HarpeBe sumě xouHaTHoň TeunepaTypH wepTeHCHT cnJiaBOB Fe-AI-C oxaaaJica oqeab ycToiltiHBUii npoTHB pec nana. nooToiiy MO WHO aatuiKmiTb, HTO yiieHbraeHxe %/% pemeTxx napreacxTa xe HBJiHeTCfl peayflbTfiTow BUAeJiexxx yrJiepoâ at pemeTxx. OC STOU CBueTeJbcTByeT Taxxe $BKT, UTO B peayjibTBTe Taxoro nepexoaa o6%eu peoerxx MapTeHOKTB yiíeHbiDHJiCíi Bcero aa ^ 0 , 1 A, B TO apeiifl xax npx OTitycxe ox ynexbimMcs Ou HB ^ 0 , 4 A. CJiejoBaTejibHO, HOXHO nojiaraTt, *ITO Taxoe astfexaxxe cTpyKTypu uapTencMTa o6ycjtOBaeHO nepepacnpeAejseHxe* STO no a yrxepoja no nopau pemeTKH Sea BMxoAa xx KB pemeTxx, T.e. 3f' —> crM npeapamaxxau £ l ] . 3Hepmfl BHeflpeHHH M aacprxx axTKBaqxa nepexoaa BTOHOB yrJtpo.na xa oflHoň nopn petneTKx B apyryn onpeaeji3«TC»i xe TCtaxo XX reoueTpxvacxMux paauepauK, NO x aBMBOTponxex xcayjiex Dxra, xoTopax BBBXCXT OT npxpojpi MeTaxie* ECJIM JiernpOBaHHe ajiKiiHHHeu BUCoxoyrjiepoAxcroro xexeaxoro cnjaaa npaaoflXT K HsueHeitxt) HOAyJtex DKra xapTeticKTa, TO yxaaaxHoe xsHeHexaa napanarpoa ero pemeTKH npx HarpeBe B OOJISCTX BMSXXX TeiuepaTyp ofiycxoajieHo nepaxoxox a?oMOB yrjiepoâ XB On B Til (at' —> or nepexoflon). 00 ynopjuOMexxx a TO no a yr.sepofla cBHAeTeJibcTfiyeT Taxxe yueHbmeHxe aJexTpoconpoTKBJexKx C^—) CTBJIX B 3TOM MHTepBaJie TeiinepaTyp (pxc. 1 ) . 161 OraoMtaaa o c a l c / a pemeTXa xax X'-TAK R o-«apTeHcnTa ajurnHHHeavx CTeuitl laa^KTCJibHO Oojbme, MCH AA* yrjtepoAXCTMx, HapraKuesuic • peKMeawx c r a j a l . 3ro caaaaao e T e n , I T O KpacTajutaMecxaa CTpyxTypa uapTeacaTa a a BBCBT a t TOJhKO OT KOHueHTpamta y r j e p o j i a , HO Taxae a OT npacyTCTaaii a a y - CTeaaTt jucnepcnux MBCTHU ynopaxodemtoff $aau (Fe-AIC ) . CaaaaHHOCTb ( K O - repcMTaocTi.) ptmeTita arax Henpeapi«nanniixca MBCTBU C pemeTxo* uapTeHcaTa npBBO*«t x aaaqxTeibHOuy noaunexaD c/a. Taxxe xex R B cxynne OeayrêpoARcTKV. F a - H l - T i , F e - f í i - N b a a p . c i u a a o a . HtxaxaaH a xaaeTMxa panajuOr- a a - MBPT«HCRTOB (cr*. očf>*. *npx aaxajxe ajumaaaaaoA cTaax oepaayDTca or - • c r -u^pTeacMTU, R O Topait a u t a * CJtaaxat CTpyKTypM, no pataue opaeaTauaR pemeroK OTHocaTeJibRo ptaicrxa aycTeaaTa [ 3 , 4]. MaxaxHta a xaBarxxy paenima a - a or^-wapTeHCBToa RByqaja peHTreao- rpaftavaexa • • •oaoxpRCTaJUaux oflpaauax no AatpaRuaoNHVM HATHA* (200), 1002) n (OSO). KaMtaeHaa CTpyxTypu C T M I anOxuiajta npa pasjaMaol npoaojxR- TQjfcnoeTa ornycKa npa 1 5 5 , 200 a 240 ° C . yeraaoBaiaao, mo p a c n u aepTeacaTB npoacxoAaT Tpextnaao, opOTaaaaat} nepaol e T U s a pacnaxa a aweoxoyrjepoAacTux atax [•?]• KOJR*I«CT8O xcxoxaoro a (1.5 AaajorRiao - 1,7 % C) C T H - -raepaoro pNcraopn mapTeacRTa) ya-eab- m r r c * no atapt yaejatteaaa apaasaaa i r ) ornycxa. B TO xe apeaa xojR**ecTao ď.-raapjioro pacrsopa («acTB«iao oflexacaaoro yrjepoxot. nupTeacaTa) caa- * u e j r a t u a x x a a r r c i . a » « T # M yaeakca«Tca acjeACTaae no«ajeHR« a yaeJtaiteHaa odřena V *Tatpx.oro paeraopa ( R O X C I H U I npoxjrxT p*kcn*uiM un[-TeRcaTa nt CTajiaa}. Bo apaiia pacnMa xoaueHTpauaa yrjepoxa a Tpex a-rttpAttx nepaol pticruo- pax í a_» O* 1 •* ' ocTaeTca npa«Ta am- B a^-raepxux pacTaopoa, a COCTOBT a t Atyx sranoa: *•"•*! " °l -* ** Biua noeTpoaati rpA$ava lnínr) sř(*), r&e r -nOieu Taepjoro pncTBopn, OKpysaoiero MaeTBBjr RapOajia. T-BfieoxETaai TeMnepnTypa. Ho STRM rpn?aK*u: o n p a J M M B eatprac aaTaaiuRR ( u ) oOpaaoaaaaa aipoiiHmei pttpQuA • noaaanaubHifl u * n K a ypammemm*: u n.» • K'.T npejianc- w a" T " nOJaraa t aro paOOTa oOpaaoaaaaa aapojmsa ( v ) aajia no cpnaxeHRC c u . KaB«ra ť* M -* a* a a^^MnpTeacMToe • BToporo araooa Tpaxtaaaol C T U R B pucnajin MapTeacaToa cnjnaoa Fe-AI-C a.—*•!£ aaaqaTejibHo 162 MeHbine TBKOBUX npocToR yrjiepoflHCToit cTAJIK C 1 , 7 % C . JTO pa»jmmie oOycjiOBJieHO, rJiaBHUU oOpaaoy, HepaaeHCTBoy npeAaxcnoHeHuita tbHVx *Me*fOQ K. CJte.noBBTe.ibBo, noByveHHBft ycToKMHBOcTb UBpTeHCMTs npoTMB pacncuxa B cruiasax F e - A l - C cBjianHB B ocHOBKOU c yuetibmeHHey BeponTiioCTH oOneHa a TO uay K y r j i e poAA vepea rpsHHuy paajieJie Harpunu H BUnejimweHcH $aau H oCycAOBJíeiiA T e n , 4T0 .ťí1 [3, 4J. H 8 C ^ e J i y * T DT ByCTeHHTS ABJbHMH, 8 O * * OJIMXHllň BTOUHUR nopUflOK BTOpyc CTRAMD pacnajja xsyttajix npn yBeJumeHMM TeunepsTypi. B^me £ 4 0 °C c Bimepxxofi OAHH v a c npH xaiAoK l e p e a 5 0 . 3 a ncxoanoe cocTOUHxe CTBJIR BSUTO T s x o e , KOTopoe nojiyqeBO nocjie ÓKomauxH nepeoR crn&KH pacnsma y a p TeHCMTB. Oxesajiocb, KJirêeTCfí I T O Tenepb p a c n a a yapTeHCMTa nponcxcnuT 0AH0<JiaaH0. OH a a - B npoflOJixeHXH BHSeJleHKfi yrjiepona M8 nepecumeHKoro pacTBopa ( 3 f - f a s y ) nyTeu řtoary-uiiiJiH xap6>uiHux VBCTHU. cr-T6epflOi-o PeHTreHorpa$xtiec:*M s r a CTBAHB npejjCTaBJíiieTCH npxflJ!JtreHiieii napgyerpoB c « s K na pay e r p y xejiese H cMUBOjiimecKH aanHCUBaeTcH ae—*• ctp . BTopaii CT8J«X.H p e c n a n e ajxecb TaKxe npoxofl«T yeflJieHHee, TBK KSK e e TeunepaTypHaa ofljiacTb cuemeHa B cTopony BHCOKHX TeunepaTyp, npnyepHo Ha 1 5 0 no cpaBHeHnc c KeJieritpoBaHHOfl cTeJibr c 1 # ? % yrJiepo.ua ( p x c . 2 ) . KXH 7 íí JWWf JOW), Bmr~-»*o A Pne. 2 . H8M€HeHKe napaiieTpoB JÍ-iiapreHOTS B aaa«CHHOCTH or TewiepaTypu ornycKa: ciMaa Fe*3 í AIř2,0 * C; 1 - ex , Z - JJ X ; CTajb P e t l , 7 í C; 3 - S x , 4 - S x • 5 - » * Í * E « Biie 3 , 4 , 5) np»BftaeBH o n cpaBHeHM p j TBXXH oOpasOM, MOXHO aaMB 163 nponeccH KapOxiooCpaaoBaHx* npx xarpese laxajieHHMX cruaaoB • ) Ornycx avCTtHMTa. Ornycx oOpaauoB npoBOAMJi* npx TexnepaTypax £50-700 C *iepea 50 c BWAepxxox no ^ňcy npn KňXAO*. Ilocjie OTnycxa npn TevnepaTypax HKxe 450° He BMAeJtx xsueHeHxi AxtpnKaxoxxof xapTXHK. TojifcKO • peayjfcTATe Hnrpeaa B reênut Maca npn 500° TUITHB mycrěBMTň OCBBOJV • paaytuixcb. OAHOBpeueHKO noxBiuixcb HOBue paaxuTue nfiTHa, xoTOpue cooTBeTCTBOBajix OTpaxeHxxu TUK pemeTKH K-aau la„ - 3,?63 X) • OUK pemeTxe Or-<J>aBH (a = 2,87£ A). OpxeHTauxx pemeTKH K-(a3U TAKSH xe, xax X pemeTKH aycreHXTa. Cae.noBnTeJii.HO, B npoitecce omycxa npx 500° B aye Tenure oOpaayeTex raxax xe 4>ssaf xax x K-âsa (FeÂlC )> KOTOpax $opyxpyeTCH npx BHCOKXX TexnepaTypax (B y - o d a c T x ) nocJie oxjiaxAeHKX xa xnjxKoro COCTOXHHX. 3TB axaiorxx noasojixeT npeAnojoxxTb, MTO npn po A a BOBHKKHOBeKxx K-$aau B flaHHMx csyiaxx OAHS x Ta xe: aTOXHoe yiiopaAOMeHxe B PUK pemeTxe, npXBOAxmee x o6orameH«» ymepoAOH OAHXX oOJtacTeJt aycreHXTa se ccii KOTOpoi coanaAaJiM c nojívcaux ayCTeHHTB. 3TX Aamme nosBOJKJix aaxJinqxTb, vto npx OTnycxe oCpaBOBMxcb Tpx TUK petneTxx KapGxAfi e OoJibiDxy napaxeTpoy, l e u nepayeTp penrerxx aycTeaxTa, 4ae xa HKX BHAe-aacrcx xt a - , cr ^-xapTexcxTOB B peayjtbtaTe ornycxa npx £50-450 t TpeTbR 164 Pne. 3 . *p»m«HT nojBCHOl $arypu acxoxaoro CXÍî OTnyMiworo ( J í 1 ) • » P T « H C « T O I noJDCH (zoo) i x*p6ua (K <>£,*>; O - no I \ I dt-aaii, o - nojiscv ^200/ ^ -napT*HC«T», • - noJDCu (zoo) OUT pim«T«a Kci^-«ap6«ja, D , 0 -nojccu (100) • (110) aycTeHUTa cooTBeTCTaaaHO TRKOR a$$eKT HozeT GUTfc B cJiyqae, ecaa Buecro HCXOAHOK TerparOHSJi2>no» pemeTK« oBpaaycrc* Ase OUT percent*, OABB i s XOTOPHX mtecT OTHOmeaae napaverpoB C/B_ veabme, flpyraa - eojibme, ven y xcxojiHoa O -pemexiea. B CBKaa c 3TMU npeAirojiosHJia f *ITO Bajte-geime KBPOMAHOK $nau aa aapTeacaTa npoaeXOJIBT o6orntnenMeM OAHBX aa CMev oOeAueHaa yrJepojiOM apyrax oCJiecTeH orTBepAoro pncTBopn no cxeue: X - < - oon* *Fe • "a. * - OoorameHKve oOaaeTM npeABUjtejieHafl.. 4» irei Pac. 4. Cxetia Baaauocaasa OUT pemeTKa c OTHomeHaeH napaueTpoB £/£ = = V ? a TUK peneTKa no Belay, O , o i • - S T O H U aacaaaan, aejieaa • yr*epo.aa cooraeTCTBeaRO 165 Korxa xoancHTpanaa yrjtrpojia a oOoranaaHux OOJSCTXX npaxauAaxeHaa (OOI1) [ b ] AoeraraaT TBKOI aaxaManu, npa KOTOpol 0TNOn«Hae oc#» c/» TaTparoaajifciioK patMTxi craaoaaTca paaami YF, Torae ptmarxa arax ooxncTta npaoCpcraar MBxcaaajkayc xoanaxraocrk, paaayn xorniaxTHOCTa TUX ptmerxa. Cxex.oaaTMk«o, KOMMcraeHHO* aauaaeaaa JJ/B, npaaoaar x xaMecTaeaMOuy nepexoAy OUT pamcTxa a not peaarxy eorxacao cxaua Beiaa (pac. 4 ) . IJpa JTOM nojccu raxoa OUT p«•eraa nonaxasr a noJiseu PKK peverxa aycraaara, coxa TO**HO BNnoxHXBTca opxtaTasaoHxuc cooTHoneHxa KypAmoaa a Saxca axa Hacaaaa. OfiHnxo a ciuaaax F«-AI-C nepaoe aa n a x cooTHomeH** awioxaaaTca TOJIXO npap —» * ' n « paxoxa, noexa xoroporo peoerxx aapTeaeara paaaopeixaacTca acjeflcraae pexaxcanxa xanpaaaaax [ 3 , i]. noaopOTii oxaaaxacb poiHuax jux o - a orI-uavTtacaTOa. 9 n a aoaao oSucaaTi. TOT *aXT, arc noxncit K Q ^ -xapOaaa, T.e.rax OUT pancTix e OTaomeaaea ocal e/a = V T , He notiaantr a noxncu aycTeaaTa, xax aroT xapOw fopaapyarcx • noaapayrax OTaocaT«J»ao aycraaaTa pantrxax ar* —aapreacara. U J K O . . M. J... C6. HeTBJJitxtiaaaxa, Ban. 27, Kac«. HayxoBa Ayaxa 1870, crp. 40 Cz] JI « c a x , JI. M. - A p a 1 a H C K a a , A. p . , Mill 1966, 25, 341 [ s ] JI a c a i , JI. H. - J l p B < i B B c x a » , A . r . - C T o p « a x , H. A.: taaoaue a CTpyxTypaaa xaaeneHix npa saxaxxe cnjiasos Fe-AI-C, npenpaaT MHt 71.5, Kaea 1971 [.4] JI a c a a , JI. H. - I p t u i c i a i H. A . , *MH 1872, 2 1 , 84 , 1. r. [ i ] I • c t 1 , JI. « . , y*M 1»6», XB awn. 10, 1602 - C T O P U B K , 166 TaO-mma. KHHeTMttecKHe xňp<»KTepíicTMK>i nepBOli CTWIHII pncnnaň ynopsAcmeHHoro ( f f ^ ) H HeynopiwoMeHHoro Car ) yspreHCKrs ÍA«HH«e AJI* CTBJM C 1 , 7 % C npHBejxeHU AJIR cpsBHeHKfl HB [_Z] ) XmáM4eciciill 3ran přicnrâ Tewiepn- cocraa* TypB O T - MapTeHCHTa** nyeiea B«C.[%] Bpewa noxy- taeprjiJl KHHeTMMecKptlI pacnaaa IKTHBAUHM K03tK>HUll*HT Kaj. UHH* r. n c [°c] «Í-«Í «i- «? 3 !r) uajtb (u) 155 780 £00 45 155 3600 £00 120 £40 4 155 £00 600 (K) 11 £6 0 0 0 10 33 0 0 0 1013 Z? 0 0 0 1011 2,0 -i1-*-i1 „H ,11 »„ - • « ! 1,7 ntj— OcTMbuoe x 30 155 £400 £00 80 32 000 1013 60 100 1200 40 22 0 0 0 1022 100 100 120 8 38 0 0 0 1020 xejieao ~II <*£-, or .-HBCTMVHO oOeAHeHHue yrJiepoAOH uapTeHCMTx ( or* CTB6HH0) 3ř R 3t -KOHeMHwe npoAyxTU p a c n a a s uapTeHCHTOB HB nepBO* CTaANK lt.7 D r . S o . t e c h n . H. F a u l , SDR ZOSAMHBMHAKO ZWISCHES AUSHiRTBKIKETIK HMD DEM KBCHAMSCHEH EIGSNSCHAItPBN HDCBFESTEB ItAHTEKSITADSHXHIESDBB STÍHLE 1 . Elnleltung llartensitausharteDde Stable zeichnen s i c h durch eine giinstige Kombinat i o o hochfeBter und p l a s t i s c h e r Elgenschaften aus. Der hauptBachlichs Typ dieeer hochzaban Stable 1 s t der 18 % Ni-iSaragipg-StaM. (Tabella l ) . ModiliTabelle 1 . Ilaraging-Stahl-UodifizierungeD Charge liodlfizierungen B 1546 18Ni-)taraglng Hn-Uaraging 6441 7661 Cr-UaraglDg B 1356 Mo-Haraglng 01968 GUBB-Haraging HI Co Mo Tl Cr Al 1ÍU Sonstiga 0,003 B;0,02 2r;0,05 Ca 0,15 18,5 9 5 0,8 0,4 8 8 4 0,003 B-,0,02 Zr}0,05 Oa 0,1 7 0 , 1 0,003 B;0,02 Zrj0,05 Oa 8 , 2 5 , 2 3 , 2 0,75 1 2 , 4 8 20 16 20 18 zlerungen dleaer teehnieoh interessaDten legierungao sinů I D der l i t e r a t u r DUT v e r e i n z e l t vorzufinden, obwobl diese i n i h r e r Spezifik der Herstellung und der EigensohafteD neua Aowendungagebiete erlauben bzw. erwarten l a s s e o [ l , 2 J . Im folgeudeo wird die Beeinfluesung das Umwandlungs- upd Auaharteverhaltens und damlt der meohanlBChen Eigensobaften duroh e i n i g e Bíodiřizierungen TOD Maraging-Stahlen besebrieben. 2 . Zun AuBbártamachaplBmua von martenBltauahartendep Legierupgep Piir die marteDBitausbarteadeo Eieenlegierungen auf FeNi-Basis i s t eine atheraisobe UarteoeitbilduDg c h a r a k t e r i s t i e c h , d. h. eine TOO der AbkuhlgeaohwilidigkBit unabhiingige UartenBitblldung, die gegemiber der isothemiBahan b e i Kohlenetoffetiihlen aut die IclaiDere DiffasionBgesohwindigkeit der S l o k e l atoae zuriiekzufuhran i a t . Wabrand iaothernieoher l i a r t e n s i t auf Fe-C-Baats e i o e tetragonal v e r z e r r t e , kubiacbe Struktur e n t b a l t , s l o b durcb Harte uod Sprodigkelt atiazeicbnet [ 3 ] , 1 s t der r e i n kubiacbe Nickelmarteosit weich und 266 duktu. Hlt etaigendea mokalgahalt wlrd dla Teaperatur dae Beglnna dar Uartaneltuawandluttg »u tleferen Teaperaturea verlagart. Durob dla atark ausajeblldata Bjraterese daa a - y -Omandlung lat alna betraohtllohe therhltsung daa Martennita ohna waaentlioha Beaustenitisleruns •oglloh, ao daas unter dleaer YorauasetcuDB alDa Auahartung a i t Hilfe weiterer Legierungabeatandtelle erfolgen kann. Dla gegenlaufige Wlrkung TOD CO und Ho aut dla Mj-Teaperator kana aur Zoapenalerung bal •erschiedenen M-Gebalten senutit warden. Vm dla fůr dla Auahartung erforderliolie Bjatereae dar tenrandlungateaparatur belxobehalten, wurda an titanfrelen Legierungen dar Ho- und Co-Qabalt aut Kosten de' Hickelgahaltea erhoht und damit dla Auahártbarkeit Tarbasaart [l], Dla TanollkoaBDUng dar y-a-Utawandlung kana duroh KaltverforBung, geringe Tteforageeohwindiskeit und nledrlge Teaparatur unteratutzt warden, or'-Hartensit entateht bal der KaltverrormaBg an den Gleltlloien und beeondera deren Kreuzungsstellen [ 3 ] . AD den Versetzungslinlen und Hartenaitetibkorngrenzen beglnnen dla lntermetallisohsn Fhaeen aloh auszUBCbaiden [4J. Die Brhohung dar Versetzungsdiehte durch Kaltumformung beeintluast bel anschliassender Auahartung dle Feiodispersitat und kann zuř Varbeaserung der Deobanisaban HgansonafteD fuhren (Harformlng-Behandlung). Zuř Taraeldung hober Spannuogskonzentration und hober, prtlloh begrenster Gitterfeblerdlohten 1st dla 6agaBwart TOD Kobalt erforderlioh. Kobalt verursaoht iMbesondere naob Iiosungsglňnung eina glelohaassige Tersetzungsanordnung. Dia Grosse der slab aasscheidenen internstallischen Fhasen bewagt sloh zwisohen 30 und 500 2. Dla Haupttrager der Verfestigung sind je naob Zusanmensetzung verschiedene Tellcben intenoetallisoher Fhasen, vie KijTi, Ni,lío und FeJÍOg [ l j . Der Teilchenábstand (atwa gleich dea Teilohendurchmesser, »<200 8} 1st so gross, dasa Versetzungen nooh wandern konnen, und so klein, un Versetzungsringe um das Teilchen zuruekzulaesen, die nit anwaohsendem Gleitprozess den wlrksaaen Teilonenabstand verringem [V]. droesere Teiloaenabstande und -durchmesBer gehen zu Lasten der FeatigkeitBeigenBohaften, verursachen Jedoch beesare plastische Eigenschaften. Klelnere Teilohenábstande und -durchmesser ermogliohen extrém hobe Festigkeiten bis zu Werten, bel denen Flastlzltat nloht mehr nachaaiabar 1st. Bereohnungen uoter Terwendung versabiedener Streakgrenzenwerte aur Bewegung von Tersetzungen, vorbei en ausgeaobiedenen herten Teilohen oder Scheren dieser Telloben, ergeben eine tbeoretieohe Featigkelt von Uaraging-£eglerungen von 7000 MPs [ 6 ] . Die guten plastischen Bigensohaften erleiden allerdlngs Sinbusson, wann hoba Anteile von Hestaustenit oder Austenit infolge fiaaustenltlsiarung vorliegen. Da dieser Austenit niobt aushartet, bilden eolebe weiohen Inseln selbst bei einachsiger Belastung eine mehraohsigan Spannungazustand und Sben sonit einan ungunstigen Eiofluse auf die nsohanischen UgenaohaftaD aus. In Maraglng-Iiagiarubgen komun sohliesslioh mehrere bakannte Wirkprinzipien zur Babinderung von Versetzungswanderung uod dealt zur Festlgkeltssteigerung glelebzeitig zur Anwendung, wle 1*>9 - Miaohkriatallverrestigung (0-di»eneionale Fabler), - Spannungavarfeetigung dorotí Brhohung dar Veraetzungadiohte (1-dlaeQeionale řahlar), - Eornfeinuog andttwandlungaphaaangrenieBl2-dlBenalonale Fahlar), - Auaaehaidungsltiirtung and Ordnungsbildung 13-aimensionale Fabler). ?. Auaharteklnetik und neohanlaohe Bigenachaftan von modlfizlartan HaraglDg-Laglarupgap In Anwendung ainigar grundlegender Brkenntnlase an martenaitauahartanden LegiaruBgaD aind llodifizlerungen mlt spezifiBchen Zielstelluogen uatarauoht worden (Tabelle 1). Wahrend nit dan Un-Uaragiog-Stahl aloe Reduzierung der hohen Ni-Antelle Im lBNi-Maraglng-Stalil und teilweiser Ersetzbarkeit duroh Hn angeetrebt wurde, bestand dle Aufgabe fur Cr-Uaraglng darin, elne korrosionabeetandige narteneltausharteDde Variante zu aohaífen. Uo-Haraging hingegen wurae ala tenperaturbestandige, selir hoohfeste Hodlflzierung antwiokelt, insbeaondera ale Binlagerungskomponente in Faserverbunawerkstorfen und an dar Variante dae Guasmaraging wlrd aahliesalich gazeigt, dasa der Uaraging-Heohaniamus bis zu sebr harten, bel Kaumtemperatur nich* sehr mtoimbaran Varianten anwendbar i a t , deran Aushartetemperatur bia zu 700 °C geateigert warden iann. Die Waroharteprufung von Cr-Maraging und Cr-Ilarforming zeigt deutlioh dle Brniedrigung der Aktivierungsenergie des Auaharteprozesses duroh Kaltumfomung und die Srbaltung honerer Festigkeit bis in daa Gebiet dar Tfenrandlungatanperatur bel 550 - 600 °C (Bild 1 ) . Sine bobe Versetzungadlchte fíihrt dennaoh bel niedrigeren Auslagerzeiten oder -temperaturen bereits zur majdoalen Harte bzw. Festigkeit der Legierungen. Die Bedingungen zwiacnen Versetzungenetzwerk und AuasohaidungsmeohaniSDUs stehen in direktem Zuaammatihang mlt den Marfomlag-Prinzip. m t hobarer VerpetzungBdichte wird - elektronenmikroskopieoher Auswertung zufolge - dle Feindispersitat der Auascheidungen gesteigert. Sonit bewirkt eic ďVshteree Versetzungsnetzwerk kiirzare Diffusionswege der ausbaxtanden Elemente und die Stadion der Auahartung liegen nach erf olgter Kaltverfoxmung gegenuber der reinen Maraging-Behandlung bel niedrigeren Temperaturen. Bel Cr-Uaraging mit hoheren Kaltunforagraden war den naoh der Auahartung beBsere plastiecha Eigeneohaften erreiclit, die nach dieaar Uarforaing-Behandlung in geringem Uaaae umwandlungeinduziarto Plastizitat zeigen (Bild 2). Das Auaharteverhaltan von Un-llaraging bzw. der Einfluss von Mn einer 8Ni-HaragiBg-legierung wird in Bild 3 einer 18Ni-llaraging-Legierung gegentfbergestellt. Neben den Anatieg des Auanartevermogens zelchnet sloh ausserdem ein Abainken der Aushartetamperatur nit zunehmendem lln-Oehalt ab. Ser Vorgang wird mit der Eildung sehr feindispersex kohaxenter Ni-Hn-Auascheidungen erklart [ 7 ] . Die Brniedrigung der Aushartetenperatur 170 7000 200 300 400 PRUFTEMPERATUR Blld 1 500 fCJ 600 700 171 t V. if [DdMl S 0NnNH3OH3nM8 3ZN3bO«3dlS 172 pický záznam je uveden na obr. 1 . Jde o . - c l ^ v ý průbWi ( V i n c o u A:: ' ' l o t y během oami dnů po navaření t ě l e a a t l e k t r o - u u 1^1. T*.ntn zozr.u^ .• možno r o z d ě l i t na několik základních č á s t i . V piwé č t í a t i , i.i. v o! '.-•-:. okolo 100 °C i^cca 7 hoain po navaření^, dochází k prudkému zvýůtní ..''"vně AE, které je p ř i b l i ž n ě charakterizována úrovněmi cca 120 000 puliiu. ; hodinu. i ,1, J, Obr. 1- Zó2nam Sašové záviBlosti četnosti AE (elektroda PSi) Předpokládá se, že tento mimořádně velký výskyt pulsu v této oblasti je způsoben fázovou přeměnou austenitu v okolí iL>. Po částečném "uklidně ni" emisní úrovně začínají znovu vzrůstat uvolněné napěťové vlny a tento vzrůst vrcholí až do Čtvrtého dne po skončení navarování. Pak následuje oblast relativního "uklidněni" četnosti emitovaných vln a jistého omezení procesu rozvoje "praskavosti". Pozorované diskontinuity v rozvoji AE je taožno pravděpodobně spojit s protichůdným účinkem procesu uvolňování pnutí a procesu ctárnutí, který vede ke zkřehnuti navařené vrstvy (3 martenzitickou strukturou). 173 hlDgagan ataht la Zuaajmetihang nit der groaaaren DifřualonageaohwiDdiglceit TOD Ho 1B Eisan la TorllegeDden Teaperaturbereich auf Grund aioer groaMran AtonradieDdlffereBx gegeDtiber dar Hi-Atome zu den WlrtaatonaB. Dieea nahezu Tollataodig ia narteaaitiachen Zustand vorliegenden Legieruocen zelgeo kaioe uawajidlUBgaiBduzierta Plastizltat und dahar auoh eln aodaiea VerhalteB dea Marfomlng-EiuflUBsea auf dle plastisoben Eigenaohaften (Blld 4). 2500 Blld 4 Die Steigerung der Aushartefahiglceit und FestigkeitBeigenschafteB duroh Uolybdao erforderfce Inderungen der Zusammeosetzuag, um auoh hier sine Vollatandigkeit der /-or-Umwandlang zu erreicheu. Ca mlt anstelgendem Uo-Gehalt dle U8-Temperatur abfallt und hohere Co-Gehalte dle sen Abfall ausgleicheo, erfolgte eloe der Kompensation entsprechende Co-Gehalterhohung. Qleichzeitlg auaste Jedoch der Niekelgehalt gegenííber lBNl-Uaraglng-LeglerungeD gesenkt 174 mrdeDt um die durch Do- und Cb-Zueatze zunehnende Uetaatabilitiit zu verhindern. Legiarungen mlt atwa 8 - 9 * Niokal uad 18 - 19 » Kobalt uod v a r l i e r t e a llolybdan-Oehalt ergaben ohne A&weaenheit VOD Titan e i n atarke* Auaharteveroogeo. Cla auoh bal Mo-Maraging auftreteada AuBhartung i n zaei Stufen (Koharenz uad Inkoharenz) wird i n Bild 5 d e u t l i o h . Dia Auanarteatufe dar Koha- 11 | 1 1 1 1 1 1 10.5 400 430 460 490 AUS1.AGERTEMPERATUR SW 530 fCJ Bild 5 renz b e i 250 °C fiihrt h i e r b e i an Harforming-Feindrahten zu hochfesten mechanischen Eigenaohaften Iffj = 1O0O BPa, <5>1 * ) . In Gebiet koagullerter inkoharenter Aussoheidungen b e i 700 ° ningegen wer-den bal 6 - 7 * 8 » Zugfest i g k e i t e n ffg > 2000 KPa errelcht (Bild 6 ) . Die hoha Feindispersitat dea AushartegefugeB i a t nur noch durch einen rauhen Untergrund (Tellchengrosse^lOO % 0) bal elektronenmiltroskopischen Eurchstrahlungaaufnahnán wahrzunehmen (Bild 7 ) . AUSGANGSZUSTAND 30/520" 60 /520* H, 120 /520* H, Bill) 6 30/600' H, 30/700* Ar OLUHeEDtNGUfiEN 176 Blld 7- lWo-Karforoing 83, ausgehartet IT = JO OOO t 1) lio-Maraging-Drabte kommen weitgebend dab Abford>»rungen Dacb, die an hoobfeste Klnlagerungskonponenten ib Varbundwarketoffen auf Al-Baaia gestallt warden (bob* Peotlgkeit, hoba Waxnfestlgkeit, plastisobe Eigensohaften zor GewSbrleiatung der Yerarbeltung, Auabartbarkelt wahrend deB Verbund-Herstellprozessea, z.B. Druoksintern, geringe Strenbreite der Fe8tigkeitseigensehaften, hober B-Hodul u.a.). Varoh das Zhaanteln der Hrabte lm flusslgen Al baw. In der Al-Iiegierung Bind die Drahte etna 0,3 s einer Temperature TOD 720 °C atwgasctzt und erraiohen dabei berolts etwa 90 * lbrar Majdjualfestigkait (Wert* bai 0 min Aualagerzeit in Bild S). An dieaen Drahten wurde la Gebiet maxinaler Aushartutig (bel 520 °C) dar Temperaturainflusa wabrend das Druckslntems aimuliert. Bei Auslageraeiten bis 2 b bleiben die meohanisoben Eigenaobaften aabeza konstant (Bild 8 ) . Die Kurzzelt-WarmfeBtigkeit der Drahta vurde elnigen anderan LegieruBgen gegenSbergeatellt una zeigt die Stabilisierung der •artenaitiaoben Katrix durob die Ho-haltigen intermetalllscben Pbasan (Bild 9). Bia waiters Stabilislerung der marteneitiscban Phase kann bis bin zu Aushartetenperaturen von 700 °C fubren (Bild 10), wobei die luderung dar Zasanmeosetzungen diasar Jlaraglng-liypan znr tTnverformbarkeit bei Haumtemperatur fohit. 177 10 30 60 AUSLAGERZEIT 90 Cmin J s Btia 8 178 4000 0- o «o 1000 200 400 PRÚFTEMPERATUR Bild 9 t *C ] 179 X> 'j ř' ^ )9Mo ^ j — - y* A 7/ % \ \ / / 40 17Mo V i . — N» s N v / \ N M FREI > >• f „y \ **. 15 W -.^ 500 550 600 650 ANLADTEMPERATUR • > 01967 22 Co, 17 Mo -•01971 15 Co; 20 Mo • .01972 15 Co,19 Mo • •01973 15 Co. 17 Mo • 01974 16Coi8Mo .•01975 20COi6Moi15Ni 700 750 600 650 t'C] aii<J i o V íeo Literaturvarzeichnlg [lj t l l i a l U í D , J. R. B i e b e r , C. G. s Erzieluog der theoretlschen F e a t i g k e i t ln maxteaaitaushartenden Stahlaa, J. Uetals 18, 1966, Sept. 103J-6 [_2^ F a u l , H. : Zum Zusanmenhang zwischen FestlgksitseigeaschafteD, thennomechanlscher Behandlung und Struktur van korrosionsbestandigen, martenaitaushartenden Stahlen, Neue Hútte 18, 1977, 10, 602-8 [jj D i e t r i c h , H. i Eigenschaften der nichtnagnetislerDaren Stabl e und litre matallkundliche Deutung, DBW-Techn. Bar. 4, 1964, H. 3 , 111 - 13J, H. 4 , 163 - 181 [4] P a u l , B. : Martensitaushártende Stáhla und Legierungen, GF4-Ber l c h t des ZFW 1970 £sj D u c k w o r t h , B. W. : Die Verfestigung von Stáhl (2) - líaraging- S t á h l e , Iron S t e e l 37, 1964, 12, 741-5 L6J K e 1 1 e j , A. t Electron Microscopy and Strength of Crystals Int e r s c i e o B , Hew Tork 1963, S. 953-4 [?] T o b l B O h , J. B u r g e r , B. - P a u l , H. E l e l n s t u c k , E. : Neutronographical I n v e s t i g a t i o n s of the Age Hardening Behaviour on Iron-Manganese-Nickel A l l o y s . K r i s t a l l uod Technik 6, 1971, 3 , 4 1 7 - 2 7 161 Prof. I n c . Jaroalav CSSH i » « t « k } , DrSc. - Ing. Václav P a c h a a n , PfifSPEVEK K PODSTATg VYTVHZOViwf MáRTEWZITICIOfCH VYyyBCITEUrfCH OCELÍ TIPU Crl2Ni5aoHb a Crl2Ni5CuHoNb V práci L i l jsme uvedli výsledky mechanických zkoušek sledovaných v a r i a n t martenzitických vytvrditelných o c e l i Crt2Ni?HoNb a Crl2Ni5CuMolfb. U laboratorních taveb i na zkušebních lopatkách z těchto o c e l í jeme i po r ů z ných způsobech tepelného zpracování dosahovali bez p o t í ž i meze kluzu 61 2 nad 1 000 MPa, hodnoty meze pevnosti 6_ t nad 1 100 KPa, tažnoati <5- nad 13 %, kontrakce ifi nad 50 * a vrubová houževnatosti H nad SO J.em . Poně vadž technologie tříakového obrábění ae u těchto typů o c e l í p ř i požadova ných mechanických hodnotách ukázala schůdná a rovněž úroveň zbytkových pnu t í byla velmi nízká (+ 40 MPa), představuji t y t o o c e l i vysoce favorizovaná materiály pro a p l i k a c i na rozměrné koncové lopatky velkých parních t u r b i n . U martenzitických vytvrditelných o c e l í CrHi ( n e r e z a v ě j í c í c h ) ee dosa huje maximální t v r d o s t i p ř i popouštěni (vytvrzování) na t e p l o t y v rozmezí 450 až $50 °C j j . ] . Po zakalení j e Btruktura tvořena nizkouhlíkovým l e g o v a ným martenzitem - j e t o j e h l i c o v ý martenzit a dislokacemi - a event, men ším č i větším množstvím zbytkového a u s t e n i t u . P ř i popouštění se v souladu a d ř í v ě j š í m i i našimi studiemi [z] předpokládá, že cementit Fe,C vyloučený z martenzitu p ř i n i ž š í c h t e p l o t á c h se zpětně rozpouští v matrici a metaatab i l n í Cr-C.-(H_C.) s e vylučuje hlavně separátní nukleací (a přispívá tak k vytvrzovacímu efektu) a při dlouhodobém popouštění na 500 °0 nebo p ř i kratším popouštění na v y š š í c h t e p l o t á c h přechází pak v s t a b i l n í karbid Cr^Cg-Cu^Cg). 7 přítomnosti lío a W je podporováno vylučován- k a r b o n i t r i dické fáze HjX j e š t ě před tvorbou Cr 7 C,, která vzhledem ke svá morfologii i d i s t r i b u c i v matrici bude mít t é ž významný zpevňovacl e f e k t . Budou-li v přesyceném martenzitu rozpuštěné prvky jako A I , l i nebo Cu, při ohřevu na t e p l o t y 450 až 550 °C by se měly vylučovat z martenzit.u intermetalické f á ze H i i l , H i T i nebo Cu jako submikroskopické č á s t i c e a zpuBobovat s t á r n u t í , jehož mechanismus l z e zřejmě srovnávat ae stárnutím hliníkových s l i t i n (včetně tvorby Guinier-Freatonových z ó n ) . Při vyšším obsahu Ho se uvažuje t é ž a p r e c i p i t a c l Laveaovy fáze Fe.Ho. Experimentální program a výsledky zkoušek Ke studiu změn v l a s t n o s t í a struktury při popouštění byly vyrobeny 162 pokusná tavby, jejich* chemické složení je uvedeno T tab. 1. Ocel K 1 před ete ruje prostou 13* Cr ocel odpovídající oceli POLDI AK 1, ocel K 2 odpoví dá oceli základního typu Crl2NiS (obe oceli byly zařazeny kvůli porovnaní), ocel K 3 je navíc legována Ho a Nb, oceli K 4 a K 5 jsou legovány Cu, Mo a Kb. Vzorky těchto ocelí byly zakaleny ochlazením z dokovaclch teplot (by lo tak v podstata aplikováno vysokoteplotní tapelněmechanická zpracováni VTMZ) a popouštěny na teploty 200 ei 600 °C osm hodin e následujícím ochlezenla na vzduchu. Tabulka 1. Cheaické sloienl pokusných taveb Označení [* hmot.] C Cr Mo Nb Cu K 1 0,15 12,6 K 2 0,05 10,9 - - 4,4 0,3 0,22 - K 3 0,05 10,9 4.3 0,3 K 4 0,05 11,2 4.3 0,3 0,21 K 5 0,05 10,6 4,4 0,3 o,;i i.i 1,7 Hi Výsledky statických tahových zkoušek i zkoušek dynamická vrubová hou ževnatosti jsou shrnuty v obr. 1. Změny meze pevnosti je možno soustředit do tři odliánych průběhu. U oceli K 1 se mez pevnosti, znační vysoká již po zakaleni, při popouštěni až do cca 450° téměř nemění a pak následuje její rychlý pokles. U ostatních oceli (K 2 ai K 5) lze naopak pozorovat zřetelný vzestup po zakaleni poměrně nižá! meze pevnosti až do 450 °C, kdy se dosahuje jejího Bažina. Vad touto teplotou je pak pokles maze pevnosti oceli E 3 ai K 5 mnohem pomale jíl než u oceli E l > I 2 , Mez kluzu vSech ocelí se v intervalu teplot 200 až 450 °C zvyiujs výrazněji nežli jejich mez pevnosti; u oceli K 3 až I 5 (legovaných Nb a Cu) klesá maz kluzu při vyšéích popouitěclch teplotách opět podstatně méně intensivně než u oceli ( l a t i i Průběh tažnosti má u všech oceli prakticky stejnou, s teplotou mírně stoupajíc! tendenci. Podobná tendence ee projevuje i u kontrakce, která má viak v zakaleném stavu příliS velký rozptyl. Průběh vrubová hou ževnatosti je u ocsli K 1 charakterizován minimem v intervalu teplot 450 až 600 °C. Tento průběh je typický pro prostá 13* Cr oceli a analyzovali jsme jej již dříve [3]. U ostatních oceli se objevuje minimum při nižilch teplotách - mezi 350 až 500 °C. Podrobný metalografický průzkum dokumentuje, že v zakaleném stavu je struktura tvořena martenzitem a u ocelí legovaných Nb jsou též přítomny hrubé sferoidizované karbidy NbC. K žádným výr rn ""n^n ve struktuře při popouštění až do teplot 450 °C nedochází, .,«* to dokazují studie 183 extrakSnich replik na elektronové* •ikroakopa (obr. 2 ) . Chroaové karbidy ae začínají vylučovat at při teplotě $00 °C, t j . v oblá*ti, kdy již hodno ty pevnosti kleaají (obr. 3 ) . Obr. 1. Zainy a»»* pevnoati (6" pt ), meze kluzu (6~ 0f2 ), tažnosti ( á ) , kon trakce ( 164 .• Obr. 2. Snímek extrakčnl repliky vzorku oceli C 5 po zakaleni a popuštěni na 450 °0/8 h (10 oOOx) Obr. 3. Sniaek extrakčni repliky vzorku oceli K 5 PO zakaleni a popuštění na 950 °C/8 h (10 OOOx) Hodnoceni vvelódko Experimentální vyeledky uvedená v předchozí Sáati zpochybňuji noínoet epojovat marlanm pevnoati, která se u studovaných oceli objevuje při teplo tě popouitinl 450 °C, a klaaickym efektem disperzního vytvrzování. (Jeho mechanismu* předpokládá existenci jit nekoherentniho precipitátu, který dialokace překonávají přlinym skluzem). Vzhledem k cheaickáau elozenl atudova- les ných oceli lze ve všech případech [ odpokládat týž průběh karbidických re akci při popouštěni podle achtaatu: Fe.C (F» 2 c) -» Cr-C, -> Cr-.C,. Jak jsa* prokázali i v naáich pracích [+], Cr_0, se zSásti vylučuje z tuhého roztoku odděleni v jeane disperzi a může tak vyvolávat vytvrtovaci efekt. Precipitaci Cr_C, je vSak možno pozorovat až při teplotě $00 °C a vyáil (obr. 3 ) , a proto ae tento efekt neaůže v našem případě rozhodujícím zplsobea uplat nit. V celen intervalu popouštících teplot jame nezjistili vylučování jiná karbidická Si intermetalická fáze. Přlíinu zvyšováni pevnosti při popouštěni je tedy zřejmě třeba hledat v procesech probíhajících uvnitř tuhého roztoku (martenzitu). V práci [5J byla též sledována změna množství zbytkového austenitu při popouštěni oce li obdobného chemického složeni jako v nasi práci rentgenografickou meto dou. Výsledky jsou uvedeny v tab. 2 a vyplývá z nich překvapivý závěr, že u většiny sledovaných oceli musí při ohřevu probíhat částečné transformace a — * T již při teplotách 450 °C. lato pozorováni podporuji představu, že při popouiténí při nižších teplotách dochází k odměáovánl Hi a Or v tuhém roztoku, že vznikají lokality a vysokými koncentracemi Ni a důsledkem toho to procesu je vzrůst pevnosti a tvrdosti. Nablzl se tu jistá analogie a teo riemi odměšování vysvětlujícími "křehkost při 47$ °C" ve vysokochroaových ocelích. V lokalitách bohatých na Ni přednostně probíhá transformace a — > y , jež maže přispívat jen k "změkčováni" oceli. Tabulka 2. Výsledky kvantitativního rentgenometrickáho měřeni zbytkového austenitu [% objem.] Typ oceli Fo zakaleni Po popuštění na 450 °0 Fo popuštění na 550 °C Crl3Ni4 0 <10 20 Crl3Ni4Ho 0 0 25 36 Crl3Ni5Cu 28 41 Crl3Ni5CuKo 14 23 32 Crl3Ni5CulloNb 18 28 35 0 0 27 Crl3Ni5H0Nb Závěr Studie několika taveb martenzitických vytvrditelných oceli ukázala, že nejvyšších hodnot meze pevnosti a meze fcluzu se dosáhne popoustěnla na teplotu cca 4S0 °C, kdy ve struktuře není ještě přítomný žádný jemni dis pergovaný precipitát karbidická Si intermetalická fáze. převláda názor, že ie6 zpernoTacl efekt souvisí • odmiíováním Ni (event, reciproční C P ) T tuhsa roztoku při těchto teplotách. Literatur* Li] K o u t s k y , J . - F e c h a a n , V . : Sborník "VII. c e l o s t á t n í doj tepelného zpracováni", Bratislava 1976, 38 [2] K o u t a k ý , J. [3] K o u t a k ý , J. ~4] K o u t s k ý , J . a d á l i l : Kovové materiály, 5, 1967, 408 I i í U l , J , ; Hutnické l i s t y , 16, 1961, 105 a d a l í í : arch. E i e e n h u t t . , 45, 1974, 155 [ 5 j K u b • i , Z.: Kandidátská d i s e r t a c e , VSSE Plzeň, 1977 187 i n c . Prantiiak B a n a l , DrSc. - l a g . Jan S i n n r e i c h Ing. Karel ft 1 b a , CSe. - Ing. Ludik E o a a č n f , CSSR vYsacoPEVHOsnii towsTRuxcitf OCEL PHO HÍROCSČ p o o g p f Možnosti zvýšeni pevnosti a provozní a p o l e h l i v o a t i s t r o j n í c h souSáatl jsou dnaa T řadí případů l i m i t u j í c í m č i n i t e l e m rozvoje a inovaca výroby ř a dy s t r o j ů a z a ř í z e n í . Významným příspěvkem naiaho hutního průmyslu k ú s p ě š nému ř a s e n i t é t o problematik/ j e nora oeal a hutním označením 39HÍ2CT,urče na pro zušlechťováni na pevnosti do 2 000 MPa. Problematika o c t l i vjraoké peTnoati Z rozboru současné s i t u a c e v zahraniSí vyplývá, že CrRilio ocel a 0 , 4 0 % C, modifikovaná sv?Seaym obsahem křemíku, případně vanadu, j e nejoptimál nějším typem o o a l i určená pro zušlechťování na nejvyaaí p e v n o s t i . Požaduje aa i v a l n i nízký obaab doprovodních a stopových prvku, především p , S , Cu, Sn a Sb. Dttlatitá j a t otázka obsahu k y s l í k u a dusíku. Nároky na vysokou metalografickou S i s t o t u doplAuje požadavek na přiměřenou v e l i k o s t , morfolo g i i a r o z l o ž e n i nekovových vmlstkA. Při posuzovaní v l a s t n o s t í o c a l l j e n u t no vycházet nejen ca základních pevnostních c h a r a k t e r i s t i k v tabu a krůtu, a l a také c k r i t e r i í lomoví houževnatosti a v l a s t n o s t í p ř i cyklickém namáhá ní. rrr < l r fV'*"— t a l u r c i e k v rozbor Vycházelo sa se s t u d i a v l a a t n o a t l osmi laboratorních 100 kg taveb, j e j i c h ! chemické s l o ž e n i ae pohybovalo v rocmezl [%]; C ab> Si 0,36 0,60 0,17 0,44 0,80 1,40 P S max 0,025 0,025 Cr Ni Ho V 0,85 0,50 0,25 0,04 1,90 1,60 0,40 0,06 Prověřoval e e především obsah křemíku, chrómu a vanadu. BaferenSnlm mate r i á l e m byla o c e l Gs> 15 2 4 1 . Zkouškami byly zlákány t y t o zásadní poznatky: 188 Nejpřlsnivějel pamoetai charakteristiky po tuílechtěni dávají CraiMo oceli ae zvýšeným obsahem křemíku. Strukturní neatejnorodosti aourial a roslofenla slitinových prvku v mikroobjemech. Clm vylil je střední hodnota obaahu alitinových prvko, tla vyísí je i absolutní hodnota rozdílu chemického sloiuní v sousedních aikroobjenech (obr. l ) . Z tohoto hlediaka je nutno přistupovat kriticky pře de víla k obaahu chrómu, který u nás patří mezi hlavni a rozhodující prvky z hlediska prokážitelsosti. Rostoucí obsah chrómu zvyšuje náchylnost k deforaacía a trhlinám při Tyí SÍ ch ochlazovaclch rychlostech. Vyšil obsah křemíku zmirňuje tento jev. 05 W (5 20 OBSAH PRVKŮ CHEMICKÝM ROZBOREM [H] Obr. 1 . Bozloženl p r v K v mikroobjeaach v t á v i s l o s t i na středním obsahu prvků Ocel: 0,40 % C - laboratorní tavby a CSK 1? 341 » havarovaných son* íaetl Upřesnění metalurgického postupu výroby o c e l i Vytyfiené k r i t é r i a pro vyvíjenou ocel se ř e S i l a výběrovou vaáskou, vý~ robou o c e l i na 70 t MB p e c i a vakuováním o c e l i v pánvi a použitím RB z a ř l - lay ; • OL « • u 6 •- L m 4 6J»' ' -+--, 2 id 9 6 Uam ' 4 6 8 V* 2 Maraging I- I »4 3' -ri- 2 4 6 810' C~«-[MPo] +P "^qio' 4 (ID1 2 (T-*-[MftG Fig. 1. Stress-strain plots obtained in tensile t e s t : a) carbon s t e e l , b) MAEAGING steel where - E0 = the modulus of e l a s t i c i t y of the I-rst order, equal to the i n i t i a l tangent modulus E6-(6'= 0): = 2c, (3) vdc . c=o - E, a the modulus of e l a s t i c i t y of the Il-nd order which accounts for the nonlinear elastic deviate. • d J ^- š Va> U = -3o, (*) From eg.. (2) the following complementary characteristics of elastic nonlinear behaviour may be deduced: the elastic linearity-deviation (fig. 2a): & C ' 1 (T \ E 0 " E0 VE0 tiie elastic proportionality-deviation (fig. 2b) 15) 190 Charakteristické vlastnosti nové oceli U zakalené oceli 39Ni2Cr dochází teprve při popouátěcích teplotách nad 320 °C k výraznějélmu poklesu pevnosti. V rozmezí popouátěcích teplot 280 až 400 °C se setkávané s významnějším zvýíenlm něze úměrnosti a pruž nosti. Souběžně se studoval i vliv popouStěcl teploty na hodnoty vrubové hou ževnatosti BV při +20, -40 a -80 °C. Tuto závislost charakterizuji málo vý razné minima hodnot RV v rozmezí 280 až 400 °C. Ze stanovených hodnot K„ a KTr, vyplývá, že při popouitěclch teplotách v oblasti 340 až 380 °C dochůzi k výraznějšímu krehnutl (obr. 3 ) . Vysvětleni tohoto jevu je nutno spojovat s prokázaným vylouSením karbidických částic podál aartenzitických destiček. 3500 KAL 200 2*0 2*> 320 360 400 440 480 TEPLOTA POPOUŠTĚNÍ |»C] Obr. 3. Závislost K I C na popouStěcl teplotě Ocel 39NÍ2CT t. 15 980 - 0,32 * C t. 15 944 - 0,41 * 0 a CSN 15 241 Z těchto poznatků byla vymezena optimální popouStěcl teplota nové oce li, a to 280 až 300 °0 a dále 400 až 420 °C. Těmto popouitěclm teplotám od povídají pevnosti 1 800 až 2 000 MPa a 1 £00 až 1 700 MPa.. Při kaleni tyčoviny průměru 60 am do oleje dostáváme v celém průřezu stoprocentní martenzitickou strukturu. Rozsáhlými pracemi ae dále prokáza lo, že u nové oceli kalené do oleje není prakticky žádné riziko kalicích trhlin. K dosaženi nejmenších rozměrových změn po kaleni je nezbytná volba přiměřené austenitizacnl teploty a optimální teploty kalicího oleje 60 už 80 °C. 191 Pro součásti namáhaná krutém jsou významné pevnostní charakteristiky získaná statickým krutaa na hřídelích a torzních ty£leh (obr. 4 ) . Ze zkouiak pevnoati při cyklickém namáháni v krůtu vyplývá, že nová ocel 39Mi2Cr má celkově vylil pavnoatnl charakteristiky a hlavně niíěi rozptyl dosaže ných hodnot nei referenCnl ocel CSN 15 241. Je pravděpodobná, že dosahova ná hodnoty a taká i iířka rozptylového páama byly ovlivněny podmínkami v průběhu siřeni unavováno lomu, nepochybně ovlivněného morfologii a vlast nostmi vmiatků (obr. 5 ) . Orientační hodnoty meze únavy uvádíme v tomto přehledu: Tabulka 1 Farnost Ocel St O"! Mez únavy rhc [MPa] x ) hladký vzorek vrubovaný (obvodový vrub^ 320 39M120 1 600 600 1 900 750 320 CSIT 15 241 1 900 600 320 x) Jmenovitý průměr zkuíebnich vzorků 15,6 : 15944; 280 320 360 1.15980; 280 320 360 W [200'dNY! Wnstwriôs qmo TR\»LA DEFORMACE Obr. 4. U p y lomft pri zkouikáeh na únavu v krůtu qoi5 f RAD Obr. 5. Pevnostní charakteris tiky hřídeln v krůtu 192 U hladkých vzorků převažovali u o c e l i 39Hi2Cr typ lomu c, zatímco u referenční o c a l i převažoval typ lomu A. Naproti tomu u vrubovaných vcorkfl a u n i ž š í c h napěti převažoval typ E, n e z á v i s l e na značce o c e l i . n "" l r Ť'?" < r"TTI t l c r * výroby V roce 1976 aa vyrobilo v 12 VfiSR Třinec celkem 1 $52 tun o c e l i 39N12CT. U vyrobené o c e l i byl střední obaah otopových a doprovodných prvku 0,061 % Cu; 0,009 * S»; 0,017 * P a 0,006 * S. Z jakoatnlho hledisku je zde pozoruhodný extremně nízký obaah s í r y , který je t ř i k r á t až čtyřikrát n i ž i l ne2 u obvyklých nejjakostnějších o c e l í . Při hromadném kalení 30 torzních tyfií průměru 56 a i 61 mm z o c e l i 39Ni2Cr se prokázalo, že dosahovaná deformace jsou nejméně t ř i k r á t n i ž S l než p ř i kalení tyfií z o c e l i fiSN 15 241 do vody. DalSím ukazatelem rovnoměr ná zpracovatelnosti j e uhel trvalá deformace po odlehčení p ř i zkouškách na krůt. Posléze j e to i nízký r o z p t y l pevnostních hodnot vypočtených z kon t r o l n í c h vtislců t v r d o s t i . Vysokou jakost o c e l i potvrzuji i konečná kontro l y povrchu t y i l na t r h l i n y a makroskopické vměstky. z dosavadního hodnoce n í ž i v o t n o s t i a provozní s p o l e h l i v o s t i t y č í vyplývá, že dosahovaná ž i v o t nost bude nejméně dvojnásobně v y ž i l ve srovnáni a dosavadním stavem. Orientační údaje pro strojírenská závody Zaručované chemické s l o ž e n í o c e l i 39Ni2Cr [ í ] : C Hn Si Cr Mi 0,33 0,70 0,43 1,00 Ho 0,90 0,80 1,40 0,20 1,20 1,10 1,70 0,30 P S V m^p max max 0,020 0,05 0,10 0,015 maz 0,025 Cu Sn Základní pevnostní v l a s t n o s t i (min. hodnoty) e 0,z «Pt «5 ["Pa] [«Pa] w 1 300 1 600 9 ť R3 :*] [J.em-2] 30 30 Doporučená aplikace o c e l i Hnací h ř í d e l e , torzní tyče a o s t a t n í exponovaná s t r o j n í aoučásti vyso ké pevnosti po zuálechtěnl a a nároky ne příznivá v l a s t n o s t i při cyklickém namáhání. Vhodnost pro provozní podmíní^ do -70 °C. 193 Výrobe* oceli, dodávky a dodací r^-'r'T Ocel 39MÍ2CT vyrábfjl ti VflSR Třinec a dodávají do vydáni CSU podle Technických podalaak. Ocel *a dodává r tyíoTin* pruairu .. 10 295 KSa/t 2áv*r T toato referáte* jeme chtěli aaanáait iiríí technickou veřejnost a probleaatikou vývoje, vlastnostmi a dosavadními ckuSenostmi s novou oce li hutního oznafenl 39Hi20r, vyráběnou v Ti VffSH Třinec. Tato ocel repre sentuj* v souSaans dob* vrcholový typ čs. oceli pro zušlechťováni součásti a rosboru všechny nároky kladená na vyaokopevnostnl oceli. 194 lipoid. E . B B T 6 B a a Ho B B , - P. P y c e B - E. P y c e Ba - C. X a p x - Bifl rA30B0E KAPEOHHTPHPOBAHHE B CPEflE >MJIU1K» M HcnojibaoBaHxe yrJiexMCJioro raa8 B xaqecTBB AoOaBxx x aTuoc$epe aMuxaxa npx aaOTxpoB8Hxx TeopeTxqecxx oSocHOBaHO tfunning £ i j . B peayxbTaTe BOAHO-reaoBOX peaxnxx ( 1 ) , KOTOpaa npoxcxoAXT B paOoqex npocTpaHCTse neqx npx aroft TeunepaType BUAejiaeTca oxxcb yrjiepOAa, xoTOpax coaAaeT peaabHue BoauoxHOcTH nyTeM Axccotixauxx nocseAHeft noBfticxTb yrjiepOAHuft noTenqxa* B rasoaoft aTuoc$epe. C0 2 + HE »• 0 0 + HgO ZCO-»- COg + C (1) (2) Oaxaxo aToro eme HeAOCTBToqHO AJS« Ax$4yaxx yrjiapoAa B CTAJIX. noBumeHxe axTXBKOcTH yrxepoAa B reaoBoR aTnoc$epe npx 3Tax TeunepaTypax n - a a noqTx nojiHox ero HepacTBopxuocTK B a - xexeae noser npxBecTX eAXRCTaeHHO x npeKpameHxn XJIX saxeaJieHxi: oeeayrxepoxxBaHax erajix x x oSpaaoBaaxB caxx Ha noBepxHOCTH. T . x . B STMOctfepe npxcyTCTByeT x aaoT B STOuapHOx n n e , KOTO pud nojiyvaerex scjiescTBxe AHCCOIIXBSKX awiaaxa (BTO nepsxiHM p e a x n x x ) , TO xueer xecro Ax4$yaxa aaora B crajib. OSpaaoBaaxe HXTPHAXUX $a» B p e a y j b Tare peaKTXBHOt AH$$yaxx XBjaeTcx npeAnociuxox xx$4iyexK aAcopoxpoBaameroca yrjtepoAa, Tax MTO nojtyqa&rcx He qxcTO HKTpxANxe, a xapCoxxTpxAHUe $ a a n . OqeBxAHO, yqacTxe ymepoAa B xapeoHXTpxae BJIXXCT xa noptojiorxE x CBOXCTBB noejiesaxx. T . x . OCHOBHBH peaxuxx - H X T P X A H B I , TO oSpaaymaeca xapSoxxTpxAH «aoxopHH H X T P X A S M . B jtxTepaType HeAocTaroqHO xayqeHU Bonpocu, eaxaaHRiie co CTpoeHxen • CBOIcTBaux xapfiKAHKTpxAHUx C I O B B , noxyqeHHUx nocjie raaosoro xapOOHBTpxpoBaHxx (rKH) B cpeAe h"Hg + COg. B aacToxnei paSOTe xpaTxo oOoflmeHU peeyjibTaTu no cTpoesxD x xexoTopim ipxaxxo-xexaxxqecxxH CBOlCTBau xapOoHXTpuHOro CJIOX nocjia rKH a cpeAe axxxaxa x yrjiexxejioro r a t a B onpeAexaHHiix xojumecTaax x eooTHomaaxxx HB xoHCxpyxaXOHHUX CT8JIXX. raaOBHi aHBJiaa OTxoxxmxx raaoa noaaojixj ycTaaoaxTb, qto AetCTBareibHO B neqx npoxcxoAXT BOAHO-raaosaa peaxuxx a nojyqaercx oxxcb yrxapoxa (TSOA. TaSxima 1) 1 ;ooTBomeH»e axoAxníxx raaoB HHg/COg S5/5 90/10 80/20 20CT&B OTxoAnnoix raaoB ÍH3 28 25 21 CreneHb ABCCOU. co.,- BMuxaica CO Oj, H8+HE0 Ng w 4 , 0 0,3 7,0 0,5 10 0,3 16 16 15 71 72 74 52 52 55 ZoAepwBKX* yrjiepoAa B $04fcre [ 0 , 1 %] [ 1 , 0 %] 0,22 0,35 0,30 0,84 B noATBepxjseHxe peeyJibTaTOB rasoBoro aHeuixaa npoBe.neHHt.ft xxyxqecxxR aHajiK« yrJiepoAn B TOHKOM CTejibHoň $o^bre c 0 , 1 x 1,0 % C, Hac umetl aofl npx paaxxtfRUX cooTRomeaxxx aiiuxaxa x yrjexxc-floro rasa, noxasaii, tro BXTXBHOCTb yrxepoAa B raao&ox cxecx 8&BXCKT OT KOJixnecTBa OKHCX yrJiepoaa B nei x . 00 eayr-repsxx Beáne QoJtbrit c 1 % C, ocoĎeuHo npx UBJIIIX xojix CH6CX. OTCSDAB MOKRO CACJIBTb BHBOJJ, HT0 XBpGOHXTpxpOBeHKe OOXee BHCOKO- yrjepOAxcTHx cTaxex TpeCyeT Ooxee BHCOXOX axTXBHOCTx yrJiepoAa B &Tuoc$epe, qto MOXCT Curb AOCTxrHyro yBejixMSHxeu xoxxêcTBa C0£ npx ycTanoBJteHHOi CTeneax axcconxacxx ammaxa. HocjolHui xxifxtiecxxft RHSJIHS yrJtepoAa B uaccxBBHX qxjiKHApxtiecKxx oOpaauax noATBepAXJi, MTO An4>4>yKAHpynnxR yrxepOA yvacTByCT TOXbKO B COBAaHKM BOHU C 0 6 A M H e H K Í , X WO ITpx RKSICKX eXTKBKOCTXX poxa B rasoBOft cpeAe HaCxnAaeTCX aexoTopoe 06eayr.ftepaxxBBH.1e MOt tOHC. yiMe- B AX$$y8X0H- HeTajutorpacJtcxxe xccjteAOBaBxn caoes ABJIM BoaxoxHOCTb ycTaaoBRTb BJMBxxe TexHOJOrxiecxxx napaueTpoB - TexnepaTypu, npOAOjixxTcsbHOCTH, cxopocTX oxjaxneaxx, reaoBOi cpeAU - HB xxxpocTpyxTypy, a peHTreHOCTpyxTypHull axaxxa nosBOXKJi xctMeAOBBTb nocaoftHO (fa a OBU* COCTBB, ocTaTOMHue HanpxxeHxa x cyScrpyxTypy B aoue coeAXHeHx* x B AwtíyaxoHHOM caoe. CTpoexxe x KOJIXqecTBo OTAexbHUx tj>aa BO Bcey KapGoHKTpxAKOK caoe SBBXCXT B QoxhmoŘ iiepe OT yxaaaHHHx TexHoxorxqecxxx napauerpoa. npx nponeccax, npoTexanoxx npx T < T 3 B T e I t T . xapOoHXTpxAHH* cxoi c o CTOXT OT aoau ^KHKêcxxx coeflxneHM*, cocTOXtne* rjaBtrau oOpaaou xa £ - xapOoxMTpxjia, • AxcXyaxORHOi 30RH, B KOTOpol npx onpeAexeHHHX yciOBXxx oxaaxjtexxx Boauoxxo auAexeHxe HXTPBAOB. npoqeccu npx HaAaBTexTOHXABiix TexnepaTypax caxaaHH c noxaxeaxeK aaoTxcToro aycTeuxTB. C noBHmeuxeu TeunepaTypu npoqecca yaexx'-txaaeTcx a rxyOxaa cxox aaoTKCToro aycTeaxTa. B Ta0Jt. £ o0o6n,eau pesyxbTaru nocxoftHoro íaaoBoro eHaxxaa, rue yxaaaHO BJXAHK€ TeunepaTypu x cnocoOa oxxaueHxfl HB COCTSB xapfioHXTpKAHoro cxox. i96 TICEIIIM ž Teunepmrypm ř>?0 f -"• •i-niOBuil cocTaB Oxj. cpea« BOA* t div CbP<4 •OBAyx £ - £ *£9ucn —/-<*" BMtCTB C G—£ * / ' 5 r - v — o i „ peropToi eco 6B0 f +f'9"C"—a<"—ct'£>t< +yŮT—o(rv—Ct>píi BOA* £—/'—-/*— ot* —Cb0t4 mošny* t^C'/y"—/'—/*—/**•£#(/'+t*J~-<*# BMecTe c peTopTOR £-6 •OAR f — o. -— e\/t — Ct>p<4 BOBAyX f~/' CcOĎCHHOe HC ZJiB CTfl-ieA */6*y'—£# • BMeCTř C peTOPTOR c -•;: " ' O H K T P H J . */9UCf*—ct#—-C*>PL} £/>/"*J-<*~ +/'9uc»-<x»~c*fiv ,c£ £-$•/ }—<*•* —f'4r —c-..v —-čta* BJHflHKe HO nOPi í KH?CTHNí' CBC-RCTBft AeT»Uell OKFt8HB«*eT HBneHeHne nepROAOB B M C peêTKR £ - £ - icnpGoHRTpRAB no p j y O « - rCX K AOX nOKRBBHO hí» p R C . 2 . rCKCirOHBJMJBJI pe-?eTKA £ - HRT- p».An P COCTO«HMM pňCTBopiiTh yr.iepoA H n p o u e c r e HicwieHRi. J'jieHHO B » T O Í t *tap npoRBJiaeTcw yyftCTae yrjieponn B ARt^yaROHHoy n p o u e c c e , n cueacTBRe ê~ ro 4»tcTuii HRTpRA Fep_„N nepuxoART B KňpOoHRTpBa 1*, - i N , C * . b jiRrepft- T/pe cyn;ecTByrT npoTMBopeMRBye A^nnye o B J I I H R I yr-iepoA* MR rnpnuerpa p e xeTxn 3T0Í1 íňBM. B , . £ ] noKBBBHO, 4To yrjkcpoA ymemiEBeT nepaoAW pemeTRR, ft ^BTOpu [ 3 , 4 j npeAnojtflr^rT, ABTOpOB HBCTOHCei pnftOTW, MTO OH AOJ«eH u yBCJM^mb. KB RCCJBACBRKRR CAe-AflHHWJC B [ 5 j BOTKO CAťJIBTb npeAnOJtOR«H R« t <ÍT0 BoeuoieH ruftBHyH nepexoA OT £ Hř.TpRAft R £ - RftpCRAy* Hn rjiyO«Hy CJIOH n COCTBB £ - KBPCOHRTPRA^ BHn-^RTejibHce BJIRIHRC O F ^ I M - Baer reiinepftTypa n p o u e c c i . HpR 5?0 °C r-ayORHn cormBJíRJiR £0 - £ 5 ( I B , 6^0 n np» c OK8 AOCTurejia 50 - 70 g a np* BimepRRe 3 4ftc«. OCOĎUB MHTepec npeACTBBJíneT uayMeHne a-roft t i » N B npouecce oxjftmAeHRR. HaweHeHinH, KCTOpue AOARHM npoRBOítTii B £ - RnpOoHRTpHAe npR oxjnxAeKRR, •(*KJirqarrcR B BWAeaeHRR DB Hee RPRCTRJAOB 7 ' - (fnay. CnocoOMOCTb £ - R»pCoHKTpMAR BHAeJ!»Tfc i f ' - RpncTRJiJ!y CRAhHo BOBpscTfleT B RHTepBBJte TeiinepBTyp 56C - 6 5 0 ° C , T . R . Rlf€HHO B 9TOM RHTepBfMe HBKJIOH JRRRH B l U e j e M H l RB 197 vo v* v* »*>» Pae. 1 . HaaaBeHaa nepaoaoa pemarxa Z - xapSoaarpwa no raySxae M O J nocje rKH C T B J B 40X npa 570 x a u B B x e a BOAS °C, • mca, ox- •aaacTaoa Aaarpamia F« - N aaneBiieTcx• STO AOxaaiiBBeTci a t accjeAOBanat BRxpocTpytTypa a tjmtoaoro eocTaaa xapSoaaTpxAaoro oxoa, oepaaoaaaneroca npa paaaawnix rcHnaparypax ( p x c . £ a , 6 ) . B pesyabTare B B M V B B rpaaaeaTa xoanaBTpaiiBB aaoTa a t - xapGonaTpxAe BTopaqnae Biuejexaa *f BUAtJincrea « • ao Betu *ro oOteite, a a aaimeaee O A H O B aaoTou qacrii. CiejoasTejibHO, ^ - - a a ^ '4*.' Pac. S . KaxpocTpyxrypii xapSoaarpBABoro CJO*, aojiytaaaoro npa TKH c r a j x 40X, 3 naca, oxxaaAaaae c p e r o p r o i , a - 570 ° C , S - 6Z0 ° C , a - eao oc 198 tnaoBoe HaaeaeHae npoxcxoAXT Toxbito B norpaaaqHOl nacTB E - xapBoHXTpasa c AaiHyBaoHHOl soiioa. 3TB qacrb, B xoTopolt BHAexaBTCx BTopaqaae xpacTaua paasxTa Tea tojifcine, qea ucHbme nepenan KOHaeRTpanxx aaoTa a E - $aae a qea MeRtme HHXHXX rpaRana coAepxanxx asora B Hex. B paBore [ e ] esropos HBCTMqero jtomajta onacaa BOBKOXHHR' aexaHaaa Beposaeaxx a pocTa i' - xpacrujioB B aúteue £ - $aan. IIocxottHiiJt a»n E - KapOoKMTpun oBoramaeTca aaoroa: npa aeaxeHHO* Pac. 3 . HaaeRaaae aexnxocxocTHoro paccroxaaa xaaaa (103) E - xap8oH»rpxx» no rxyOae cxoa, rKR 3 qaca; 1 - o xjtaxfleHxe B pexopTe, Z - oxxaxaeHae B BOAe oxxaxAeaxx. npa onpexaxeBHax cxopocrxx oxxauenaa aoryr cosxaaaTkca raxae y cxoBaa, npa xoTopax f' - BTopaqaae xpacrajua OCTBOTCX a emxaa aaerawaoa xorepeRTRoeTR c £ - aarpanei axa BysyT CXJBBO xacnepcaa. AaacTBBTexfcBo, raxa« ycxosaa coaaaurcx npa oxxaueaBB accxexoaaaaax oSpatooa aa aoaAyxe axa s načne. Tyr UOXBO oxxxaTt aaaeaeHaa fataaao-Haxaxaqaeaax CBOBCTB BOHU coefl«HeH«l - »TOT aonpoc paapafioTaa a [ 7 ] . HuoxeHRoe aame o $aaoaoM coeraae a aaxpocTpyxType xepSoaxTpxxaoro cxoa HBXOAXTCB B TBCRO! eaaaa c (jMiaxo-aexaRaqecxaaa caoleraaaa OTX«XI>XHX $ae a acero xapBoaaTpaxaoro cxoa. MaorofaeRocTb exoa onpaxexaeT xapaxrep aaacReaaa axxpoTBepxocTa a BHyrpenaax aanpaaeaal. Ha-aa orcyrcTexx xaaaax o aoxjue ynpyroera £ - aapSoaxTpua onpea.e*axac» ocTaroqaae amapoxe$opaaaax peaevna, paenpexexeuae xoTopax aaaxoraaao paenpexaxeaan oeraToiniái Hanpxxeaal (pac. 4 ) . Cnax axxpoTBepxocra aa caaot noaepxaocTB 199 P H C . 4 . PecnpeaeJieHHe ocra-rommx uBKpoaetpopveunR x MMKpOTBepAOCTH B KflpGOHKTpftflHOX CJIOe npK TKH CTBJIN 40X, 3 naca o x ^ s u e n x e B Bone; 1 - 570 o c , 2 - 620 0 C t 3 - 660 oc npoxcxoAKT B peayJtbTere rjiaBKUH oOpaaoii nopncTOCTH E - $ a s H . MexaHxau o6pB80BnHBX nop paccuoTpeK B [ 8 ] . AoxaaaHo [fcj , «ITO ocrsrottHue nanpjueHMJt npK KapOoHXTpxpoBAHHir íopiotpyPTca rJiaBHHH ofipaaoK noA BJIHRHHCM c T p y x rypHoro ifaxTopa, M«U K ofiiacHJieTCft Hajnume CXMUBCQIMX Hanp*xeHHR B E - $ a a e M pacTRrMBannxx B T ~ $fiae. OxxaxAeHMe a MBCJI6 c o a A a e f ycjroaxx HAM COSAAHXA KorepeuTHOt MJX paKUROHHoro uaKcxMyxa ( p n e . 5 ) . OHB Oojibtne AJIR 3Toro cnocoOa o x i a x A * H R * a naMajte xmWyaxoHHoa «ORU - T B K , r x e BTOpHMHiie Bime-ieH** f ' na a HBXORRTCfl B CTBAMH «4DCTMMHOl KOrepeHTKOCTR. Ma-»a T ó r o , *ITO cnocoCtiocTb íeppxTB BXAexiiTb f' HeOAXHaicoBa no rviyOxHe c-aoa, TO o x i a x A e T x e B peTopTe Taxxe x o x e r coaABTb ycxoBRx J U X qacTxiHOx KorepeHTHocTx x e x x y OCBRUX $aaanK, a s o H e , rAe $eppxT He ocofleHHO n e p e e u n e a aaoTOu. HeKOTopoe noBwoeHxt Ax$p8KnxoKKoro yawpexxx BO &HyTpexnex q a c r x AxcMiyaxOHKOR «OKW no cpaBxeaxv co ciytiBaicx oxJiaxAeHXR B BOAe x u a c x e A B X CTBXTeJibBO RaCJixABeTCR p x c . 5 - o x j a x s e a x e B peTopTe. noaxmeHHax TUOTHOCT* ARCJioxaqa* — --•? B $'jppxTe Ha c TSAR a nacTit*iiioil xorepeHTHocTK 200 f' - Rarpasa noavmaeT yfleJibHuH oOiea asTpanu, a peayjTare nero noBinnaoTca Hanpaaanaa caaraa. Pac. 5. Maaaaaaaa ocraTOinax «aapo,a.e$opBaual a xafpaxuaoaaoro yaapeaaa « aaa (211) a - $»•« no i\«yO»H«, CTBUk 40X, not 570 °C, 3 qaca Baiaoan 1 . npogaee nffl c « » « o aiirenc«<jMuapyeTC» npa aenojt.aoaaaaB a BTBoc$epa t a c n r o CO. a xanecTae y r J e p o z o a o c a r e i a . Kojaoecrao a eooraomeHae axojuaaz raaoa (HHg/COg) I U U Í T C I BBZHBII noxaaarejieM exopocTa nponecca a aayrjepazzaaaawa cnocoOaocTB a m o c t e p u a n a * a . i. B nponecca o u n u t i u as E - xapeoaarpajia a aaoracroro teppara a z í B U B r e a aropmaue a p a c v a u a 1 ' - XRTpaxa, xoTopue npa onpuexeHHHX yejoaaax a o r y r aaxoaaThca aa CTBJUB a a c T a i a o l aorapearaocTa e aHzexamea aa a a r p a n a l , s peayjUTaTe qaro noaaaiaeTca aaxpoTaepxocTfc a HanpazeHxoe cocroaaaa. 3 . Ra pacnpcxaxaaae OCTBTOIBMX aanpzzeiMz a j a a e r n p e u e acero e r p y a T y p a a l f a a r o p , a a - a a i a r o npa noxaaTaaToaxaux nponecca* ao acaai KSPBOHBTp u i O D CAoe topmpyBTca czxaaajaa asnpazeaax, a npa rax.aBTeKToaz.aifx - a 201 aycTííMTnoii cxoa - pacTxraBamae BanpxxcBaa. JlBTtPaTTP* [ l ] W ú n n 1 n g , I . , HIM 2 9 , 1974, Half l , 42-47 [ 2 ] J a c k , K. H-, Pros. Boy. S o c , A 196, 1948, p . 41-55 [ 3 ] JI a x T « H , n. M. - K o r a B , K. A-, AaoTupoBsHne craxa, U., ManaaocTpoeaae 1976, 2S6 c . [ 4 ] n p 1 1 • 0 t • 1 , B,: H«TpoueneHTBU»*, Jl. - HamaHocTpoeHae 1969, 212 e . [5] L a n g e n a e h e id , G., huoaepreatix, JJceceJiwtopi 1964 [ 6 ] B 1 T e a , E. - P y c e B , P. - P y c e B a , E. - X a p a a a H 0 B a , C , Hayqaax nfiaJieaKax ceccxx BM3H - Bapna 197S [?] P y c a a . P . - P y e e B a , E. ESaxaiaaa eaccaa BMMMECC - Pyce 1976 X a p a a a H a B a , C . , [B] n p s a a o c n * , B.: MarauoaeAaBBe a Tapnaiecua oSpaSoTaa nevax*OB 1974, r 10, c . 2 - 6 [V] P y c • a , P . , HeyiHai BSaJteaaax eeecaa BM3H - BapRa 1076 202 Cos. Dr. Tadeuax I t r p l i i k i Dtpl. Ing. Jacek R u d n i c k l , - Dipl. Ins,. Antoni K l a I a a Poland A8AMS8 DKB STHtglTJRABHJtKGICaaiT DKB DIFTOSIOMSSCEICgr UND DEB DiOTHSCHWIHGTBSTIGKBIT CSS KmETRIBHIH) JS-BfJ-STAHLS1' 1. Kafubrung Das Xonitriersn weiat la Tergleloh nit andexeD Nitrieraetnoden eine Seine vesentllcben Vorteile vox, welohe zu einer inner breiteren induatriallan Aowendung dieaex Hethoda in der Industrie beltragen. Bine Rsiba von Forscbungazentren in dar ganzan Walt iat bestrebt diesea Diffusionsverfabren zu vervollkoaanen, ibxen áinnndungsberalab EU eraeltern und zwar durch Diffuaionsbebandlong der Stabloberfláeba Bit anderen ohsmlschsn Bleaenten. Be wird aueh gearbeitet en der Brklarung dea Mechanisaus und der Kinetlk der Prozesae die beim Ionitrieren zuatandekoaaien, an der Festlegung der Abbanglgkeit awisohen dar Struktur der nitrierten Scblcbt und den neabanieabaa EigeaecbaftoB dbá xonxtrierten Stable [ l j . Bine Reihe Ton Forsebungsarbeiten l e t ausgeriebtet auf die Bestimmung dea Binflusaes der ionitrierten Sohleht aut die Dauersobwingfeetigkeit dee auf diese Weiae oberflabnlicb gebarteten Stable \z~\. Die ereten Brgebniase dieBer Bestrebungen laaaen slob nachstehend zusemnenfasaen' Das Ionitrieren tragt zur Brbobung der Dauerschwlngfeatlgkeit der Eohlenatoffstable uad der legierten Stable in Terglelob nit ublichen Nitrieren bel. Doob bat dleser Zuwachs fur verscbiedene Stahlsorten versobiedene Werte. Naoh Jones und U a r t i n L Jj weicbt die DauersohwingfeBtigkeit dea i o nitrierten 38 HHJ-Stables von dan fferten die fur die, auf Sblichem Wage nltrierten, Stable feetgestellt vurden, unbedeutend ab. 1) ZuaaaBensetzuDfct 0 - 0,35 - O^S; an - 0,50 - 0,60; Si - 0,17 - 0,57s Cr - 1,35 - l,65f H1 wx 0 , 2 5 « *° " ° ' 1 5 ~ °' 2 5 ' n - °' 7 0 " ltl0 203 Die stable von der 36 HNH-Sorte ' wo i se o dagegen einen Zuwachs voa I'bor 25 % dee Wertes der Dauerbruchgrenze • Bel diesen Varauchen wurde dar Einfluss dee Gefiigeart nicht beriickeiohtigt. I a c h t 1 B \j*] untersuchte den Kinfluas der Dioke der i o n i t r i e r t e u Schioht der Probekorper aus dem 36 HMJ-Stahl uad bewies, dass bei der ErhShuDg der Sefctohtdioke TOD 60 (Urn auf mo^ta die DauerschwiDgfestigkeit TOD 559 B/mm2 auf 638 N/mii2 zuDimmt. Vergleichende Dauorscbwingversuche an Frobekorpern TOD g l e i c h e r Stanlmarke, die auf dem iiblichen wage UDd durch XonitriereD n i t r i e r t wurden, e r gabeD b e i einer Dicke der n l t r i e r t e n Schicht TOD 130,um, gleicoen Wert der Dauerscbwingfestigkeit, b e i eJ"«r Eauer des IoaitriereDS TOD 1 Stuode und des iiblichen N i t r l e r e o TOD ' b unden, b e i e i o e r Temperatur TOD 520 ° 0 . I D beidea Fallen ergab sloh gleiche phasaDzuBammensetzung l a den DiffusloDBschlohten sawie gleiche N-Konzentratlcm an der Prufkorperoberflache. Die Dauerschwingrersuehe durohgefiihrt i n einer 3 %-waSBrigen NaCl-Losung an g l a t t e n Frobekorpern aus dem HUJ-Stahl ergaben einen Zuvrachs der Ermudungsfestigkeit urn das 4,5-fache fur iibliches Uitrieren und etwa um das 6,5-fache fiir l o n i t r i e r e n (beide Werte bezogen auf die Dauersohwingfastigk e i t e r m i t t e l t fur die nichtbe.handelten Priifkorper). Diese TOiteilhaften FestigkeitseigeBschaften der i o n i t r i a r t e n Schicht l a s s e n s i c h zuruokriihren auf die Bildung einer diinnen Schicht TOD Hitriden der Leglerungaelemente auf der Probekorperoberflache infolge der Katodenzerstaubung und der nachfolgenden SekundErdlffusion. B d e n h o f a r f ^ l waist i n sainen Yersuchen, die an Stablen der 35-H-dtahlsorte*' durchgefůnrt ururden, auf das Bastehen einer Abhangigkeit bin zwischen dem Gefugeaufbau der i o n i t r i e r t e n Schicht und dem Wert der Dauerschwiogfestigkeit• Ala das v o r t e i l h a f t e s t a Gefiige erscheint uDter die sem Gesichtapunkt dasjjenige e i n e r DiffusiODsachicht ohne e i o e r Zone der Tarbindungen doch n i t e i ner DiffuBlonszone die TOD den AusscheidungeD TOD Karbidnitriden an den Korngrenzen dee Prloaraustenits f r e i 1 s t . Aus den Ergabnisse der Tersuche die bisher i n der Fachliteratur veroff e o t l i c h t wurden ergibt s i c h ein allgemeiner SchluBs.dase die Werte der Dauar- ' ZusammeDsetzung: 0 - 0,32 - 0^58; MD - 0.50 - 0 , 8 0 : Si - 0,17 - 0 , 3 7 ; Cr - 0,90 - 1,20; Hi - 0,90 - 1,20; lio - 0,15 - 0,25 * ' ZusanmeBsetzung: C - 0,31 - 0,35} Hn - 0 , 5 - 0 , 8 0 ; Si - 0,17 - 0 , 3 7 ; Cr - 0,80 - 1 , 1 ; 204 aohwiosfeatigkeit sloh ala alna Function dar Baaohatfanhalt daa Gafúgeaufbauaa dar ionltriartea Sohloht aoala dar oheBiaohen ZuaaBBenaetzuns dea Stáhla ergeben. ala waaentllohete Herkule gelteat die PhaseazuaawaenaetzuBg dar Dlffusionaaohloht, ihra Sloka, daa Hiirtegefalle ID der Siffualonaaohlaht ao ala dar Dleperaiooagrad dar Karbidu!trida ln dar Dlífuaioaaaohioht. Unter Beruoksiohtiguns dar oheBiaohen ZuaannaBaetzUBg dea stáhla lasst sloh aohlleaaen, daaa dle nledriglegierten Stable einen bedeotend groaserea Zuwaoha des Wartea der SaueraohwiBgfeatlgkeit aufwaiaen ala dle legierton Stable und zwar lm Verglelch nit děti TergSteten StableB Qs]. 2. Zwaok, MathodjUc uod Brgebalsae der Versuche Ala Zweok dar Versuche galt dle Bestiamung der Abhangigkeit zwischen dea Merkmalen der loDitrlerteD Sohloht und dea Festigkeitseigenschaftea VOD Probekorpern aua dea 38 HUJ-Stahl. 118 grundlegande Herkmale der iouitrierten Sohloht wur&en gewahlt: dle PhaaenzusaaneBeatzung der Zone der Verbindanga aowle dle verelnbaxte Sicke der nltxiertea Sohloht. (Diese Dlcke entsprioht der Soblohtdloke ermlttelt aus dem Biagrsnia der HV-i'nderung in der řunktiot der Butfernuag VOD der Oberflaohe dle elDer entspreohenden Hikroharte von 500 ETQ , gleloh 1st.) Daa Ionitrieraa dar vergutetea Probekorper aus dem HUJ-Stahl, mlt einer Harte H7Q 1 = 310, wurde durchgefiihrt in eiaer ahlage, entwiokelt im Insti tut der Werkstoffwissenschaften der TH-Warezowa, deren Leistuag 10 kW betrag. Ser Frozeas wurde auf Brzielung zweier Tjpea der Verblndungszonen ausgeriehtet: der lllschung der Phasen E und y', mlt einea Ubergewicht der E-Phaee sowie elaer Uisohung d e r e - und jr'-Phase nit sinem Ubergewicht der y '-Phase. Dle Phaaenidentiflzierung wurde durchgefuhrt vernittels von Roentgenstrahlen. Die angefShrte FhasanzusaBmansetzungen in der Zone dar Verbinduagen wurde erreicht durch lawendung varsohledaaer Bahaadluagaataospharea und zwar einer mlt einem H-IJbergewicht und einer anderen mlt einen H^-Obergewloht. Sine dlfferenzlerte Dloke der Diffusionseohichten erreiohte man durch iaderung der Nitrierdauer, dle 3,18 und 32 Stundea betrug. Neben Jan obeBarwahrtea beidea Merknalen, warden dle Nitrlarschlohten zusatzlich duroh dle Brnittlung naohstehendar Kenawerte oharakteriniert: der Sloka der Zone der 7erbindungea, dar Nitriersohicht sowie der Oberflachen-Uikrohárte. 205 Taíal 1. Messergebnisse dar Gefugemerkmale der lonitrterten Sohichten Reihennunmer der Dauerschwingversuch Frobekorper 2 4 6 3 5 1 Gefugeksnnwert* 1 Phase QzusajunenBetzung der Zooe der Verbindungen Z vereinbarte D i f f u s l o n s schlehtdloke fiir 500 HV + ť E + t+ ř' ,' * Z ť >' • £ »' + £ 50 100 120 60 180 200 DiffusionssoMohtdioke [pm 140 280 330 125 280 340 Dioke der Zone der Verbinduogea Qjm] Oberflachenhárte HVk ~5 ~10 ~10 ~2 ~12 ~12 620 1100 1100 1100 1200 1200 Tafel \ enthalt dle Gefiigekeanwerte der ionitrierten DiffusionsBchichten. Cle Mikroharte wurde gemeseen als eine Funktion der Entfernung von der OberT! acne der Priifkorper und zwar fur jede Rellie der Priifkorper dařen DauerschwiogJostigkelt ermittalt wurde. Die Ergebnisse der Uessungen warden ID der Bild 1 zusammengestellt. VERHÁLTNIS DER GASKOMPONENTEN DER 8EHANDLUNGSATM0SPHARE REIHENN JMMER DER DAUERSCHWING VERSUCH - PROBEKORPER 4 1 2 3 5 .. 6 NjlHj 85:15 85:15 85:15 25:75 25:75 25:75 t[h] 3 18 32 3 18 32 »i? 4- s\ s\t \ \ 3 1-\ 500 - . *5 300 0 40 80 120 160 200 240 280 ENTFERNUNG VON DER OBERFLÁCHE 320 « 360 [,um] Bila 1. Tlefenvertellung der mkroharte In der ionitrierten Schioht 206 Bia DauarecawiDgfeatlgkeit der 6 Priifkorperrelien (je 15 Stiiok ID einer Baiha) wurde baatimt uoter einer Dren-Biege-BelastuDg. In Bereloha der beeohrankten DauerechwiDSfestigkelt wurden bel 3 SpannuDgahohan je 3 Korper UDtarauoht. Der Grenrwert der DauerBOhwiDgfeatigkeit wurde dagegea ala SrgebDla der Tarsuebao au FrobekorpergruppeD von 6 bio 8 Stuolc b e e t i n t . 1E 697 i 71 677 69 657 67 636 65 618 63 598 61 579 59 559 57 \ \\ N \ .^> s\ " >! v Y^ u \ . VS \Í \ " \ \ \ \s • c --£ 5 3 r ^ s^£-.. -v-N N !, t\".::. _4 \ r-| 1 2 3 4 5 7 10° 2 3 i 5 LASTSPIELANZAHL 7 iď 2 3 4 5 7 1 a 6 lg N Blld 2. Uessergebnlsse gewonnen beim DauerscnwiDgverruch ao 6 Beihen -von ionltrierten Frobekorpern ans dam 38 au-Stahl Daa Blld 2 zalgt dle Wohler-Diagranne for dle 6 Heiien der unterf.ucb.ten ProbekóVper. 3. AuawertttDg der VerBuchaergebniaae Dle Dlagranna der DaaeraohwlDgTarsttche, als einer Funktion der vereiDbarten Dloke der Diffueionsaahicht fur 6 Relhen der Frobekorper auxgezeichoet, unabhasgig von der FbasenzusanneDsetzuDg dar Zone der Verbindungen, war den In den Blld 3 aufgetragen anhaad VOD SrgebDiasen der DauersohwiDgfestigkeitavereuenen aowle Auswertung der eiDzelnen Herknale der untersucbten Dlffusionsachlolrten. 207 SO 100 VEREINBARTE 150 200 OIFFUSIONSSCHICHTDICKE l(m] Bild 3 . Die Abhangigkeit der Dauerschwingfestigkeit von der vereinbarten Dlffusionssohichtdloke o - Versuohswerte fur Probekorper mit eiuer Zone der Yeraindungen £ + f' uod tJbergewioht der £-Phase z - Versuehswerte fur Probekorper nit oilier Zone der Verbindungen mit ubergewicht der j-'-Phase Aus diesea Bildung folgt, dass der Vert der Dauerschwingfestigkeit etwa parabolisch mit steigender vereinbarten Dicke der Diffusionssohioht steigt. Die Dauersohwingfestigkeit erfahrt den grossten Zuwaohs (von 564,1 N/mm2 bis auf 609,2 N/mm) im Bereioha der vereinbarten Schlchtdioke von 90 bis 120âm. Eine welters Vergri'sserung der vereinbarten Soblohtdicke von 120/un bis auf 200{im verursaoht uur sine unbedeutende Erhohung der Dauer80hwingfestigkeit und zwar TOD 609,2 N/mm bis auf 618,0 H/mm, d.b. nur urn 8,8 N/mm2. Blue weitere Auswertung der in Bild 3. enthaltenen Baton zeigt darauf bin, dose fur die iouitrierten Priifkorper aus dam 38 HMJ-Stahl, die Eauersohwingfestigkait von der Phasenzusammensetzung der Zone der Verbindungen E + y' unabhangig 1st. BB i s t demnaah nicht wesentlich, ob in der Zone dar Verbindungen die £-Phaae oder die j-'-Phase iibarwiegt. Bs muss betont werden, dass balm Ionitrieren das Erreichen TOD Diffusionssohichten mit einer Zone der Verbindungen in der eine Mischung der E- und r'-Pnasen, mit verschiadenen Fhaaeoelnteilen, eioh am einfachsten verwirklichen lasat. Ser Vergleioh der Werte aus der Tafel 1, mit den Brgebniasen der DanerschwingfeetigkeitsverBUohen ergibt, dass einen weaentliohen Einflues auf die 206 Grosse dar Festigkeltswerte dla Taralnbarta Dioke dar Diffusionssohloht aueiibt. Bin lntereasantes Blld liefert auoh dar Vergleich der geaonnenen VerauchsergebniaBe alt denjenigen dla balm ubliohen Nltrleran dea 38 HUK-Stahla gawonneD warden. Bal den letctgenanntan Frobekorpern ergab alch naoh 60 Stunden elna Diffusionaachioht mlt alner porosen Zone der £ + )r'-Verbindungen. Cle veralnbarte Sohiohtdioke betrug 3 9 0 ^ , dla Dioke dar Zone der Verblndungen 23â, dle ObarfXaobedbirte EVe • 1000. Die Dauersohwingfestigkelt betrug 603,3 M/mm , d.h. ala war glaloh der Daueraohwingfestigkeit der, wahrend von 18 stunden, lonltrlerten Pruíkorper (Relhe 3). Bs BUSS dabel darauf hingewieaen warden, dasa naoh 3 Stundan des Ionitrlerens elne Dauarschwingfestigkeit von 590,6 H/mm und nach 32 Stunden elna von 618 N/mw. erreloht words. Dieser Vergleich erglbt, dass osa bel Diffuslonssohichten gleioher Art, auf ahnliche Karta der DauarsehwihgfestiBkait kommt jedoch balm Ionltrleren erreloht nan dieses Ergebnis wahrend elner bedeuteod kurzeren Zeit. Diese Tatsache 1st von grosser wirtsohsftlioher Bedeutong da man auf dlese Weise dle Behandlungsdauer bedeutend verlcurzt. Blld 4. 4bhangigkei£ der Daue.reehwingfestigkeit von der Nltrlardauer o - Versuchewerte fur Probekorper mlt elner Zone der Verbindungen £ + y und UDergewloht de.r £-Phase z - Versuchswerta fur Probekorper nit einer Zona der Verbindungen mlt Ubergewicht der y'-Phase 209 Das Blld 4 zeigt die Abhanglgkelt dee 6"B forteB VOD dar Behandlungsdauar, aua dar folgt, dasa aan bain Ionitrierea das 38 BjlJ-Stahls an einen hohereo Wart dsr Dauerschwlngfestigkeit VDD 598 N/OB 2 nach einer BehandlungBdauar TOD 10 StuodeD koant. Binen ahslieheD Wert der Dauerschwingfestigkeit erreloht man nach eioar Behaodlungsdauer VOD 60 Stuoden bei iibllcheo GasDitrieren. 4. Schluasfolgerungon Aufgrund dar durchgefuhrtao Untersuchungen lasst sicb. DUD sobliessen: 1. Die Dauerschwlngfestigkeit der lODltrierteD 38 HHJ-Stahle hangt wesentlich TOD der Terelnbaxteo Schiehtdioka ab. Andare llerkmale des Sohichtgefuges iibeD ainen kleineD Einflusa auf die DauersehwLngfestigkeit aus. 2. Die Dauersohwinsfestigkeit der iODitrierteD Stable iat TOD dem mengeDmássigeD Anteil der £ - una r'-Phasen unabhaagig falls aim Zone der VerbiDdungen, die aus oinar liisohung dieser Fhasen beateht, axistlert. 3. ADgesichta der DauersohwiDgfestlgkeitswerte des 38 EUJ-Stahls Bind die Betriebskennmrte des lonitrierens so zu wahlen, dass die vereiDberte Seblobtdioke fur HV0 . = 500 minimum IOOÎMB betragt, ein Vert der bei eiDer Behandlungsdauer von atwa 10 StundeD erreicbbar 1st. 4. Die durohgefiihrten UDtersuohungen berechtigen zur Bebauptuog dass eineo entsobeldendaD EinflusB auf dia DauerschwiDgfestigkeit die Diffusionssoblcht und das Hartegefalle ID dieser Sohicht (Blld 1) ausiSbt. Es lásst slch vermuten, dass das Obengesagte nicht nur fur dan 38 HHJ-Stabl soDdern auoh fiir andere ionitrierte Stable und metslllsche LegierungeD g i l t . Litaraturrerzelohnia [ l ] K i t 1 s n , I. I t i o l t l i k , 1, R o l i á s k i , S- K a r p i á s k i , T. : Azotomnie Jonowa - nowa metoda dyfuzyjjne;) obrdbki powierzohniowej:"Przeglad Kaohaniczny" 1976, 7, 239-240 [ 2 j B a b a d , A. Z a c h r i a p i D - K u z n i e c o w , D. : Chliiko-termiczeskaja obrabotka * tlejuszczyii razrjadle. Atomlzdat, Moakwa 1975 r. [3] J o n a s , 15, 2 I. - llartin, W.: IoD-Hitriding, llet. Frog. 1964, 210 [4 J B u t i e n k o , 0. I. - D a 1 i a o w , W. U i i t l l , Ju. U. t Wlijanie jonnowo azotirowanija na ustalost atall 38 9 U . FiM E d 9 o h o f » i , B. i PhyEikaliecha und metalliuadllohe VorgaDga belm Nltrleren lm Plasma eioer SlimaontladuDg. He J; Treatffleat of Metals 197*. 1 [~6] Opraeowaole technologii azotowania w zjoolzowaiqna gazle w akall laboratoryjnej. Sprawozdanie Inatytutu Iniyoiorli liaterlalowej PI Warazam 1976 211 AOKTop raxa. aayx, npo&wccop B. H. a o a , ZSSS T * a i a a - Haxaaep B. H. Aa a - H g f t l ^ ^ ariPIMPnBAHMH M3H0C0CT0ftK0fl CTPyHTyPM JMTOfl mPTAHllOBMCTOfl CT/UIH C EHCOKMM MEXAHOTKKWOl CBOftCTBAMH Coaaaaaa a ocBOaaaa aaoaoaaaBax asnococToaxax MaTepaaaoa ozao «» raaaaax aaeBMB odoat npoOiaaai noMBzaBaa aaaexBOCTx a 3tJxfenT»BHOcT« coapeuennux a aaoaa coaxaaaaaoix aanmR. Haafioaee BurOflBol o exoHOxxiecxol a Texaaiacaol Toqex apaaaa aazxaTca paapaOoTza BBBOCOCTOIXBZ CTsxei aa OCBOBB Fe-C-Mn. Ha criLiat a t o l cacTeau aaaeoabioea pacnpocTpaaeHae B npoawnaBaocTB noj y m u a KapraBnpaBCTaa aycTeaaTaai CTBJII> rewpaxuia, xoropax HS npoTaaeaaa aaorax xacaTajaral npauaaaaTcx (xaz Reaaneaaiiaa) M'» BaroToaaeaxa xeTaxal, pa0o*annBX * ycioaaax yaapao-adpaaaaaoro aasarnaBaHaa, aanpaaep, aaeBbea TpaxTopaux rycaaan, zaTaiel apoOxxbao-paaaoxbHoro ofiopyspaaaaa, nuaxoaux Bacoeoa, Apar, acaaaaTopoa a xpyrax uamaa a aexaaxaaoB. RoBumeBaaa enoeoOXOCTI a ynpoaaaBBD npa xa$opaanax aepaoy c oMaronpaaTBHM cooeraaaea npoqaocTB, aaazocta a nxaCTaiHOCTa aapraanoaacTol eraia o6ecne<maaaT HeoSxoflzuf ABBauaaaecyr a yeTajiocTBys npoqaosTfc xeTaxea, OABBKO aasaoe conpOTaaxaaaa craxa aOpaaaaaoay aaaocy orpaBaaaaaer cpox cjyaou BTBX aeT«xe». Hccjaxoaaaaa aasococToaiocTa cremel B ycxosaxx Tpeaax caoxaxaBaa a eoyxapaaaa m t a u i i c n n noaepxBOCTet npa aaxawa aepaaaaBOl npocaoxaa noaaaaxo, m conpoTauaaae aapraaaOBBCTiix e r a i a l aSpaaaBBOay aaaocy aaaaear aaz or scxoxaot cTpyxrypa, TBK a CTpyxTypasx xaaeReBBJt, npoxoxanzx B noaapxBOCTBMX cxoax npa ax x.a$opaan,ax a nponaeea aaaaDaaaaaa. Xapazrep BTBX aaaeaaaal aaaaexr or evanasa zeraposasaa aycTeaaTBOi asTpami. Coxapsaaaa yrxepoza ( 1 , 0 - 1,5 %) a Hapraana (10 - 14 %) E s w t i !>:• rajitazkia odacneaaaaeT npa aaauxa nojynaana ycTolqaaoro aycT»H»Ta. f e n . aocTpyxTypaal aaaaaa ae noxaaaa noaBxaaaa aoaax ipaa a odpaanax aa arax OTSJ * 1 nocxe aaaoea, a Taaaa AaôpaapoaaaaBX pacraaaaeM, ccaraetf a cdwpBaaezaai •BiaBTopoa (c noaonbB cnannazaBoro aaaTaaxoaoro ze$opaaTOpa). Oveaaaao, nponaee ynpo«a«na« ayoraaaTa npa xaipopaaaaa HOBRO paccaarpaaaTb xax aezaaaqacaat aaaaan, ooyczouaxmil aaMaaaaaaa TOSZOI cxpyxTypu no cxeue: aycTaaaT -*> naaeTBiaeaaa xafopaanax > CTpyxTypaae a cyScTpyzTypaae aaaeHaaax (xpooxaaa* Gxoxoa, awpaiTa ynazoaaa). Caazaaaa eoxapzaaaa a cTaza cTaeuaaapyxanix aycTeaar XOHOOBBBTOB (yraapoxa u i aapraaaa) CTBayzapyer npa xafjopaauaa faaoaue npeapanaaaa 212 Y-> Qt miM 7—> E - HapTeHCKT. PcayjifcTBTH HCCJiejtoBaHMH CTpyKTypM, peurraHOBcxxx a MarnxTomTpimecKii» xsuepcHna cBKABTejbCTByvr o HBJKIHX ifaioiux npeBpameHX* f-> a x T —» E npx AeifiopiisuMX CTaxex, coaepxaoxx ueHee 0,9 * yrxepOAa (12 - 14 % Hapreana) XJIX ueHee 9 % aspramia (1,0 - 1,3 % yrJípoaa). 00pB»OBaHxe a x E 4>aa, a Taxxe HBAKIXC $aaoBoro 1 uexaHavecxoro Raxjiena npxaoaxT x sHBiiiTexfcHOuy ynpoqHexxii noBepxHOCTHUx c i o e s CTBJIM e HeycTOliMBUH aycTíHXTOM, MTO oSecnevKBaer noBHmeHxe conpoTHBjeHxx KX HCTXpauxn a npouecca xsxamxBaHxx. B STOH c*y Pxc. 1 . MxxpocTpyxTypa oOpasuoB xa MapramwBXCTOK CTBJIX c 0 , 3 * yrjepofla (x400) 213 4eopyamtfl CTxyyjixpyer f—*-E * Tf—*a npeBparaaHxs x cABxraeT Ha UMO oŮpasoBBHMU £ x a - <řaa s cTopony Oojibmnx KOHuenTpauxx yrjiepOAa. OOpaanBaHMe HasaaHHTe^bHUx KOJIXMCCTB £ -$eau npoxcxoAXT npH 0 , 8 %t (X -$aay npx 0 , 5 % yraepojja. i&BJíue creneHK Aeôpvaaxx cTttuyjiupyiPT oepaaOBBHxe £ - <paay, Óojbome - a -ísaH. yBeJ!K4PHH6 KOJiMMecTBa a - $aay x yyeKbmexxe e -f*iaau npx tSojibmxx CTeneRHx AeifopyauxK cBnaerejibCBytiv o BOSHOXHOCTX ofipaaosaxxa (X - $aaM no cxexe Tf — > £ —>ot, T . e . noaBJíeHxn a - $aan npeAmecTByeT $ a soBoe npeBpameHxe f —> £ . 3TO corjiacyercn c HCcjieAoseHXHMX I \ HJ y w a K a [l]. yueHbtneHHe cOAepxBHHfl yrjtepoâ cTxyyJKpyeT f - > t->0( npeapameHMfl, so npMBOAKT x CHHxeanio conpoTXBJíeHxa yapraHUOBxcTHX CTajieil aCpaexBHoyy KCTMpaHMS. Tan, G yyeHbmeHxey cOAepxanxx yrjiepOAa c 1,6 AO 0 , 3 %, OTHOCXTe-ibHBX KSHOCocToltKOcTb cTBjíe* íc 12 - 14 % vapraflita) CBuxaeTcx B 3 pasa. AHBXXS peayJbTaTOB axcnepHKeHTaJibHux HccêAOBaHxA noxaaaJi, VTO c H m ě rní e XBHOCOCTOKKOCTX oGycaoaseHO xaic oOeAHeHxeu aycTeHXTa yrJiepoAOu, TBK M oOpaaoBBHxeu £ - <J>aau npx aaxajtxe CTBJíeS. noBumeHxe KcmuecTBa £ - $eay npxBOAHT K peaxoyy yxyAmeHXD uexaHxueCKxx CBOHCTB X KBHOCOCTOAKOCTH. 06 3TOM cBBAeTeJibCTByBT Ooxee Bucoxxe noxaaeTejix npowHocTx, BABKOCTK, IUBCTXM* HOCTX x X8HOCOCTOXKOCTX cTSJíeft c 0,5 x 0,05 % yrjiepOAa no cpaBxeHXB co CTaJtbc, coAepxamex 0 , 3 % yrjiepOAa. C yyeHbmeHxey yrxepoAa OT 0 , 8 £0 0,5 % (npx HesHasxTeJibHOM xo*xqecTBe £" - $aay) soapacreer npowsocTb CTBJíett aa cqeT y - > £ - > o t npeBpameHxH, npoTexaniptx npx pacTXxeBKH oCpaBuoB, HO xaHococTDxxocTh CTeJieft cHxxaeTca xs-aa oOeAHeHXic aycTeHxra yrxepofloy. CTxuyjixpOBaHxe npx Aetpopxaaxx <pasoBOro npeapamesHX T f - > £ - > 0 t nyray CHxxeaxx ycTOftqxBocrx aycTeHXTa (aa c*ieT yyeHbmeHxx cOAepmaHxa yraepoAa) B yapramioBxcTHX CTBJIXX ne npKBOAXT x noBHseHxc xx XSHOCOCTOXKOCTX. 0«jeBXAHo, noBumeaxe conpoTXBJíeRxx aOpaaxBHoyy xcTxpaaxn aa CHŮV npeBpamaaiu f — * £ —?-ot noAaBJíXDT ABB xoaxypxpynmxx c HXM nponecca: oťJeAHenxe aycTBHxra yrjepDAoy x oOpaaoBaaxe £ - $aau, xyexatex Hxaxxe noxaaaTeix yeraaaêcKMX CBOftCTB X X8BOCOCTOttXOCTK• KaxococTolxocTb cTaael c noBmneRHyy coAepxaaxey yrxepoAB (1,0 - 1,3 % ) BoapacTBeT npx cxxxeaxx xoxaeHTpauxx yapraana. Tax, npx yyeHbmeHxa coAepxaHxx yapraHita c 10 A O 7 % OTBocxreJibaafl xaHococToRxocTb BoapacTaeT s 1,4 pasa. PeHireHocTpyxTypHHt saajxe xaHomeHxyx oOpaanoB K B aycTCHXTHBx C T S I B I , coAepxamxx yeHee 10 % yapraHua, noxasax xaixixe B noaepxxocTHyx CJIOXX zu a - MopTíHcnTH. C yzeKbroeHMez coAepxaHX* vapraHua KojRiecTao a - zaprei- cxra Boapacraer. E crajxx c 7 * zapřenua np» Ae$opw.aiiNx B npoutcc* HaHeamB B H R B oepnayarcx A O 30 - 40 * a - zapreHCRTa. C yBeAMieHxez KojMMecTaa yapTeHcxra Ae$opzauHH SHBitHTeJibHO aoapncTaeT raapAOCTb nosepxHOCTHUX c-aoeB. T R K , npx oCpflBOBBHHX 30 - 40 % xapraHCZTe raepAocTk BoapacTacr c 300 H A O 900 H. ynpoiHeHxe noBepxHocTHHx cxoaa, aaaxcxsee or IIOJIHOTR npoTexiiKRX 1 — » o npeapameHax, onpcAaxacT noaxmeRHc COnpOTRBêHMJ CTa-IX aCpBBKBHOHy HCTRpnHXIO. ITpR coAepzaHxx zapraHOa HXze 4 % no-iyqxrb iHCTy» aycTeHXTHyc CTpyx- rypy np« aaxaxxe C T H X X npanTHiecxz He yAaerca xs-aa nacTXMHOro npeapan*HXX a - 4>B9Z B O - BopTCHcxT (pxc. 2 ) . OSpsaoBBHRe znpreHCZTa npa ta- Kaxxe He npxBOART K noBuseHMi) xaHOCOcTORKOCTX, H O pesxo CHHzaeT I U B C T X M HOCTb M BXBKOCTb CTBXH. P z c . 2 . HRxpocTpyxTypa ofipaauoB na CTBJIX c 4 % zapraHiia x 1,2 % yrJiepoAa (x400) CffHzeHxe ycToftiiHBOCTX aycrexxTa aa CÍBT yzeHbmeRHB coAepzaHRfl zap* raHua crxzyxxpyeT npx Ae$opzan.Rx npaBpnnieHxe 7 —*• ot - zapTexcxT, w o npz- BOART x ynpoiHeHxn noBepxHocTHHx c i o e a M noBumeHxc conpsTKBxeBza xx aSpaBMBHOZy KCTRpaHXl). TaxxH oopaaoz, $opzxpoB8Hxe K B H O C O C T O H K O H CTpyKTypz c HcycTOxqxBOl aycTeHXTHOR zarpxael AOCTxraeTca CHRzeHxez KOHUBHTPBIIXX uaprsHns B crajx x noBumeHMeH yraepoAa* HeczOTpx Ha noBwaeHHe R B H O C O C T O N K O C T X npx caxzeuxx eoAepxaxxx zap raHiia, npomraueKHOe xcnoxbaoBaHxe eraxelt c zeHbtnxx cooepzaHRez zapraaiia, lez perxazeKTXpoBaHO B TOCTax (Sojiee 10 %) ^rpaHxixBaerca Ha-aa Hxaxoro 215 ypo»»« acxaaaqacxax C B O I C T B . 9xcnepBMaaTaj]»aua accxeAOBaxaa noxaaajtx, «ITO $asoBax nepaxpxCTajtaMaanaaY —* O-fliaaa + xapOuu —» f noaaoxaaT •HBMUTtJbHO yjymuiTk nexai>xaacxxa caolcTaa JXTOB CTMX aa caaa + xapSxaa)—»T xaxaeTCH HaaSojiee 6 J B ronpxiTHOf naa yiyqneaaa aexaaxtecxxx CBOÍCTB crajim. B aapraaaosacmix CTBJMX Tana raAfaMMia nojiynaTb HMHoeepmcTyn CTpyxrypy aaTpyaaaaT noanmeHHa« ycTolqxBocTb ayeTeHxTa. Saxaxxa JIXTUX Aeraxel aa aapraanoBaeTHx C T B » 1 ae npaBOAXT npaxTaqeoxx K aoueHeaas nepsxiaol xpynaoaepaocTOl CTpyxTypa. CooTBaTCTiyntae xerapoaaaxa noaBoxReT xerxo ocymecTMSTb nojiHuA pacI I U aycTeHxra aa a - $a»y x KapSxAa, a ofipaTaaa nepexpacTajuMBauxa o6ecneaxaaeT noxyqeaae asaxoaapaacTOi aycreaxTaoi BAR aycTemrTHO-xspSjMHoS cTpyxTypa e paaaoHapBin paenpeAeaaaaeu xapSasoB B aeycToaiaBoa aycTeHRTROx uarpane. Bacoxaa cranexb aaHeabqaaxa aycTeaaTaax aepeH x onpeaexeHHiie ycjioBaa 4>e«0B0t napexpacTajMaaauaa (Y — > o - Oaaa + xapfiaiu—>-f + xapfiBAii) o6yCJOBXXBOI* aacoKae aexaHaqeexae CBOBCTBB CTaix npx saavxTexbHOu xojiaieeTBe KapOBARoa $aau. Ha ocaoaa aayq«Hax uexaaaqecxxx CBORCTB a cTpyxíypRoro uexaHxsua nepaxpacrauuaaanaa napaaiaoro aapaa aycTeaaTa npa paajianHox cTeneHa xerapoaaaaa paapaOoTaaa aaaoeocTOtxaa cpeAReuapraRKOBxcTaa cTa^b a cnocoO TepuooOpaSoTxx, oSacneiaaannil noxyqexae B OTJXBKBX aexxoaepHacTOl aycTeaxTHoa £00 BB - 250 HB, pac. 3 a ) , aycT«K«THO-xep6>cAuoll £50 HB - 350 HB, pxc. 30) 216 • HaprcHcaTMO-xapOiiAHol CTpyxrypx c HaiHaixTeJibHUK xojixiiecTBOM aycTexxTn 500 KB - 600 HB, pxc. 3 a ) . Pxe. 3a. Pxc. 36. Pxe. 3a. UxxpocTpyxrypa oGpaaKOB xa cpejixaiiapraimOBKCToli CTBJX c 3 % xpoHa nocxa TapHOoOpaOoTxn HB aycrenxTiye ( a ) , aycTaHXTHO-xapOxAHyB (6) x uapraHciTxo-xapeuRyii CTpyxTypH (x400) Ilpx xajix^xx aycTaxKTHOx CTpyxTypn cpeAHeuapraHuoBxcTax craJb He ycrynaar CTBJM ru$XJhffa a luacrxmiocTX K Baaxocrx x npeBoexoAXT ee a npowocTX • xaxoeocToixocTx. KaxococTOtxocTb cpaflHanapraHUoaxcTOX CTBJX e aycTeHxTHO-KapSxsuol erpytTypol nptaocxo.ixT e i u b r u ^ u u t , no ABXHHM axciuyaTaiixoxMix xcnuraxxl aaaxbaa Tpairopxux rycaxxK, a 2 paaa. TiapxocTfc noaapmocTHHX CXOBB xn paajixmnix yiaetxax XBHomcHHyjt aaeHbeB eoerauxxa H 700 - 1000 (np« XCXOSHO* 300 H - 350 HB, a xa CTBJK rawtixxbsa - 217 - 3 5 0 H - 6 5 0 HB tnpx RCXOAHO* TBepAOCTR £ 0 0 H - 2 5 0 HE). PeHTrtHocTpyxTyptml AMBJIMB noxasaji HaJiMmie B noBepXHOCTRUx CJOXX RBHOmeHHyx aBeHben KB cpeAHeuapraHuoBNCToK c r a j t i AO 40 % a -uapTtRCHTa c B U coxoft cTeneHbD AHcnepCHOCTH. CjieAOBt>>**Abno, AetpopuauMH noBepxHOCTHyx c j i o e s B n p o u t c c e RBHanHBaHHx npMBOAHT R 3HSMHTMbH0yy ynpOUHeHMD HX «fl CieT CTpyKTypHWX MBHeHeHRR H«ycToftmiBoro a y c T e m r r e , nporeKamiRX no c x e u e : aycTeHHT —>• njacTX*iecicaj, A e 4>opyai]jiJi —»• CTpyxTypHue M cyCcTpyxTypHue MBuenenHH AetřeKTy ynaxoBKH, ApoOjieniie OJIOKOB, $a»OB«e npeBpameHXR) • EojibmaH TBepAOCTb H aKaqRTOJibHoe yBejitweuue Í B 3 - 5 p a t ) rjyCMHU y n p o n - HeKHHx noBepxHocTKUx cjioeB y xaHomeHHHx BBeHbea B S cpeAHeyapraHUOBHCTol cTajin no cpaBReRHS c o CTSJibD raA4>RJibAa CBRAexejibCTByDT, OTBeTCTBHK c řípu BUK no y o "yMHHyajibHOft rjy6MHe oTuocHTeJibHoro dpopuyjiRpOBaHHyy H. B . K p a r e j i b C K x y norpy*enx«", [ 3 ] , H JioxaJiKBaqMR p a a p y - raanneft AeôpyaiiHM B uajmx no rjiyCKHe noBepxHocTHHX c j i o a x , xoTopaa A O C T X raeTcR. x a x noxaaaJix xccjieAOBeHRfl aBTopa ["4 ] , npx yBejumemiK OTHOineaxa TP3pA0CTR MeTajiJia x TBepAOCTM aCpaaxBHHx MacTxa- JlRTeparypa [l] S c h u m a n n , H . : Ober d i e U r s a c h e d e r h o h e n V e r f e a t i g u n g v o n H n r t m a n g a n a t a h l . Neue H u t t e 1 9 6 7 , •? 4 f S . 2 2 0 - 2 2 6 f č ] C a A O B C x i X , B . J I . : CrpyxTypHaR HBCJieACTBeHHocTb B CTŮJIM. IÍOCKBB, KeTSJiJiyprxa [3] K p a r e J i b c x R l 1973, c. 205 , H« B . : TpeHHe x BHOC. UOCKBS, UamxROCTpoeuKe 1968, c . 460 [ 4 ] T K a ^ 6 B , B . H . : MBHOC H noBinneHHe AOJiroBenHocTR A e r a i e X ceJibCKOxo3í!ftcTBeHHMX yamxH. HOCXBB. UaniKBocTpoeKRe 1 9 7 1 , c . £ 6 4 216 Dat. Vledialr V a a a £ • k , CSc. - lug. Joe.f K r u a p o a , CSSH Hopiioti iiiacoLEOoTAiri cmov ZABUCTVHŽ OCBH PRO ROTORT. PÍCTÍCH I U R B U Nlzkolegovaná žárupevná ocal typu 1 % Cr, 1/4 * T patři Ta světovém měřítku k aejrozllrenějila rotorovým materiálů* vysokotlakých a etředotlakých atupfiA kondenzačních parních turbin nejvyliich výkonů. Používají j i a úspěchem prakticky všichni výrobci energetických zařízeni. Legovad base t i t o oceli, upravená pro velká výkovky turbinových rotord prflaira až 1 450 am zvýienýai obaahy manganu a niklu (max. 0,75 % každého z těchto prvků), zaručuje jejich proilecbtitelnoet a tin i rovnoměrnost vlastnosti T příč ných prořezech. V zarodí Turbiny o.p. Skoda, který je výrobcem kondenzačních parních turbin výkonů 110 a i $00 Wt, aa na rosdll od avětoveho trendu používá jako aateriál větěiny celokovaných rotorů VT a SI stupňů nlzkolegovaná CrMoeY žárupevná ocel 15 335. Její legovael báze zajišťuje vedle vysoká iárupevnoati dostatečnou úroveň mechanických hodnot výkovku rotora, ale vliven ne dostatečná prokalitelnosti pouze v povrchových oblastech, zatímco hodnoty ve vyvrtech jsou v důsledku přltoaaoati feritokarbidická struktury n i ž i l ClJ. RoHáblejSl sníženi hodnot v axiálních vyvrtech rotorů z oceli 15 335 značně snižuje jejich aateriálovou kvalitu a je nepřijeaná hlavně proto,že osa rotora běhen provozu zachycuje znační radiální tažná s i l y . Požadavek na přibližně stejná kvalitativní paraaetry oceli povrchu a podélná osy je tedy zcela oprávněny a byl hlavnla dftvodea k aplikaci oceli typu 1 % Cr, 1 * Ho, 1/4 * V v podmínkách o.p. Skoda. Její osvojeni v prvá řadě předpokládalo určeni charakteristik žarupovnosti vzhledem k tonu, že výsledky udávaná zahraničními výrobci ae navzájem natolik l i í í , že neposkytuji podklady pro jednoznačný závěr. Výsledky dlou hodobých zkoušek do lomu oceli, jejíž optimální složeni pro rotory daná valikoeti i ovedeno v tab. 1, uvádějí pro rotory anglická výroby B u c k ley a C a p l a n [2], M u r p h y a spol. [3] a B r a n c h a epol. [ 4 ] . průměrná hodnoty uváděná těmito autory jsou znázorněny křivkou 1 v Lersoa-Millerově diagramu na obr. 1. Sárupevná vlastnosti rotora sápadoněaecká výroby z oceli 30Crelo"iV5.11 středního cheaickáho složeni podle tab. 1 lze vyjádřit křivkou 2 na obr. 1 [ $ ] . Ve srovnáni a anglickými úda j i experimentální křivka udává n i ž l l hodnoty. 219 ^— if ,_, X l/l 3 «< J 5S0 © ÚDAJE EE, ERA (OCEL ICrMoV] '<& OCEL 30CrMoNiV 5.11 .(J) — •— « N ^ ROTOR 6T36 I ŠKODA) • 0 —.(...ROTOR -© «c 575 754* I ŠKODA I ROTOR M Í 2 I ŠKODA I ©- P.TIC.log.tl.W Obr. I . Laraoa-Mllerfir diagran oceli typu 1 i t e r , I S Ho, 1/4 * V 27CrtloHiV 220 Tabulka 1. Chemické aloienl oceli 27CrHoNiV pro rotory 7 Si Cr Hi Ho 0,78 0,25 0,91 0,73 0,71 0,32 ./ 1 0,70 0,30 1,10 0,70 1,20 0,30 2 Otmacenl C Hn - 0,27 0,30 Poznámka 6736 0,26 0,65 0,24 1,07 0,71 0,82 0,22 3 7546 0,30 0,76 0,30 1,02 0,78 0,89 0,28 6082 0,28 0,73 0,24 1,08 0,74 0,88 0,26 3 3 1 . optimální aloienl rotora anglické výroby pro průměry výkovků 1 190 mm [7], 2 - střední chemické složení oceli 30CrHoHiV 5.11 pro průměry výkovků 1 190 mm [5], 3 - tavbová analysa labnlka 2. Tepelné zpracováni rotorů z oceli 27CrHoHiV Rotor Proměř TÍkoyku Tepelné zpracovaní T«0 950 °0/14 h/olej + 690 °0/15 h/vzduch 6736 1 095 7546 795 950 °0/13 Volej + 710 °0/15 h/vzdueh 8062 975 950 °C/14 h/olej + 700 °0/16 h/vzduch Tabulka 3. Heebanické hodnoty středových oblastí rotorů z oceli 27CrHoNiT, vyrobených v o.p. Skoda Hotař Místo Srub zkoušky *.2 [HPa] 4> *Pt [HPa] S2H [J.cm-2] povrch tangenc. 681 844 17,2 vyvrt podélné 725 881 18,2 povrch tangenc. 762 20,4 vyvrt podélná 569 522 749 777 18,0 49,5 20,2 56,4 99 797 «,4 49,5 35 52,3 59 56,4 21 56,4 81 46 6736 7546 8082 povrch tangenc. vyvrt podélná 625 606 321 Rotora » ocele typu 1 » Cr. 1 % Ho. 1/4 % 7 Vlaatnoati ocali typu 1 * Cr, 1 * Ho, 1/4 S V, interní označená 27CrmoNiV, byly ověřovány na výkovcích rotorů 6736, 75+6 a 8062. Tavbová analysy lagotů jaoo uvedeny v tab. 1, tepalné zpracováni • tab. 2 a iJisti na mechanická hodnoty Tutovku v tab. 3. Výsledkem tepelného zpracováni rotoru í. 6736 a poměrně nickou popouStícl taplotou jsou relativně vysoká hodnoty aeso kluzu a aaaa pevnosti. Ukazatelé plasticity materiálu, jako taxnoat a kontrakco, vykazuji rovnáš velmi dobrou úroveň, podobná i vrubová houževnatost povrchových mlat roto ru, zatímco u axiálního vývrtu je její hodnota poměrní nízká! U dalálch dvou rotoru ae zvýšená teplota popouštěni pro dané chemická složení a roz měry výkovku ve arovnánl • rotorea 6736 projevila va snížených hodnotách meze kluzu a meze pevnosti, na druhé straně vSak va zlepSení vrubové hou ževnatosti zejaana ve vývrtovýcb partiích. InformativnějSl názor o houževnatosti aatariálu výkovků rotorů poskyt lo studium přechodová teploty, jejiž úroveň byla posuzována a výsledků zkoušek prováděných v teplotnla intervalu -60 ai 200 °C. Zkuíebnl aatariál byl odebrán z povrchu a a jádra středových oblasti rotorů, a to na povrchu v tangenciálním smíru, ve vývrtu ve smíru podélném. Jako přechodová teplota je oznaSován iaflsxnl bod experimentálních křivek znázorněných na obr. 2. Podlá tohoto hodnoceni aa její úroveň pro povrch rotoru č. 6736 pohybuje v intervalu 30 až 40 °C, ve vývrtu je mnohem vyšil, aai 100 °C. U dalších dvou rotorů lie pozorovat její snížení při celkově vyšil úrovni vrubová houževnatosti. V povrchových partiích není toto sníženi nikterak význaan* a představuje aai 10 °C. K mnohem průkaznějšímu zlepíenl dochází viak va vý vrtu, kdo dosahuje až 60 °C. žárupevnoet rotorů z oceli typu 1 % Cr. U m , 1/4 % V ť27CmoBiY) Experimentální výsledky zkoušeni zárupavnosti viecb tři rotorů jsou shrnuty v Lareon-Millerově diagramu na obr. 1, kde jsou zároveň porovnány a anglickými a německými údaji pro ocel atejného typu. Zakrealená křivky pro rotory vlaatnl výroby nevyjadřuji střední hodnoty sávisloati doby do lomu na napěti při zkušebních teplotách daného souboru experimentálních úda jů, ale byly zlákány výpočtem podlá aataaatickostatiatickáho modelu, vypra covaného ř o n d e v l o l e n a apol. [6]. Tento model byl aeatrojen na základě atatiatická analýzy souboru vý sledků zjištěných na 47 rotorach západoevropská výroby. Fro kvantitativní vyjádřeni meze pevnosti při teSenl aplikovali jeho autoři představu, se vlaatnoati oceli typu 1 % Cr, 1 * Ho, 1/4 % V při tečení závisí v podstatě na těchto faktorech: 200 1—i—i—i r T • (J) ÍIÍI/POVRCH ffl 6736ÍVÝVRT © 1 no - © Í0I2/P0VBCH 72«/VVvRT •«•• — / / 100 f f -"* / 0 ->0 y 4/, -30 0 20 SO i i 100 150 200 TEPLOTA I *C1 Obr. 2. ZiTialoat vruboví houževnatosti a* teplotě vcorkn s výkovků běhounů -V -Ql -QB -o> -42 l $ 41 V V T UKAZATEL PROKALITELNOSTI f t ] Obr. 3. Grafické vyjádřeni •atesatickoatatiatickébo modelu rypoitu iárupevnoati pro pod mínky 525 «0 a ÍOO 000 h 223 - ca ukazateli prokalitelnoati r, - na statické pevnosti v tahu při 20 °C, - na parametru teplote-čee (1/T). Vypočet M H pemoati při tečení dává výsledky, jejichž relativní chyba údajní nepřesahuje - 12 * [6J. Chemická složení a tepelní zpracovaní rotoru 6736! jeho! výsledkem jeou vysoké hodnoty maze pevnosti v tahu a meze kluzu, promítá aa i ve vy soké úrovni žárupevnoati (.obr. 1, křivka 3 ) , které je vyšil než křivka 1, charakterizující anglickou výrobu. Rotory 7546 a 8062, jejichž tepelné zpracováni odpovídá nižším pevnostním hodnotám a větší houževnatosti mate riálu, dosahuji nižší zerupevnosti (křivky 4 a 9 ) , kterou lze přibližně charakterizovat jako střed mezi anglickými a německými údaji. Procházl-li křivka pro rotor 6736 zkušebními body, je zřejmý vcelku přijatelný souhlas mezi výpočtem a experimentem. U rotorů 7546 a 8062 by se zárupevnost dala dostetsčně přesně vyjádřit pouze jedinou křivkou. Fro krátká doby do lomu je zřejmá, ze vypočtené křivky vyjadřuji aplie polohu dolního rozptylováno pásma nežli jeho strad. U dlouhodobějších zkouiek naopak představuji hrani ci horního pásma rozptylu. Rozbor výsledku Regresní rovnici vypočtu zerupevnosti podle matematicko-statistickáho modelu lze pro konkrétní případ 6jp/525 °C/105h vyjádřit diagramem aa obr. 3, který udává závislost uvedené veličiny na koeficientu prokalitel noati r pro různé hladiny pevnosti v tahu. Z diagramu je zřejmé, že struktury a vySSÍmi koeficienty prokalitt1nosti (více kalené) se vyznačuji nižíí zerupevnosti. Poměrně vysoká záru pevnost rotorů anglická výroby, charakterizovaní křivkou 1 na obr. 1, je zřejmě dána tím, že ae pro určité průměry výkovků předepisuje taková che mické složení, které lze vyjádřit ukazatelem prokalitelnoati blízkým nule. Tepelným zpracováním na vyiil pevnost lze dosáhnout stavu, kdy celkovým vý sledkem výroby a zpracováni rotorů je vysoká zárupevnost. Rotory německá výroby lze charakterizovat vysokými ukazateli prokalitelnoati v souvialoati se zvýšenými obsahy uhlíku a hlavně molybdenu; tím je i jejich zárupevnost niiíí, zejména v těch případech, kdy ae volí tepelné zpracovaní, která ne zabezpečí úměrně vysoké hodnoty meze pevnosti v tahu. V tom tkvi tady hlavni příčina rozdílů v žárupevnoati rotorů anglické a německá výroby a z obecného hlediska i základní principy ovládání vlast ností rotorů z ocele 27CrHoHiV, k nimž uvedený matematicko-statisticfcý mo del dává kvantitativní podklady. Z tohoto hlediska lze hodnotit i žárupev- 224 noet rotorů vlastní výroby. Výkovek č. 6736, charakterizovaný ukazatelem prokalitelnoati 0,13, doaabuja při vysoké hodnotí aate pevnosti v tahu vy soké žárupevnoati. Chemické složeni dalilch dvou rotora (7546 a 8062), ne příliš rozdílné od prvého případu, znamená v důsledku aanSleh průměrů vý kovku zvýSenl hodnot ukazatelů prokalitelnoati (o,66 a 0,44), co£ při niž ších hodnotách ateze pevnosti v tahu je v souladu a experimentálními údaji žárupevnoati. Z hlediska dalilch materiálových charakteristik je třeba respektovat i to, že výhodná žárupevná vlastnosti málo kalených struktur, šlechtěných na vysokou pevnost a nižíl odolnost proti tečeni oceli a vysokými ukazate li prokalitelnoati, jaou doprovázeny opačnými relacemi, pokud jde o úroveň přechodová teploty a houževnatost materiálu. Závěr Na třech výkovcích turbinových rotorů byly sledovány vlastnosti oceli typu 1 * Cr, 1 % Ho, 1/4 * V (27CrHoHiV). Účelem studia bylo vytypovat opti mální faktory chemického složení i tepelného zpracováni a charakterizovat její vlastnosti, zejména žárupevná. Ze zjištěných výsledků je nožno vyvodit tyto nejdůležitější závěry: a) Žárupevná vlastnosti oceli 27CrHoNiV lze ovládat pro daný průměr rotoru změnami faktorů chemického složení a tepelného zpracováni podle zásad vyplývajících z oatematicko-statistického modelu výpočtu žárupevnoati [6]. b) Dosaženi vysoké žárupevnoati předpokládá pro daný průměr rotoru chemic ké složení charakterizovaná koeficientem prokalitelnoati blízkým nule a tepelné zpracováni, které zabezpeSl vysoké hodnoty mess pevnosti v tahu. c) Za těchto podmínek ae bude dosahovat nízkých hodnot vrubové houževnatos t i ve vývrtech rotorů v důsledku vysoké úrovni přechodové teploty. Literatury [ l ] K r u m p o a , J. - V a n ě č e k , ? . : Skoda Revue, 1977, 6. 1 [!] B » c 1 i j , ř . - C a p l a n , 11.4.: Joint International Conference on Creep New Tork-London, 1963, paper 65 /6-67 [2] H u r p h y , H.C. - O u v a 1 , D. - C h i t t j , i . : Symposium on heat reeiatant metallic materials, Praha 1964 [4] B r a n c h , O.D. - H a r r i o t , J.B. - H u r p h y , H.C.: Konference "Eigenachaften warmfeater Stáhla*, Duaaeldorf 1972 225 [5] Iraabaiaaa dauachar Zaitatandvaraocha laagar Dauar, Ooaaaldarf 1969 [6] F « n 1 i T 1 o 1 i , 1 . - B « 1 1 i i i I t , R, • C o • 0 n , J . • S t h i i f i r i t i i i , ! . : Rama da Matallurxla, Nor. 1972, a. 753-766 226 Ing. Milan G o t t w a l d - i n g . Rudolf l e g . Venane W a 1 d • r , C S c , flSSH 0 1 a d i i - SOVÍ OCEL PRO JAPERHOU EKERQETBCU HA BaZI Cr Bo Hi Mb Pouíiti rychlých reaktora a tekutým sodíkem jako chladicím mediem v energetice přináší a aebou požadavky na vyroj nových konstrukčních oce li. U parogenerátoru, jež zde pracuje jako výměník tepla nati tekutý* aodiken a vodní párou, používají ae z mnoha důvodů, zejména ve výparníiová časti, nlzkolegovaná chroa-molybdtnová oceli. Ve srovnáni a klasickou energetikou podmínky provozu těchto parogenerátoru viak kladou na konstruk ční aaterlál řadu neobvyklých požadavku [lj, [ 2 ] , L3J. Některá z nich, jako je např. požadavek dlouhodbá odolnosti proti přenoeu uhllkm, významně zaaahujl do konstituce oceli. Dřívější zahraniční výzkume práce v oblasti studia odolnosti nlzkolegovanýcb oceli proti odubliSovánl v tekuten sodíku [4] ukázalý, že horní hranice obsahu uhlíku v oceli 2,25 Cr 1 Mo, jež za daných podaínek (obsah kyslíku v sodíku 10 až 30 ppa; nomonoaetalická sayika při teplotě zkoušení 620 až 670 °C) nevykazuje přenos uhlíku, je pouze 5.10 -3 až 0,5.10 % C. Vzhledem k toau, že komerční výroba tohoto typu oceli a obeahen uhlíku pod setinu procenta je za použiti běžných technologii a zařízeni nereálná, byla na sníženi obsahu uhlíku v tuhén roztoku daná oceli použita etabilizace.tj. vazba uhlíku na relativně málo rozpustná karbidy. Optimálním řešením pro stabilizaci uhlíku je použiti niobu [ 5 ] . Za předpokladu etechiometrickeho poněru obsahu niobu a uhlíku lze na základě výpočtu [6] předpokládat jří teplotě 650 °0 v tuhám roztoku pouze aai 6.10"5 % C, což je mnohem maně než je uvedená hranice. Použiti niobu jako stabilizačního prvku se tedy jeví jako velmi efektivní, a to i z dalších hledieek, jako je stabilita dieperzity sekundárních fázi, stabilita velikosti zrna a tía tedy i > hledieka dlouhodobá atáloati mechanických vlastností. Všeobecná vyeoká strukturní stabilita ja dána skutečnosti, že změny diopertity při dlouhodobá exploataci za zvýšených teplot jaou funkci difúze a koncentrace karbidotvornáho ko vu v tuhám roztoku. Niob však vykazuje nízká hodnoty obou faktorů i při dosti vysokých teplotách. Pro teplotu 500 °C a stschiometrický poměr obsa hu Kb a C jde o: D [Kb] v Feot * řádově 1 0 " 1 7 cm* a" 1 [KbJ Feor • 2,7.10"* at. » Kb 227 Foužitl niobu jako stabilizačního prvku vsak zp&aobuja, ze ocel aa poněkud odlišuje od klasické oceli 2,25 Cr 1 Ho. Je to zejména dualedkem: - působeni hrubých karbonitridu vznikajících eutektíckým mechaniamem při tuhnuti oceli; - vzniku a půaobenl karbonitridu niobu v auatenitické a feritické oblasti - působeni niobu r tuhém roztoku Fef při tváření a tepelném zpracováni; - vzniku a pflsobenl dálil precipitujlci fáze ře,Hb ve feritické oblasti; - vzniku a působení eutektických karbonitridu niobu u svarových apojA v zó ně atavenl. Charakteristickým ryeem karbidu reap* karbonitridu niobu je jeho malá rozpuatnoat v oceli. To je také přííinou toho, ze precipitace začíná již při tuhnuti oceli. Vzniklé eutektické Sástice jsou značně velké, takže ne gativní ovlivňuji mechanické vlaatnosti analogicky jako působeni velkých vměatko. TABULKA 1. VLIV DISPERZITY KONVENCNM TEPELNÝM ZPRACOWNIM „NEOVLIVNITELNEHO" PRECIPITÁTU NA HODNOTY MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ KONVENČNI ZPRACOVANÍ "^ r l2SO°/2h/VZ0 1030 560 240 750°/2h/vZ0 340 )030yih/VZD 492 3Z1 650"/ 2 h / VZD 349 531 28J LEGENOA. PARAMETRY TEPEL. ZPRACOVÁNÍ 602 _Íl 750»/2h/VZD 272 472 36,0 Důsledkem sale rozpustnosti je i akutagnost, že při normalizačním 21hAal můžeme při austenitizaci rozpustit a tedy alt k dispozici pro dálil řízenou precipitaci pouze melou část karbonitridu přítomného T oceli ( T pří padě oceli a 1 Sí Kb je to Báně net 20 * z celiho anoiatvl precipitatu). Pře lo z hlediska mechanických vlastnosti aá významnou úlohu disperzita i té části precipitátu, již nelze tepelným zpracováním pozitivně ovlivnit (viz tab. l)[7j. Rostoucí celkový podlí karbonitridu se projevuje ve zvyiovénl podílu hrubých částic [8], které nepřispívají k precipataSnlnu zpevněni, ale na opak v případě nižil plasticity matrice (např. v případě nepolygonilnl for my feritu) působí negativně, jak dolním tuje obr. 1. 600 _A A \ A 500- •ft ^ * 400- . > o __; 300 o o • * + 200 •;* + + — + . _ 1030 "C / 1 h / - v = 3 . 9 5 - ^ 100- _ . o — 1 0 3 0 ' C / 1 h / - v = 2.45 ^ T E P L . P O P . 6 5 0 *C - - 4 - - 1 0 3 0 •C/1h/-v =0.88-^ 0.4 a5 HM. V . 0,6 0.7 0.6 PRECIPITÁTU V OCELI Obr. 1. Relace celkového množství precipitátu a £ , přebytek niobu nad stechiomatricky poměr dále snižuje rozpustnost kar bonitridu a tla i efektivnost tepelného zpracováni z hlediska regulace přís pěvku precipitaSnlho zpevněni. Přebytek niobu nad stechioaetrický poměr muže viak zvyšovat i příspě vek precipitaSnlho zpevněni precipitaci fáza Fe 2 Nb. Množství niobu, jež je 229 při použité teplot! auatanitizace v tuhém roztoku, ovlivňuje strukturní formu aatrica (vis obr. 2 ) . Negativním ufiinkea přebytku niobu je xvyeovánl tranzitní teploty (vis obr. 3 ) . AUSTENITIZACE 1030 • C . 10 mm 1000 —TAVBA B TAVBA A 900 ••Z- • • - • A .< F K . V < i 700 ^, s0 ... „ ("' ^ =* 1 , 5 "5 • 10 20 40 1 no ' j •» ^ 1 400 ^ •> B. K ° . ,»" " • 200 U0 [' 1000 2000 ČAS CsJ Obr. 2. Posunuti oblasti tranaformacl při plynulém ochlazováni vlivem obsahu Mb Použití niobu zhoršuje tvářitelnoat zateplá ve srovnáni a ocelemi bez niobu. Z výzkumu prováděných na ocelích s cca 0,1 % Nb nevyplynul dosud jednoznačný závěr, zda hlavni přišinou je bržděni rekryatalizace působením substituční rozpuštěných atomu niobu nebo působením precipitace jemných částic na dislokacích, která je inhibitována deformaci. Zřejmě jda o urči tou superpozici obou těchto dějů. Podle našich zjištění ae na zhoršení tvářitelnoati zateplá u studovaného typu oceli 2 1/4 Cr lio Hi Nb mohou podílet i eutektické karbonitridy niobu. Z hledisku tváritelaosti zaatudena nefiinl ocel a niobem potíže. Existence disperzních fázi u nízkolegovanýcb oceli způsobuje obvykla zhoršeni jejich svařitelnosti. fouzitl niobu jako stabilizačního prvku mú ze vést ke zvýšeni křehkosti tepelně ovlivněného pásna svarových spoje, a to v oblaati přehřáti. Na tuto okolnost upozornili i někteří zahraniční autoři [9, 10]. V práci Qll] bylo prokázáno, že u táto Nb stabilizovaná oceli dochází k výraznému spevněnl a zkřehnuti zóny přehřáti. Zvlášť kritic ký je značný posun tranzitní teploty do kladných hodnot. Uvedené změny vlastnosti jaou dávány do souvislosti ae změnami struktury v táto oblasti svarového spoje s s rozdílnou morfologii karbonitridu niobu. Cáat karbonit- 230 TEPLOTA POPOUŠTĚNI (SO "C • / / • v • 2.45 / / / / / V -—V 0.1 0.2 HM. V . PŘEBYTKU O.S 03 Nb Obr. 3. Vliv přebytku Nb na hodnotu TI ridů niobu se při ohřevu nad teplotu 1 150 °C rozpouští. Při teplotě okolo 1 300 °C dochází k růstu a vylučovaní karboniteidů ve tvaru plošných dendritickjch iltvard na povodních hranicích zrn. Hostoucí obsah niobu u dané oceli je předpokladem pro vznik vStšlho imoístvl dendritických útvarů karbonitridů na primárních hranicích zrn při ohřevu aa teplotu 1 300 °C. Na základě literárních údajů [9, 10] a experimentálních výaledkft studia na dvou provozních tavbách, jejichž chemické složení uvádí tab. 2, lza přij mout předpoklad o vlivu přeatabilizaca na pokles vrubová houževnatosti. Tabulka 2 Tavba C Ha Si P S Cr Ho Ni Nb N A 0,062 0,54 0,23 0,014 0,015 2,39 0,90 0,52 0,58 0,014 B 0,073 0,43 0,34 0,014 0,009 2,12 1,04 0,45 1,11 0,016 Svar. kov 0,059 0,63 0,33 0,009 0,017 2,38 0,80 X/ 0,35 X/ 1 / Neanalyzováno 231 Z obr. 4 jsou zřejmé nižil hodnoty vrubové houževnatosti tepelní ovlivněn* zóny i základního materiálu tavby B a vyíší hodnotou stabilizačního poměru. Samotni exiatenca eutektik karbonitridu niobu v oblaati přehřátí pravděpo dobně není podmínkou určující pokles plasticity, neboť jejich výskyt byl prokázán v obon námi sledovaných tavbách. Významnou úlohu u vrubová houžev natosti nože dál* mít vliv přebytku niobu (nad atechiometrický poměr) na •trukturu tepelně ovlivněná zóny. Přebytek niobu způsobuje posun křivek v rozpadovém diagramu (viz obr. 2) a tudíž zvolení podílu hrubozrnnáho bainitu ve struktuře tepelné ovlivněné zóny. Hodnoty meze kluzu a meze pevnos ti svarových spojů při normálních i zvýšených teplotách jsou vyáií u tavby B (s vyiiím stabilizačním poměrem) a jejich závislost na teplotě vykazuje shodný trend u obou námi studovaných taveb A i B (obr. 5 a 6 ) . 400 TAVBA A S PREDEHREVEM TAVBA A BEZ PŘEDEHŘE VU TAVBA B S PŘEOEHŘEVEM TAVBA B BEZ PŘEOEHŘEVU ZKUŠEBNÍ TEPIOTA 0 2 i VZDÁLENOST »20 -C 6 8 10 00 STŘEDU SVAROVÉHO SPOJE 12 * Cmml Obr. 4. Vrubová houževnatost po příčnám řezu svarovým spojem Závěrem lze konstatovat, že řeiení problému strukturní stability za zvýšených teplot a zejména problému zamezení oduhliiování feritických nízkolegovanýcb oceli v prostředí tekutého sodíku pomocí stabilizace niobem je velmi úiinná a výhodné. Použití niobu jako stabilizačního prvku však přiná ší a sebou některé specifické problémy, vyplývající z malé rozpustnosti kar bidu reap, karbonitridu niobu. Významným činitelem omezujícím některé nežá doucí vlastnosti je dodržení stechiometrickáho poměru mezi niobem a uhlíkem a dodržení technologických podmínek tepelného zpracováni. 232 TJWBA A-S PREDEHREVEM 0,? 100 0 20 V 450 500 550 t C*CJ Obr. 5. Mechanicko v l a s t n o s t i tavby A v z á v i s l o s t i na t e p l o t ě TAVBA B - S PREDEHREVEM 6 PPC « ' S I 0.2 . - 22, ] C N.mr,i' R ZM [ Jem"2 ] £;«^R 450 500 Obr. 6. Uecbaniclcé vlastnosti tavby B v závislosti na teplotě 233 Literatura [ l ] F a t r i a r c a , F . - H a r k v e a s , S.D. - D u k a , J . U . : Sborník International Conference on llateriala f o r Nuclear Steaa Gene r á t o r e , Gatlinburg, Tenneaaee, September 9 - 12, 1975 W I i H e r , f. - G o t t w a l d , H. - K u č e r a , J . a d a l a l ; F e r i t i c k o - p e r l i t i c k á a b a i n i t i c k á o c e l i pro PO-RE - vyzkumn* správa, VUK£ Dobrá, srpen 1974 [ ] ] t u i t r a , J. • M o r c i n e k . F . - F r n k a . T . - w a 1 d t r , V.: Sborník z I I I . konference o lomech materiálu, Vrátná D o l i na, kveten 1976 [ 4 ] E r a n k o t a , J.L. S . 9 , a. 2515 - 2523 l n i jo , J . S . : Met. Trauaaction, 1972, [ 5 ] L o r e n z , K . - K r a n z , E. - F a b r i t i u a : b e r i e h t e , 1970, naft 10, a. 564 - 568 Klepzig Fach- [ 6 ] * a l d e r , V . - G o t t w a l d , H. - C l a d i s , B . a dálil: F e r i t i c k o - p e r l i t i c k é a b a i n i t i c k e o c e l i pro PO-RB - výzkumná zpráva, VdHZ Dobrá, únor 1977 [ 7 ] G o t t w a l d , M. - w a 1 d e r , V. - P r n k a . T . : Develop ment of a t e e l a f o r 1HBE ateam generators. /Československo-japoneké sympozium/', Tokyo, březen 1977 [ e ] W e l d e r , V. - G o t t w a l d , li. : v e sborníku "V mezinár. aymp. o žárupevnych kovových materiálech", 1 . dli,a.71-64,CSVTS,Vsetín, 1976 £93 K r a n z , E. - F a b r i t i u a , H. - L o r e n z , K.: Sborník Proceedings of a symposium held at the Materials Engineering Congress, Cleveland, Ohio, October 1970 [ l o ] G e f f r o y , B.J. - V a l i b u s . L . ; Sborník v i z odkaz [9] [11 ] B e r n a a o v a k ý , F . : Overenie zvaritel'nosti ocele typu 08 Cr 2,5 Ho 1 Nb 1 pomocou zariadenia Thermorestor-w, vyzk. zpráva, VÍZ B r a t i s l a v a , 1975 234 Doc. Ing. Václar F i l o u i , DrSc, CSSB svABrmurosT VTSOKOPRVNIJ HÍCTMOB OCELI Fro rozměrné konstrukce energetického strojírenství se T O.p. Skoda uvažuje mino jiné téř a vysokopevnou oceli CSK 41 6224, báze NiCrlIoB. Sva řitelnoat vysokopevné NiCrHoB oceli je nutno na zékladi dosud liskaných poznatku hodnotit komplexně, a to podle ukazatele technologie výroby oceli, konstrukce a podle ukazatele provozu svařované konstrukce. Svařitelnoat by la hodnocena podle chemického složeni, pevnostních a plastických vlastnos tí základního materiálu, svarového kovu a teplem ovlivněné zóny. Vlastnosti svarového spoje studované oceli byly sledovány přímými zkouškami ověřitelnosti, výpočtem podle parametrických rovnic a rozborem procesu svařováni, uskutečněného s různými svařovacími parametry. Vlastní zkouSkv V práci je hodnocena svařitelnoat zuSlechtěné vysokopevné konstrukční oceli fiSH 41 6224. Ocel je nlzkolegovana báze NiCrHoB, mikrolegovaná vana dem. Vyrábí se v tloušťkách do 50 mm a mé zaručenou hodnotu meze kluzu 690 HPa. Svařitelnoat byla řešena pro možnost pouliti oceli 16 224 při stavbě energetických zařízeni. Směrné chemické sloíení oceli 16 224, včetně eložení plechu tloušťky 1$ mm, které byly použity na zkoušky, jsou uvedeny v tab. 1, kde je rorněí uvedeno směrné chemické složeni přídavného materiá lu a složeni materiálu pouí-tého na zkoušky svařováni v ochranné atmosféře C0 2 * Přídavný materiál je shodný s materiálem Vtfz-C 80. předností vysokopevné oceli 16 224 je, že. její mikrolegovánl snižuje nutný obsah uhlíku, a tím příznivě snižuje i hodnotu ekvivalentu uhlíku C-. Hikrolegovánl umožňuje svěřovat oceli vysál pevnostní skupiny s nízkými teplotami předehřevu LIJ. Příznivě působí na zúžení Šířky teplem ovlivněné zóny a především na šířku prohřáté zóay, protože oblast růstu primárních zrn se posouvá do oblasti vyšších teplot. Ha druhé straně mikrolegovánl nepříznivě působí z hlediska tvorby tenkých obálek sulfositridfl a karbonitridů na hranitích primárních zrn, což může véat k tvorbě trhlin •• horka a k náchylnosti oceli k lamelárnlm Štěpným trhlinám při svařování především v tepelně ovlivněných zónách. Tabulka 1. Saarné cbsaické slátaní oceli 16 224, chaaieM sloianí placbft tloušťky 1$ aa a cbaaické aloiani pridaTnábo aatariálu podia VOZ-C 60 Oeal Cbaaicks sloianí C Hn SI as* 41 6224 0,12 0,70 0,15 - aaárn* alolanl 0,18 1,00 0,16 Přidaný aatariil VÍZ-C 80 tííůmxaý aatsriál [* baotnosti] S Cu Hi Oř Ho B aaz. aaz* aaz. 0,70 0,70 0,30 0,002 0,35 0,025 0,025 0,50 1,00 1,00 0,50 0,006 0,03 0,91 0,26 0,018 0,019 0,06 0,92 0,89 0,26 0,053 0,03 0,05 1,80 0,60 aax. aaz. 1,30 0,40 0,40 - sněme slocaní - 0,10 - 2,10 0,80 0,025 0,025 1,70 0,60 0,60 Přidaný Batsriál Vfc-C 80 - elaktrodový drát 0,08 1,80 0,62 0,019 0,019 1,68 0,52 0,54 - 0,01 CSN 41 6224 P - alosaní placbft T 0,02 V lat 236 Hodnocení evařitolnoeti podle paraantriclrfch rovnic Teoretické poaouzení ověřitelnosti vysokopevnych mikrolegovaných oce li není v současné dobi zcela ujednoceno, protoie nejsou k diapoziei para metrické rovnice, které by zcela nahrnovaly účinek mikrolegujících prvko [2]. Portia podkladu IZW-IIS lze ai.anovit ekvivalent uhlíku Cg podle oavědčené rovnice [3]: Hn o_ = o • — ^ 6 Cr + Ho • V + Hi • Cu + 5 • 15 priiemi tloušťku do 20 an a hodnotou Cg msnií než 0,40 lze svařovat bez předehřevu a bez omezeni teplotního příkonu. Ekvivalent uhlíku pro ocel 16 224 je Cg, - 0,613, pro svarový kov je Cg2 • 0,708. Ocel je podmíněně ověřitelná, t j . musí se při svařování předehřlvat nebo připadni svařovat a limitovaným teplotním příkonem (dtto A/.). Parametr praskavosti podle Ita a B a a a y a Qs3 i* dan rov nici Si lln Cu Hi Cr 1(0 V 30 20 20 60 20 15 10 • 5B + a • • H " 600 + — 60 kde a je tlouštka plechu TaaiJ, B - obsah vodíku [cm3/100 g], Podle autoru [5] aa trhliny v tepelně ovlivněné zóně nevyskytují, je- l i P c < 0,30. Při P c > 0,38 ;ie třeba při svařování bez předehřevu počítat s tvorbou trhlin. Při obsahu vodíku 1,5 car/100 g v základním mate riálu je P c l • 0,354. Te evarovém kovo a obsahem vodíku 3,5 earVlOO 8 je P C2 * °>340. Z ekvivalentu odolnosti ocelí proti vzniku trhlin lsa usuzo vat, že ocel i svarový kov vzdorují vzniku trhlin. Kritická rychlost ochlazování v zóně pod navařenou housenkou v, ["ca" 1 ] je podle I t e y n i e r a [6] při teplotě 300 °C, při které vzniká iiatě aartenzitická struktura, dánu rovnici: log v x » 3,00 - (4.62.C + 1,05 Kn + 0,54-Hi • 0,50 Cr + 0,66 Ho) Pro základní materiál je kritická ochlazovaei rychlost 5 614 0 C.h _ 1 , pro svarový kov je 590,6 °C.h . I kdyS aa u svarového kovu tvoří atruktura nlzkouhlíkového martenzitu, je auetenit velmi stálý a rozpadá se za poměrně nízká ochlatovací rychlosti. 237 náchylnost ocsll k vzniku trhlin za horka při svařování vyjadřuje pa rametr HCS podle K o h i r y [i]. Pro studovanou ocel je HCS, ' 2(316, pro averovy kov HCS2 « 0,981. Podle parametru HCS nejsou oosl a evarovy koT náchylné k vzniku trhlin za hor'* tehdy, mají-li obsah síry n i U l ne* 0,020 * [ l ] . I t o Sklon oceli k vzniku *tíhacich trhlin" vyjadřuje parametr p__. Podle a N a k a n i s h i 8 lze peraoetr PSR vyjádřit rovnicí P SR « Cr + Cu + 2*0 + 10V + 7 Nb + 5 Ti -2 Je-li Pgj vit*! než 0, je ocsl náchylná k vzniku "žíhacích trhlin*. Je třeba připomenout, že parametr nevyjadřuje vliv niklu a siry a tudíž při obsahu niklu 0,92 % platí pro vr-lmi nízký obsah síry. při obsahu síry 0,019 *'l»e předpokládat, ze jsou splněny podmínky a že ocel při P SK . • • 0,23 a avarový kov při Pggj • - 0,28 nabudou náchylná k vzniku žíhacích trhlin. Teplotu předehřsvUj kterou lze vyloučit tvorbu trhlin, ja možno vypo čítat z parametru praskavosti P c z rovnice 392 C°o] Pro chemická složení studovaná oceli je teplota předehrevu Vpí * * 117 °C, pro svarový kov js Tp2 • 97 C. W i n n £9] vycházel při vypočtu teploty předehrevu z výsledku zkou šek praskavosti CTS i z skvivalentu uhlíku. Pro náé případ js teplota předehrevu studovaná oceli 98 °C a pro sva rový kov 119 °C. Teploty předehrevu se podstatně nelili od hodnot vypočíta ných podle [e]. Podle S a t o h a Clo] lze teplotu předehrevu počítat z chemickeno složeni a využitím faktoru tuhosti. Pro tlouíťku plechu 15 mm je teplota předehrevu 119 °C a pro svarový kov a obsahem vodíku 3,$ car/100 g je teplota předehrevu 136 °C. Teploty předehrevu jsou přibližně shodné s teplotami předehrevu počítanými podle [8, 9]. Z hlediska rozboru kritická ochlazovacl rychlosti je důležitá hodnota tvrdosti, kterou lze počítat podle vztahu Cil]: HV « 90 • 1 050 * C • 47 * Si + 75 * Mn + 30 í Hi + 31 * Or 238 Pro základní materiál je při kritické ochlazOTací rychlosti, při níz ae tvoří 100 * urtenzitu, H V , ^ « 393, pro svarový koř HV « 40*. Hod noty tvrdosti odpovídají struktuře nízkouhlíkového martenzitu. podle I t o [12] lze vyjédřit účinek prvku na křehkost přechodu zi základním Materiálem a svarovým kovem parametrickou rovnicí Ba = C - Cu Ni Uo 6 5 11 + 4S r které platí pro struktury s převládajícím martenzítem a bainitem, tj. pro dobu chladnutí v intervalu teplot 800 ei 500 °C ~ 11 a a rovnicí Hn P BB —0 + • ^ 10 Cu + Cr Ho Ni + _+ — + — — 6_ — 12 13 50 které platí pro struktury feritu a horního bainitu, tj. pro dobu chladnutí v intervalu teplot 800 až 500 °C /N/ 50 S . S využitím rovnic je možno stanovit tranzitní teploty pro přechodovou oblaat mezi základním materiálem a svarovým kovem a připadni mezi samotný mi housenkami svarového kovu podle kritéria 50 % houževnatého lomu v průře zu zkoušeného tělíska. Regresní přímky jsou uvedeny na obr. 1 a 2. Obr. 1. Regresní přímky pro stanovení tranzitních teplot podle parametrické rovnice P, BA Pro námi studovanou ocel je parametr P ^ , » 0,0195, s přechodovou tep lotou podle obr. 1, -10 °C. Pro everovjř kov je t ^ , » -0,272 a přechodovou 239 teplotou -50 °C. Pro základní materiál je parametr P - ^ * 0,336$ a přecho dovou teplotou podlá obr. 2 22 °0. Fro svarový kov je Pggj • 0,3143 a pře chodovou teplotou 18,$ °C. Z uvedeného vypočtu je zřejmá, ío při ověřováni není vhodné přilil zvyšovat teplotu předehřevu, protože aa podstatní zvyiuja přechodová teplota oceli i svarového kovu. US H20 Q25 q30 Í35 QtO "^ Obr. 2. Regresní přímky pro stanoveni tranzitních teplot podle parametrická rovnice P ™ Fodle dosažených výsledků lze konstatovat, ze mezi výsledky získanými s využitím parametrických rovnic při hodnoceni ověřitelnosti oceli 16 224 je vzácná anoda, i když všechny rovnice nerespektuji vliv mikrolegovánl. S využitím parametrických rovnic je možno vytyčit, která problémy jsou při relací svařitelnoati určující, a ověřit je přímými zkouSkami ověřitelnosti podle ukazatalA tiskaných při řešení svařitelnoati oceli s využitím paramet rických rovnic. pnrt-Yniry svařováni k dosaženi celistvých svarových apo.io Pro stanoveni vlastnosti tepelně ovlivněné zóny pod navařenou housen kou v závisloati na množství vneseného tepla byla použita návarová zkouška [ 2 ] . Hávarovou zkouškou byla zjišťována nejvyšší tvrdost dosažená v oblasti tupých svarových spojů, a to v závislosti na teplotním příkonu v rozsahu 10 ai 35 k j . c n . Tyaledky jsou na obr. 3. Vrubové houževnatost byle zjišťo vána na těliscích návarovych zkoušek za teplot -20 a -40 °C, při kterých se 240 zaručují hodnoty vrubová houževnatosti octli, r. to jako prflatr ze tří zkouiak za souíaaného sledováni minimální hodnoty (přadpia "in. 3$ J.ca ) . Průběh hodnot vrubová houževnatosti v závislosti na teplotní* příkonu je znázorněn na obr* 4. 460 - -"" -». \ \k 360- X \ V- " — -o- -o- 30 35 300- ?«1 5 K 15 20 17 //////•'///A 25 23 _ k.l.Rnf Obr. 3. NejvySší hodnoty tvrdosti v oblasti nivaru v závislosti na teplotním příkonu Obr. 4. Proběh hodnot vrubová houževnatosti v závislosti aa teplotní* příkonu a teplota přeráženi 241 Z obou proběhu je xřajna, te •hodný teplotní příkon pří svařováni oeali 16 224 je v roxaataa 17 ai 23 kj.cm"1, kdy ja dosahováno při tvrdosti 360 al 420 HV výborujících hodnot Truboré houievnatoati, a to při teplot! -40 °C, 35 ai 50 J.eeT2 a při taploti -20 °0 55 a* 85 J.czT2. Tabulka 2. Výsledky zkoušky praakaToati Takkan Taplotnl příkon kJ.caT teplota předehřavu 1 °0 Híato t r h l i n y % lomí průřez kořán povrch ~10 20 100 100 100 ~10 100 100 100 100 ~10 150 25 10 0 ~10 200 0 0 0 ~12 20 100 100 100 ~12 100 5 5 0 ~12 150 5 0 c ~12 200 0 0 0 ~13 20 3 0 0 -v 13 100 0 0 0 -13 150 0 0 0 ~13 200 0 0 0 20 0 0 0 100 0 0 0 20 0 0 0 -14,5 ~14,5 ~15 | Trhliny sa studena způsobené útinkea vodíku íxe stanovit xkouSkou Tak kan. Ty>ledky zkouiky praakavostl IVVken jaou uvedeny r tab. 2 . V tabulce jsou hodnoty teplotního příkonu, teploty předehřavu a údaje o mlat! vzniku trhliny. Naceliatvoat je vyjádřena procentea lonu • kořeni, v průrazu zkušeb ní housenky a na jejlat povrchu, vyaledky zkoušky praakavoati Tekkan naavědčuji, ta teplotu předehřavu lze podstatně snížit a v některých případech i vypustit, a to v sávislosti na teplotnln příkonu. Ha základě zkoušky Tekkan lxe definovat vyakyt trhlin v závislosti na teplotní* příkonu a na teplot! předehřevu, jak ja zřejmé s obr. 5. Vyaledky vyjadřuji rozsah všech trhlin v kořeni, v průřezu zkušební housenky a na jejín povrchu vidy ze Styř vzor ku zkoušky. Í42 150 TEPLOTA PŘEDEHŘEVU 5. Výsledky zkoušky praakayosti Tekken 7 závislosti na teplot ním příkonu a teplotě předehrevu výsledky zkouSky Tekken byly konfrontovány a vyeledky získanými rozbo rem diagramu anizotermnlho rozpadu austenitu atudované cseli, stanoTeného ochlazováním zkušebních tělisek z teploty 1 300 °C (viz obr. 6 ) . Z rozboru rychlosti cíiladnutl v oblasti teploty 300 °C a doby chladnuti v oblasti teploty 600 »i 500 °C vyplývá, že u oceli typu NiCrHoB se nabudou tvořit trhliny, jestliže doba chladnuti buda vysál net 10 a. Z diagramu AHA vyplý vá, ze za těchto podmínek vzniká struktura bainitickébo charakteru. ? <. e 8 to ?o « 60 IOO íooo nox ČAS ti] Obr. 6. Diagram anizotermnlho rozpadu austenitu o c e l i 16 224» stanoveny z eustenitizafinl teploty v 1 300 e c 2*3 Hodnoceni výsledku Rozborem metalurgie výroby (vybraní suroviny, elektricko obloukové pece, vakuování v pánvi) a rozborem chemického složeni bylo zjištěno, ze při výrobě oceli byly vytvořeny podmínky, které téměř vyloučily nachylnoati oceli NiCrHoB k vzniku trhlin za horka při svařováni plechu tloušťky 15 mm. Nasvědčuje tomu především příznivý obsah nečistot, kdy při obsahu síry 0,018 % a při obsahu niklu 0,92 1 byla potlačena náchylnost oceli k trhlinám za horka na minimum [13]. U vysokopevnych oceli je především nebezpečí vzniku trhlin za studena, která způsobuje až 90 % defektů ve svarových spojích £lO, li]. Náchylnost k trhlinám za studena oceli HiCrlloB byla určována podle parametrických rov nic (5), kterými bylo zjištěno, že ocel vzdoruje tvorbě trhlin za studena při svařováni. Hodnoty parametrických ekvivalentu jsou však v rozsahu mez ních hodnot F c 0,30 až 0,38, tj. tvorba trhlin za studena není vyloučena. Přímými zkouškami návarovymi a zkouškami Tekken bylo zjištěno, že vý skyt trhlin oceli NíCriloB je závislý na teplotním příkonu a na teplotě předehřevu. Trhliny za studena lze vyloučit teplotním příkonem vyšším než 17 kJ.cm . Přitom teplotní příkon se nedoporučuje vyšší než 23 kJ.cm ,ji nak je nebezpeil vzniku trhlin za horka. V oblaati teplotních příkonů 17 až 23 kJ.cm byly zjištěny za provozních teplot -20 a -40 °C hodnoty vrubové houževnatosti, které splňuji předpis daný normou CSN. Teplotním příkonem lze snížit rychlosti chladnuti a prodloužit dobu chladnuti, tak jak je uve deno v tab. 2, parametry svařováni je však obtížné zaručit v celém průběhu svařování stálé. Za těchto podmínek je bezpečnější svařovat a předehřevea 100 °C v kombinaci a interpasem na teplotu 100 °C a zaručit tak požadovanou jakost svarového spoje, výsledky návarové zkoušky a zkoušky Tekken potvrzu je rozbor diagramu anizotermního rozpadu podchlazenáho auatenitu, uvedeného na obr. 6. Z diagramu je zřejmé, že v oceli NiCrHoB ae nebudou tvořit trh liny, jestliže doba chladnuti z austenitizačnl teploty na teplotu H. (396 °c) je rovna nebo vyšší než 10 a. Porovnáním výsledku parametrických rovnic, přímé návarové zkoušky, zkoušky Tekken a diagramu anizotermního rozpadu auatenitu lze zjistit, že bylo dossženo shody výsledku. Závěr V práci je ověřena avařitelnost zušlechtěné vysokopevné konstrukční mikrolegované oceli 16 224 báze NiCrHoB se zaručenou hodnotou meze kluzu 690 ISPa. Svařitelnoat je řešena moderním způsobem, a to parametrickými rov- 244 n i č e n i . Porovnáním zlákaných výeledkA a rosboraa a>t*lurgi» a technologie výroby i avařovánl vyaokopevné o c a l i bylo x j i S t i n o , ta plech i o c e l i — NiCrNoB t l o u l t k y 15 • » je při avařovánl a v y u t i t l a přídavného *ré,X* r f e - 0 80 v ochranné ataoafére CO, předeváln náchylný k tvorbi t r h l i n sa a t t » > m . Přlaýai návarovýai skouskaai a skouskaai Takkan bylo s j i a t i n o , se vý skyt t r h l i n o c a l i NiCrMoB ja sávialý na teplotním příkonu a na t a p l o t i předohřevu. Bacpačná l i e avařovat tupé svary a přadahřavaa 100 °C a v o b l a s t i teplotního příkonu 17 at 23 kJ.cn . Výaladky névarových skouiak a skoulek Tekkan byly potvraany rosborea diagramu anitoteranlho rocpadu austanitu. Literatura [ l ] H r i v ň í k . J . s Současný stav a perspektivy vývoje svařitalných konstrukčních o c e l i v CSSR. Sborník VTÍH2 Dobrá, 1973 [ 2 ] B 1 e ch a , A.: Zvariteltiost vybraných fis. vysokopevných o c e l í . Kan didátská d i s e r t a č n í práce. Vtfz Bratislava, 1976 [ 3 ] Doc. II»-IX-555-67: Kote on carbon equivalent [ 4 ] S é f é r i a n , D . : 1962 [ 5 ] I t o , Y. - Nauka o kovech ve svařováni o c e l í . SNIL, Praha B e s s y o , K.: Doc. IIW-EC-631-69 [ 6 ] K e y n i e r , Ph.: Journaés d'Autumne de l a Societě' Francaise de Me t a l u r g i e . P a r i s , ř í j e n 1969 [ 7 ] K o h i r a , I . : Influence of phosphorus on hot craka. Tosatsu Qijutsu, 1973, May, a t r . 41-47 [B] I t o , I. s . 457 N a k a n i s h i , M . : Suniaota metals, 2 3 , 1971, 8. 4 , [ 9 ] * i n n , V.O.: B r i t i s h Welding Journal, 1964, c . 8 , a t r . 366 - 376 [ 1 0 ] S « 1 « k i d 1 , 1 . - T a k á n o , 0 . - S a t o h , M . : Technical Review Mitsubishi Heavy Industriea, Ltd, 1976, 8 . 6, a t r . 95 - 107 [ l l ] S a t 0 h , K. a k o l e k t i v : Doe. IIW-IX-643-73 [12] I t 0 , X.: Doc. IIW-H-642-73 [ I 3 j P i l o u s , V.: IV. International alactroalag walding. Sborník konfe rence, t é ř í 1976, cast I I , s t r . 1 - 1 7 245 Ing. Miloslav K e p k a , CSc. Ing. Zdeněk H l t i t , fiSSR Ing. Zdeněk K l e t e č k a , CSc. - VLIV EIEKTROSTRUSKOVEHO PRETAVOVAMÍ WA ZVÝŠENÍ ČISTOTY A iBCHAMIClrfCH VLASTUOSTÍ OCEIJ SKODA I 60. URCENť PRO KOKCOVť LOPATEf PARMÍCH TQRBTH ElektrostruskOTé přetavováni (ESp) je jednou z významných rafinafinlcb technologii, která v oblasti zlepšováni jakostních parametrů oceli nachází stále Siřil uplatněni. V podmínkách o.p. Skoda Plzeň se technologie elaktrostruskovábo přetavováni využívá pro některá náročné strojírenská součásti. Jednou z těchto náročných strojírenských součástí, kde je snaha uplatnit tuto technologii, jsou koncová lopatky parních turbin délky 640 ma. Dnes se na jejich výrobu používá komplexně legovaná 12% Cr-ocel a interní* označe ním Skoda T 60, jejíž chemická složeni, mechanická hodnoty, stupeň čistoty a obsah í-feritu podle požadovaných technických podmínek jsou uvedeny na tab. 1 [1, 2 ] . Experimentální práce V rámci experimentálních práci se přistoupilo ve spolupráci s pracov níky závodu Kovárny a Turbiny o.p. Skoda Plzeň a pracovníky SONP Kladno k ověřeni vlivu elektrostruekováho přetavování na chemická složeni, Čisto tu, strukturu a mechanická hodnoty oceli Skoda T 60 v provozních podmínkách. V ocelárně závodu Hutě se ocel určená k přetavení vyrobila synteticky na elektrická oblouková peci. Konečná dezoxidace oceli probíhala v pánvi CaSi v množství 0,3 *. Tavba byla odlita do iesti čtvercových ingotu rozmě ru $ 344 mm a hmotnosti 1 220 kg. K zamezení vzniku oxidickych blan se ingoty odlévaly spodem do argonu a pod ochrannou vrstvou licích práikft typu Vypex. Z těchto ingotu se na válcovací trati vyválcovalo Seat výchozích kru hových elektrod 0 160 na, jejichž přetavením na provozním elektrostruskovám zařízení v SONP Kladno za použiti strusky AHP 6 (70 % CaF2 * 30 % AljO,) se získaly pro dalií zpracování čtvercová ingoty a rozměry $ 260 am a hmotnos ti 760 kg. Uvedená ESP ingoty se s ohledem na velmi dobrou kvalitu povrchu bez daláíbo hrubovánl překovaly na kulatinu 4 145 mm, z níž se vysoustruži ly tyče 4 125 mm a dálky 365 mm jako výchozí polotovar na výrobu koncových lopatek 200 HW parní turbiny. Pro porovnání sledovaných vlastností byl pou žit materiál před a po elektrostruskovám přetavování. Byly odebírány vzorky kovft na chemický rozbor, analýzu oxidickych vměstku a metalografická stano vení čistoty. Tabulka 1. Pradpia chemického složení a poradované mechanické vlaatnoati, čistota, mikroatruktura a obaah <5-feritu T ooali Skoda T 60 Chemické složeni Mechanické' v l a s t n o s t i ( v podélné* eměru) C Hn Si 0,19 maz. maz. maz. 0,27 0,80 0,60 0,035 P Cr Ni Ho W V Ti maz. 10,5 1.3 0,40 0,30 0,15 0,10 0,035 12,5 1,8 0,60 0,80 0,25 0,30 S Hes kluxu a l n . 666 MPa Max pevnosti . i n . 8 3 3 maz. 981 MPa laínost « i n . 14 % (5j Zúžení Bin. 4 0 Vrubová houževnatost (Mesnagar) • * » • 49 J.cm" 2 Tvrdost podle B r i n e l l a HB min. 253 maz. 300 Čistota oceli Stupeň obsahu n e í i e t o t max. 3 podle GSN 42 0240 Hikroatruktura Hikroatruktura v snalechteném stavu musí být jemnoxrnná, s o r b i t i c k á , bez hrubých řadkfl nebo hrubého a l t o v í Obaah 5-feritu o> mez. 10 * % 247 Tliv ESP na cbfická tlozoní a čietotu ocali Chemická (lozeni oceli ae po přetaveni lačnilo u titanu, aíry a hliní ku. Obaah titanu ae anifil o 70 * a doilo táf k výraznému poklaau obaahu il x původní hodnoty 0,045 * na 0,01$ %. Obaah ostatních xikladnlch lagujíelch pírko, xftatal btxe zrniny. Z chemické analýzy jednotlivých oxidických vaěatku, jejichi obsahy jsou graficky cnazorneny na obr. 1, je zrajme, ie bahen elektroatruakového přetavování ocali Skoda T 60 doilo k poklesu oxidických vníetkťt na bázi Si0 2 , t a t i a o obaah hlinitanových vněatků sa zvýšil. Ke zvýšení hlinitano vých vaěstkft docházelo zvláště T patní části ingotu. Při aatalografickéB hodnocení vzorků1 oceli odebraných před a po ESP ae x j i s t i l o , ta čistota oce l i Skoda T 60 ee po ESP výrazně zvýšila (obr. 2 , 3 a tab. 2 ) . E3 o-VZORKY KOVU ODEBRANÉ Z NEPŘETAVENÉ ELEKTRODY Db-VZORKY KOVU ODEBRANÉ Z PŘETAVENÉHO INGOTU (STŘEDOVÁ ČÁST] H c - VZORKY KOVU ODEBRANÉ Z PŘETAVENÉHO INGOTU (PATNÍ ČÁSTI B S-VZORKY KOVU ODEBRANÉ Z PŘETAVENÉHO INGOTU IHLAVOVÁ ČÁST) Obr. 1. Vlir elAktrostruskového přetavování n« fázová aložení oxidických vmietků v oceli Skoda T 60 Pouze vzorky oceli odebrané z patní íéati nedosahovaly tak vysokého stupni čistoty jako vzorky oceli odebraná x ostatních částí přetaveného ingotu (tab. 2 ) . Tuto skutečnost lze vysvětlit přechodem vměstkfl typu 11,0, xe strueky do ocali, co* velni lizea souviselo a nestabilním režinen přeta vováni na začátku elektroatruakového přetavovaní. - 248 /t Obr. 2 . Srními s Mtalofrafickáho Obr. 3 . Sniaek s •etalocrefickáho hodnocení diatoty vsorku oceli Sto- hodnoceni čiatoty vsorka oeoli Ske «a ! • . i l i H r t É • vyehesi elek- T 60, odebraného po j e j l a BSP (ňvř 9+I** ma>~K*Um» xm) lano SOOX) Tabulka 2 . Metalografická hodnoceni Siatoty vaorku kovu odebraných a rftsnych alat v problhu výroby lopátekis BSP oeoli Skoda I 60 Mláto odboru vsorku oeoll Stupofi Cietoty padlo SSM 42 0240 lepretaveiá oloktroda 2 Přetaveny ingot - po vykováni kulatiny 1 Patní cáet iagotu po ESP 1,5 - 2 Hlavová cáet iagotn po BSP 1 Koaeorá lopatky 1 Celkeai vlak lse konstatovat, le BSP vyuaaal přispělo k celkovanU svyiaml Sistoty oeoli Skoda I 60, a to sallenlB obaabu aaddickych a eirolkovych valatkA. lato siťaace jo srláltt patrná u eíry, kdo došlo k jejími salieai a hodnoty 0,022 % aa hodnoto 0,010 %. TllT f-?P " etruktyr i -»»hfnicka hoBnoty oeoli SouSástl poiadavku uplataoaákio T technických podmínkách pro výrobu kancových lopatek dálky 840 aa, určených pro 200 MY parní turbiny, je i 249 podmínka, ca aikroatruktura v tuilechtěnám atavu má byt jemnosrnná, bez hrubých řádko nebo hrubého altoví 6-feritu, přičte* jeho přlpuetná množ ství je sax. 10 *. Za vaecb 6 ESP ingotů určených na výrobu koncových lo patek aa odebraly vzorky kovu ke atanovanl obeahu 6-íeritu, přičemž u čtyř vtorkd nebyl obeah á-f«ritu vůbec zjištěn. Fouse u dvou vsorkfl ae vyakytoval í-řerit ve velmi melám rozsahu (l a 3 *)> přitom viak byl vyloučen převážně ve velmi jemných útvarech, sledujících hranice primárních srn. Z hotových lopatek byly dví lopatky určeny ke zkouškám, z nichi ea rozřezáním zlákal vitií počet vzorku na stanoveni mechanických hodnot (tab. 3 ) . Porovnáním průměrných mechanických hodnot a požadovanými vyplynulo, ta u ESP Skoda T 60 aa dosahuje výrazného zlepšeni plastických vlastnosti a hodnot vrubová houževnatosti. Tato situace se příznivé projevila i při hod noceni tranzitních teplot (obr. 4 ) . Při hodnoceni tranzitní teploty podle 50% podílu křehkého lomu ae ukazuje, íe ESP vede ke snížení tranzitní tep loty této oceli, a tím výrazně přispívá ke zlepšeni jejich provozních vlast nosti. Tabulka 3. Průměrná mechanická hodnoty a tvrdost u koncových lopatek vyro bených z elektrostruekovi přetavená oceli Skoda T 60 5* [•Pa] Požadovaná hodnoty podle technických podmínek <55 w min. min. 686,7 Dosažená průměrná hodnoty [MPaJ 690 max. 833 981 894 w min. oin. 14 40 17 53,8 H2 min. 49 HB min. maz. 253 300 260 + 275 Ostatní lopatky vyrobená z ESP oceli Skoda T 60 (v počtu 56 ks) byly po konečné kontrole označeny jako dobrá a vsazeny do 200 HW turbiny. Z cel kového počtu lopatek bylo vyřazeno pouze sedm kusů, převážně pro kovářská vady, což nevybočuje z limitu zmetkovitosti určeného pro tyto náročná stro jírenské součásti. 250 6K [MPQJ 750 ' IS •T 60 ESP •T60 / 0 10 20 30 40 50 60 70 THVpg Obr. 4. Závislost tranzitní teploty na mezi kluzu oeoli Skoda T 60 Závor Blektrostrusková přetavováni ceeli Skoda T 60 ae velni příznivě proje vilo na sníženi obsahu neíiotot, t i . na snížení obsahu oxidických a sirníkových vměstkft. Borvnii nežádoucí otsah ď-feritu se po ESP vyskytoval v za nedbatelném roxaahu. Pokles ó-feritu souvisí rovněž ae změnami po ESP v obsazích titanu a hliníku. ESP odstraňuje veékt-ré vnitřní necelistvosti aateriálu; ocel se stává velmi homogenní, bas větiího obsahu rozměrnějších čáetic nekovových vmestkA. Čistota oceli po ESP byla hodnocena stupněm 1. Elektroatruskové přetavování pozitivní působí na mechanická vlastnosti oceli určená na výrobu lopatek. Při uplatnění tohoto rafinacniho pochodu oceli Skoda T 60, určené ne výrobu koncových lopatek parních turbin, ae do sáhlo nejen požadovaných mechanických hodnot, ale výrazně ae zlepšily taká plaatická vlastnosti a hodnoty vrufcová houievnatosti. Elektrostruaková pře tavováni ae rovni* příznivě projevilo na sníženi tranzitních teplot ocelí Skoda T 60, a tedy přispívá ke zvýšeni spolehlivosti a jakosti výkovků urče ných pro náročná součásti parních turbin vyráběných v o.p. Skoda Plzeň. Literatura [ l ] K o u t e k ý , J. a kol.: Hutnická l i s t y , 1976, í . 6 O ] B a r á č k o v á , L. - K a p k a , H. - K l e t e S k a . E . Š e d i v e c , J.: Hutnická l i s t y , 1973, £. 6 - 251 [)]f t d i t < t l i t , J . - Vy a t 1 i , i. - P 1 ( b , 1,1 vlaat- no*ti a p o u l i t i Hrupavqých o c a l í a a l i t i n , SNIL Praha, 1962 [ 4 ] L i t i I , J.V. H a d O T a r , B „ J . : l l a k t r o l l a k o r y j paraplaT., MataUuPcija, Moakra 1970 252 Ing. Zdeněk CSSR H a m i « , CSc. - prof. Ing. Karel M a z a n a c , D r S c , PŘlSPgVEK KE gINETICE RESTAURACE Or-Ni OCELÍ PÍll DEFORMACI ZA TEPLA Znalost kinetiky restaurace deformované kovové mřížky T průběhu a po deformaci za teple je důležité nejen pro volbu vhodná technologie tvářeni, ale je výchozím bodem i pro různé bezprostředné navazující způsoby nekon venčního tepelného zpracováni. Deformovaná ořízka austenitu ovlivňuje pro dukty navazující fázové transfomace, jako je velikost feritického zrna, martenzitických desek, resp. ovlivněni precipitačnlch procesu v deformova né matrici. Zvýšená hustota mřížkových poruch v deformačně zpevněné matri ci muže příznivě ovlivnit konečné mechanicko-aetalurgické vlastnosti auatenitických oceli [l, 2 ] . Zvýšená teplota deformace podporuje rozvoj restauračních procesu v de formované mřížce, takže při dostatečně vysoké teplotě deformace může dochá zet k restauraci deformované matrice v makroměřltku již v průběhu vlastni deformace. Tyto jevy jsou obvykle nazývány dynamickými restauračními proce sy, na rozdíl od restauračních procesů, které probíhají po ukončeni defor mace při izotermické prodlevě a jaou označovány jako atatické [3 - 5 ] . Tato práce se bude zabývat hodnocením podmínek rozvoje dynamických a statických restauračních procesů u tři typů auatenitických Cr-Ni oceli v návaznosti na požadavky zvýšení úrovně jejich aechanioko-netalurgických pa rametrů [l, 2, 6 ] . Použity materiál a expertn^nt.A^ti-f technika Pro sledováni kinetiky restauračních procesů byly zvoleny tři typy Cr-Ni oceli,odpovídájlci komerčním ocelím A E I 316L, AIS1 304L • AISI 321, označené 06, 05 a 07. Chemické složeni použitých materiálů je uvedeno v tab. 1. Vzorky pro experimentální práce byly odebrány z tlumtýeh plechů, které byly provozním způsobem tepelně zpracovány 1 050 °C/voda. pro sledování kinetiky dynamických restauračních procesů bylo použito závislosti skutečného napěti na skutečné deformaci za zvolených rozdílných deformačních podmínek. Tyto závislosti byly získány osovým tlakem válcových vzorků ve speciální tepelné komůrce umístěné na elektronickém stroji Amsler 20 FZD 1406. Použitá metoda, byla již popsána dříve [7]. Uvedené závislosti 253 byly u ocelí označených 05 a 06 (viz tab. l) zjištěny při teplotách 900 až 1 100 °0 a při rychlostech poměrné deformace £ 2,5.10"^ až 1,2.10 s . Ocel 07 (viz tab. 1) byla zkoušena pouze při 1 050 °C ve stejném rozsahu rychlostí poměrné deformace. Vzhledem ke zvolené metodice bylo možno dosáh nout aaxiaální skutečné deformace E, 1,4. Tabulka 1. Chemické složení studovaných ocelí ill Typ o c e l i Chemické s l o ž e n í C Hn Si S P Cr .%] Ni HO B AISI 316L 05 0,03 0,80 0,37 0,038 0,018 17,86 12,60 2,90 0,0017 AISI 304L 06 0,03 1,25 0 , 3 1 0,033 0,018 18,07 11.74 AISI 321 07 0,06 1,33 0,47 0,025 0,012 18,00 11,00 Ti 0,54 Rozvoj statických restauračních procesů byl aleíovén pomocí relativní ho úbytku zpevnění x'. Tato metoda byla vypracována již dříve [7, 8] na zá klad* prací l i l b e r a [9] a C a p e l e t t i h o [10]. Podstata metody spočívá v tom, že vzorek je zatěžován na určitou zvolenou deformaci, po jejímž dosažení je odlehčen. Po zvolené izotermické prodlevě je vzorek znovu zatěžován. 2 rozdílu zatěžovacl síly potřebné na dosažení příslušné úrovně deformace při prvém a druhém zatížení (po izotermické prodlevě),vzta ženého k zatéžorací síle plně restaurovaného vzorku, je vypočten relativní úbytek zpevnění X*. Ze závislosti změny x ' na délce izotermické prodlevy je pak možno odhadovat rozvoj statických restauračních procesu. Použitá metoda vzhTedem k utným manipulačním časům váak neumožňuje zjišťovat změny hodnot X* pří prodlevách kratších než 10 s. Popie a zhodnocení výsledku Na obr. 1 jaou uvedeny závislosti skutečného napětí 61 na skutečné deV v O " formaci E t u oceli 05, zjiátené pri 1 100 C, a na obr. 2 jsou tytéž závis losti pro ocel 07 při 1 050 °C. Z obrázku je zřejmé, že získané závislosti vykazuji maximum napětí 6^ agx, za kterým dochází při zvySovánl deformace bud k poklesu napětí, nebo je zjištěna jeho konstantní úroveň. Z těchto zá vislostí je možno usuzovat, že od této úrovně deformace probíhají restaurač ní procesy v takovém měřítku, že eliminují přírostek napětí způsobeny zpev něním deformované mřížty. - " U oceli 07 pri rychlosti deformace £ 1,2.10 v rámci možné maximální deformace dosaženo hodnoty — 3 —] s (obr. 2) nebylo 61 __-• Při nižších tep- 254 lotech a větších rychlostech deformace docházelo k tomuto jevu i u dalilch dvou zkoušených typů auatenitických oceli (zejména u oceli 05). Je vsak pravděpodobné, ze při větSi celkové deformaci by se dosáhlo 51 max i za těchto podmínek. Hodnoty 61 m^ a t t k r i t > uríené pro danou závislost 6"t - £ t , definují rozvoj dynamických restauračních procesA. Z provedených měření vyplý vá, že 61 ^ ^ i E t w £ t ae snižují s roustoucl teplotou a zvyiujl s rychlostí deformace. Na obr. 3 jsou uvedeny pro zkoumané typy oceli závislosti zjištěných hodnot 6^ aMX am zkušební teplotě při razných rychlostech defor mace a na obr. 4 jsou uvedeny obdobné závislosti pro příslušnou kritickou deformaci £ t j,:,. U studovaných typu ocelí dochází ae vzrůstem teploty k poklesu 61 _ „ , přiiemž od teploty 1 050 °C výie se tento pokles zřejmě zmírňuje (obr. 3 ) . Při stejných deformačních podmínkách jsou hodnoty 6^ „ ^ mírně vyšel u oceli 05 než u oceli 06 a nejvySSÍ'jsou hodnoty 61 ,,,,, u oce li 07. Z hodnoceni dosahované úrovně kritické deformace vyplývá, že od tep loty 1 000 °C dochází k jejímu výrazněnu poklesu (obr. 4 ) . Z hlediska úrov ně zjišťovaného poklesu těchto hodnot je možno studované oceli seřadit stej- MO ^-^~~ 90 if.U.i'i' jT tp.U.IO2..' I / / N " » I, / / ' I >r *^~~ ' ^^ / \í ' íp»60.é?i-1 s^~"^ /^ tp.zs.)?;1 1/ 30 1 1 1 1 1 1 1 1 • 1 1 1 1——1 Obr. 1. Závislosti skutečného napětí 6~ na skutečné de formaci C t , zjištěné při 1 100 °C u oceli 05 Na obr. 5 jsou pro ocel 05 uvedeny závislosti relativního úbytku zpev nění x', stanovené při teplotě 1 000 °C, a rychlosti poměrné deformace £ 2,5.10~â za rosných hodnot skutečné deformace £,. Zjištěné křivky mají 255 1.0 1.2 U Obr. 2 . Z á v i s l o s t i skutečného napětí.61 na skutefiné defori «- _.;^X + A~X ~~í T f\cn °fi* « .. n 1í f\n uL 950 1000 tapkJta 1050 1100 t*C] Obr. 3. Závislosti maximálního napěti o^ ^^ na teplotě zkou šení při různých rychlostech deformace £ 256 Li r 12 to 08 - 07 05 05 • o > 12.10 016 0.4 900 950 tt» teplota r#Cl 1050 1100 Obr. 4. Závislosti kritické deformace £ t k r i t na teplotě zkouíenl při různých rychlostech deformace bgt. • Obr. 5. Zavialoít relativního úbytku zpevnění X v na době izotermické prodlevy t pri 1 000 0 u oceli 05 257 specifický tvsr a jejich jednotlivé části odpovídají rozvoji rozdílných re stauračních mechanismů. J o n a a a apol, [li - 13], kteří obdobný tvar křivek sjistili u nízkouhlíkových ocelí, vyslovili předpoklad, it první stoupající íáet křivky odpovídá aubatrukturnía změnám - atatickáau sotavení, konstantní proběh X ' nukleaci nových srn a druhá atoupající část odpovídá růstovým procesům nových srn - rosvoji statická rekrystalizsce. Při x ' • 1 je deformovaná mřížka plně rekryatelizována. Tyto představy byly v plné si ře potvrzeny také u modelové slitiny Fe-Ni-C [ B ] . U studovsných typu auatenitických ocelí js možno na základě shodnosti průběhu x' a Jasem se sliti nou re-Ni-C [.i] předpokládat obdobná procesy. Na obr. 6 jaou stejné závislosti X* - log t zjiitěné u oceli 06 při rychlosti deformace e_ * l,2.10~ 2 a _1 a teplotě 1 000 °C. Křivky zjištěné za těchto podmínek viak již nejsou úplná. Buď probíhá statická zotavení event, nuklaace při časech kratších neí 10 a, anebo se v tomto případě tyto mechanismy při statická restauraci nevyskytují, což se stává tehdy, dojde-li k nukleaci již v průběhu deformace dynamickou rekrystalizacl [B, 12, 1 3 ] . Závislosti ivedená na obr. 7 naznačují, že u oceli OS a 06 se tyto případy mohou vyskytnout.Doba pro statickou rekrystalizacl ss a velikostí použitá deformace snižuje a od velikosti přibližně rovné deformaci kritická se již s deformací prakticky ne síní. Z podrobného rozboru zjištěných dob pro úplný úbytek zpevnění (úplný rozvoj statická rekrystalizace) u ocelí 05 a 06 vyplynulo, že tato doba se a velikostí deformace zkracuje; stejně je tomu s vlivem teploty a rychlos ti deformace. V porovnáni o ocelí 06 jsou u oceli 05 doby úplného úbytku zpevnění (pro rozvoj statická rekrystalizsce) delší. Aviak u oceli 07 bylo dosaženo úplného úbytku zpevnění pouze u vzorku, u nichž byla použita maxi mální deformační rychlost (1,2.10 s ) při maximální deformaci (po 2 000 a při teplotě 1 050 °c). Rozvoj statické rekrystalizace u této oceli je pod statně pomalejií než u ocelí 09 a 06. Toto zjiitění naznačuje, že ve arovnání s ocelemi 0$ a 06 je u oceli 07 pro rozvoj atatické rekrystalizace zapotřebí za stejných teplotních pod mínek mnohem větií energie, v tomto případě reprezentované vySSi úrovní de formace. I když všechny závialosti 61 - E t získaná u studovaných materiálů ne nají typický tvar, jaký je uváděn pro restaurační procesy probíhající dyna mickou rekryetslizscí [14 - 16], je pravděpodobná, že by při vyšSí úrovni deformace bylo tohoto tvaru dossženo, jak je možno předpokládat z průběhu závialosti na obr. 7. H o m e y c o m b e a P e t h e n [17] při stu diu dynamických restauračních procesů sustsnitických Cr-Ni ocelí dospěli k závěru, ie vzhledem k nízká energii vrstevná chyby daných ocelí konečným procesem je dynamická rekrystalizace. V práci [18] je pomocí transmisní 258 log t [sj Obr. 6. Závislost r e l a t i v n í h o úbjřtku zpevněni X' na době izoterntické prodlevy t při 1 000 C u o c e l i 06 3f ^ 05 -ťHO°C tf I 06 -1000° C « ěp=25 .tfV ř -2-1 £p=l2.t s 1 - L. 0 O.A 0.6 0.8 1.0 £,/£tkrit. 1.2 V Obr. 7. Závislost doby pro plny úbytej zpevněni na poměru £ t / t t toit u o c e l i O; a 06 259 elektronové Mikroskopie tenkých fólii sledován nukleaSnl proces dynamické rekrystalicace u obdobní oceli, jako jsou v předloženi práci studovaná ty py oceli. Bylo zjištěno, ze nukleaíni procesy při rekrystalisaci se usku tečňuji koaleseencl subzrn. Z dosazených výsledku uvedených prací je však obtížné usuzovat na pří činy pozorovaná rozdílné kinstiky statická rakrystalizaca u studovaných ty pů oceli. Při bržděni rozvoje restaoraSnlch procesů aohou alt významnou úlo hu jak v tuhém roztoku rozpuitěné prvky (jako např. titan, bor apod.), tak jejich odpovídajíc! pracipitáty. Nelze však vyloučit ani vliv zvýšeného ob sahu uhlíku u ocali 07 (viz. tab. l ) . Uvedené přísadové prvky nohou ovliv ňovat obě etapy atatická restaurace, tedy jak procesy substrukturnlho roz sahu, spojené s rozvojea procesů zotaveni a nuklaafinimi procesy při rekryatalizaci, tak i pohyb velkouhlových hranic při dalším rozvoji rekrystalizacs. V souhlasu s některými dřívějšími výsledky [l°J se bud* nejpravděpodob něji výsnaaněji uplatňovat brzdicí účinek přísadových prvků při rozvoji uva žovaných procesů. Závěry V této práci jsme podali informaci o studiu kinetiky dynamických a sta tických restauračních procesů u tří typů austenitických oceli v rozmezí zku šebních teplot 900 a£ 1 100 °C a v rozmezí rychlosti deformací 2,5.10"^ až 1,2.10 a . Ze získaných výsledků vyplývají tyto závěry: 1. U vSech tri typů studovaných austenitických oceli se poiátek dynamických restauračních procesů, vyjádřený maximálním zatížením v závislostech 6^ - 6 t , posouvá a rychlosti deformace k vyšším hodnotám 6^ m^ i E t ^^t. teplotní závislost aá opačný charakter. 2. Fři hodnoceni rozvoje statických restauračních procesů bylo zjištěno (po moci měřeni relativního úbytku zpevněni), že jejich rozvoj se se vzrůsta jíc! teplotou a rychlosti deformace urychluje. 3. Na základě vzájemného porovnání studovaných typů ocelí jak z hlediska hodnocení počátku dynamických, tak i rychlosti rozvoje statických restau račních procesů je možno tyto oceli seřadit takto: nejrychleji probíhají tyto procesy u oceli AISI 304L (06), pomalejší jsou u oceli AISI 316L (05). Nejpomalejší průběh mají u oceli AISI 321 (07), kde zvláště při Btatických procesech byla zjištěna plná rekrystalizace kovová matrice za teploty 1 050 °C pouze při maximální rychlosti a maximální velikosti deformace. i 00 Litaratura [ l ] I i i i n i c , I . - H • • i • , Z. - t t r J J . Í , : Studiua f y z . - a e t a l . prohlásí, auat. oceli pro rychlé jat), reaktory, / l 9 7 5 / [ 2 ] B o k ú v k o v á , E . - M a z a n e c , K.: příspěvek k hodnoceni r e kryat. cbarakt. auat. n a a t a b i l . o c a l i . Sborník I I . aatal ayopoaia, DT Kosice, /1976V, 71 [3] J o n a s , J.J. - S e l l a r a , Reviewa 14., / 1 9 6 9 / , « . 130 C.H. - Mc T a g a r t , W.J.: Hat. [ 4 ] S t 5 v e , H.P.: Acta Hat. H , / 1 9 6 5 / , s . 1337 [ 5 ] O 1 o T e r , O. - S e l l a r a , CM.: Hat. Irana. 3., / 1 9 7 2 / , 2271 [ 6 ] H u b i č k o v é , J . - M a z a n e c , K.: Přlapěvek k hodnocanl kov. parametrů nlzkoubl. auat. o c e l i . Sb. konf. Struktura a v l a s t n o s t i kov. soustav, VŠB Oatrava, / 1 9 7 5 / , $3 [7] H a n z a , Z. - M o r á f k o v á , A . - M a z a n e c , K.: Kov. mat. X I I j . / 1 9 7 5 / , 717 [ e ] H a m ž a , Z. - H a z a n e c , K.: Kov. mat. XJV, / I 9 7 6 / , 31 [ 9 ] W i 1 b e r , G.A. - B e l l , J . B . - B u c h e r , J.H. W.J.: Trans. Mat. Soc. AIHE, 242. / 1 9 6 8 / , 2305 [10] C a p e l e t t i , T.L. - J a c k n a n , L.A. - Ch i 1 d a , Ch i 1 d s , W.J.: Met. Trana. 3., / 1 9 7 2 / , 789 [ l i ] B j a i c , R.A.P. - J o n a s , J . J . : JISI 210. / 1 9 7 2 / , 256 [12] I j a i e , R.A.P. - J o n a s , J . J . : Met. Trans. £ , / 1 9 7 3 / , 621 [13] P e t k o v i c , R.A. - L u t o n , M.J. - J o n a s , J . J . : Cannc. Mat. Quart., 14, / 1 9 7 5 / , 137 [14] L u t o n , U.J. - [15] S t u v e , H.P. - S e l l a r a , CM.: Acta Met., 17., / 1 9 6 9 / , 1033 O r t n e r . B . : Met. S c i . , a, / 1 9 7 4 / , 161 [16] S a n d s t r o m . R . - L a n g e b o r g . R . : Acta Met., J J , / 1 9 7 5 / , 387 [17] H o n e y c o m b s , R.W. - F e t h e n , R.W.: J . Less-Corn. Metals, 28., / 1 9 7 2 / , 201 [16] C i u r a . F . - H a m ž a , Z. - M a z a n e c , K.: Kov. mat., XV / 1 9 7 7 / - bude publikováno [19] H a m ž a , Z.: Kand. d i z e r t . práce, VSB Oatrava / 1 9 7 5 / 261 Doc. Inc. Milan 2 Í d e k , CSc. - Xng. Miroslav i n t . Marcela Z e x u l o v á , CSSR L i 1 k a - KOBOZmPOMrf OCELI SE ZVlfSEHftg PEVHOSMlfilI TKAR'lilEPIT g / " i LEQWAuť DUSÍKEM Využiti duaiku ke zyyaenl oeTnoatnich charakteristik lK-oceli Zvyšující sa nároky na užitné vlaatnoati vyaokolegovanych konstrukč ních ocelí pro exponovaná chemická zařízení vedou k neustálému zlepšováni jejich kvality a zvyšovaní technické úrovně výroby, při současném řešeni hospodárnosti výroby ocelí a jejich cen. Nlzkounlíkové oceli ae svou odolností proti mezikrystalové korozi vy rovnají auetenitickyn octila stabilizovaným titanem nebo niobaa, nízký obeah uhlíku vsak odstraňuje náchylnost k nožové korozi, již jaou po svařeni napadány stabilizované oceli. U nízkouhllkovych ocelí odpadá nutnost tepel ného zpracovaní i u tluatostěnnych svarových spojů a vykazují lepSl svařitelnoat i lestitelnost. Určitou nevýhodou nízkouhllkovych typů austenitickych ocelí jsou poně kud nižSl pevnoatni vlastnosti, způsobeni sníženým obsahem uhlíku, jejichž dflaiedkem ja viteí apotřeba kovu na výrobní zařízení. Jednou z ceat vedou cích ke zvýienl pevnostních vlastností u těchto ocelí je zpevnění tuhého roztoku austenitu dusíkem. Dusík při sníženém obsahu uhlíku posiluje vliv austenitotvoraych prvků v oceli, přispívá ke zvýšeni její strukturní stabi lity z hlediska martenzitické přeměny, zejména při snížených teplotách,a k výraznému omezení feritu-á, zejména v ocelích s Mo. V posledních letech byly ve Vítkovicích - železárnách a strojírnách Klementa Gottwalda a VUHŽ Dobrá - pobočka Praha vyvinuty tři typy nízko uhllkovych austenitickych oceli ae zvýšenými pevnostními vlastnostmi (tab.l, 2) [lL Na podkladě výsledků zkoušeni byly vypracovány podnikové normy pro vý robu tlustých plechá 15 až 50 mm z oceli a obsahem uhlíku do max. 0,03 $, a přlaadou duaíku: VN 417 "259 pro ocel 02Crl8NilON, VN 417 359 pro ocel 02Crl8Hil2M0N a VN 417 360 pro ocel 02CrlBNil3UoN. Tabulka 1. Chemické složeni vyvinutých nerezavějících oceli s přísadou dusíku Noma c[»] Bn [%] CrNiN VW 417 259 max. 0,03 CrNiMoH VH 417 359 Typ o c e l i CmiMoN VH 417 360 Sij>] 'W S[»] Cr[%] max. 2,0 •ax. 1,0 max. 0,045 •ax. 0,030 17,0 až 19,0 U.5 •ax. 0,03 max. 2,0 •ax. 1,0 max. 0,045 max. 0,030 18,50 11,0 at 13,50 2,0 až 2,50 0,12 ai 0,22 •ax. 0,03 •ax. 2,0 nax. 1,0 •ax. 0,045 •ax. 0,030 16,50 az 18,50 12,0 ai 14,5 2,50 až 3,0 0,12 ai 0,22 Hi[%] "»[%] •W 0,12 až 0,22 If Tabulka 2. Základní iischanické hodnoty ocalí a dusíkem n i n . &c [H.--2J [H.-T 2 ] • i n . Rj • 20 °C [J.c»"2J [*] VH 417 259 (5SH 417 249) 265 (175) 305 (215) 540 - 740 (440 - 685) 40 30 (34) 115 (135) 60 (100) VH 417 359 (CSH 417 349) 275 (195) 315 (235) 540 - 740 (4<50 - 6B5) 40 30 (30) 105 (135) 70 (100) VH 417 360 (BSH 417 350) 285 (195) 325 (235) 540 - 740 (.440 - 685) 40 30 (30) 105 (135) 70 (100) 263 Hr*Wl1"lff »1—tnoatl p ř i • 20 °c Pevnostní hodnoty plachů z ocali a duaíkea jeví • závislosti na obeahn dusíku T oeali lineární vzestup, který je icela r souladu a lltarárnlal íldaji [i], Saluvnl aaaa 6Á * » 6C „ stoupaly u obou typů ooeli bss aolybdenu i a aolybdanea v rosaail obsahů dueíku 0,15 ai 0,26 % táaěř stejní i při svýisnl obsahu dusíku o 0,01 S. Hosdíl aasi hodnotaai o 4 ef 5 -2 *>*"! =„>.«„ • aezich ,.w 6j ^ přtp. 6Jc „ n *Ó,2 * fí O 6 o ř l *° ** 5 0 '••'•"'• prlp. 2 H.aa-2. Veltypu a Ho a'bez Mo při atejnen anozstvl dusíku je aai 20 a* 30 H.sar'. ai zhruba lsa uváat, ze oceli legovaná duaíkea aajl aai o 50 * vyětl saluvai aas klusu G- 2 nai stsjná ocali bet přísady dusíku (obr. 1 ) . Oceli a duslkea ae vyznaSují Telkou zásobou plasticity, jak o toa má ti najan hodnoty zkoušek vrubová houževnatosti T rozaesl 150 ai 300 J.cn" 2 na ty£leh s 3 aa U-vrubea, ale vysoké hodnoty poměru 61 2 / 6 p t T rozaesl 0,47 ai 0,54. TAVBA CrHN 20 mm 25mm 2Smm 25mm 50mm 1 2 3 < -« G-MMON TAVBA . » • S 25 mm SOmm 25 mm SOmm 25mm 50mm M 6 O 7 A o • « *. "0 *% o_ *""*• J- wo l_K r-^ * ^ ^ % " " "02 r^ h2 . 6,0m"> 3*0 325'*"'^ 1 "* — DIN . 26 V . n ČSN m i 30V. 2e "•N-.*4 CSN™ 30 V. • T " • "^*». ^*'4J t 200 100 •~ -—CSN °" H •—cs N í a» as 020 Obr, a 025 030 QW Obr. 1 «5 020 OBSAH DUSÍKU V OCEU [ V . VÁH] Vlastnosti při snížených teplotách do 196 °C tJ ocelí s duaíkea dochází k výraznému růstu pevnostních hodnot při mi nusových teplotách bes újny na plastických vlastnostech, při teplotě -196 °C 264 se dosahuje u obou typů oceli - s nclybdenem i bet molybdenu - vlc aei dvojnásobného vzrůstu meze klusu i ;>evnoeti oproti hodnotám při + 20 °0. Přitom taznost ani kontrakce nekleaaji pod 40 % (obr. 2 ) - -100 -50 TEPLOTA ZKOUŠENI' M Obr. 2 O dobrých plastických vlastnostech ocelí s dusíkem svědci i hodnoty vrubové houževnatosti na tyči s 3 um kulatým vrubem při teplotě - 196 °C při umístěni zkušební tyče kolmo ke směru válcování (obr. 3 ) a na tyči s 2 mm ostrým V-vrubem při - 196 °0 ve směru válcování i u taveb velmi vý razně zpevněných obsshem dusíku okolo 0,25 % (obr. 4 ) . Fro použití těchto oceli v oblasti nízkých teplot a* však jeví výhodnější střední a niSSÍ ob sah dusíku v oceli, která se vyznačuje vysokými pevnostními hodnotami při velké plastičnosti. i TAVBA č. 3 *Í? 300 .5 OL 7 O g • i . '| -* •-. ^ X _ TAVBA C «-«- 0 — TEPLOTA -100 ZKOUŠENÍ 2 3 4 5 6 » 7 A O 0 0 7 11 . """•"••i tuu 1 «i«aj 0 0 PODÉLNÉ *-_. ^r---^ ^S^í, 0VÁ H0U2 > e —- V 1 OD -196 PQ Obr.3 " " • ^ . C-,/ i 06 020 OBSAH DUSÍKU OS [%«Hj 030 Obr. 4 265 V této aouvialoati je třeba upozornit i na vyeokou etrukturní etabilitu auatenitické atruktury proti nartenzitické přeměně při teplotách pod bo de* arazu, ať ji* Jda o přeměnu v důsledku pouhé zaěny teploty, nebo o přeměnu způeobenou kombinaci rlivu teploty a rychlosti deformace [3j. •Krh^rHcké vlastnosti oři zvýšených teplotách U oceli typu CrHiN ae naměřily vysoké hodnoty maze 6- , a plynulým poklaaea v záTialosti na teplota skouleni. V celéa rozsahu zkušebních tep lot do $00 °C aa zjištěné hodnoty pohybují o 20 aí 60 H.mn"2 nad hodnotami předepsanými podnikovou noraou pro tuto jakost a odpovídajícími i požadav kům normy DIN 17 440 pro ocel podobného typu Wr. ar. 1.4311, které je v obr. 5 vyinačena plnou Sárou. Vliv obsahu dusíku na pevnostní vlastnosti ae projevuje zejména do teploty 300 °C. Podobny průběh hodnot 6J, , v zá vislosti na teplotě zkoušení byl zjištěn u oceli legované molybdenéa. Plynuly průběh pevnosti odpovídá v celen rozsahu teplot proběhu aeze 61 -• Hodnoty tažnoeti a kontrakce klesají při zvyšování teploty jen velmi mírni, přičemž tatnoat neklesá pod 40 * a kontrakce pod 60 *. Strukturní atav a korozní odolnost ocelí a ďuaíkea Výchozí struktura plechů po tepelném zpracování rozpouštěcía žíháním ja čistě auatenitické, bez výskytu feritu. Z hlediaka posouzeni vlivu tech nologických ohřevů při dalším zpracováni v oblasti teplot 550 aí 900 °C vy kázaly sledované provozní tavby pro praxi dostatečně dlouhé doby ke kritic ké koncentraci preeipitétů na hranicích zrn ať již z hlediaka technologie svařovaní, lisovaní apod. Zkouiky odolnosti proti aezilcryatalové korozi ae u ocelí vyrobených ve Vítkovicích dělaly předávala podle podmínek platné ia. noray fiSH 038 169. Zcitlivujlcl režimy byly přitoa z experimentálních důvodů zvoleny od 1 000 hodin při 450 °C do 20 min při 720 °C. Všechny ohybové zkoušky byly podle normy klasifikovaný jako vyhovující. Jako nejvyšší teplota při dostatečné provozní jiatotě ae pro použití ocall v prostředí vyvolávající* náchylnost k vzniku aozikryatalové koroze jeví z hlediaka zcitlivěnl teplota 350 °C. Pouliti auateaitickyeh ocelí a přísadou dusíku je vzhledem k jejich homogenní auatenitické struktuře výhodné zejaéna pro prostředí vyvolávající eelektivní korozi. Does aa pro hodnoceni odolnosti proti selektivní korozi začíná pouilvat zkouška ve vroucí 65% kyselině dusičné. U oceli CrHiN ae při této zkoušce doaánlo vyrovnanějších výsledků než u oceli a molybdenem 400 JI 300- % **' •J E . Z, JJ 200 v> j? 200 O TO 200 300 TEPLOTA CHEMICKÉ 400 ZKOUŠENÍ SLOŽENÍ 500 0 600 [Vj Mn Si Cr NI N * ^ WO 200 400 3X TEPLOTA ZKOUŠENÍ [°C] TAVBA C * CHEMICKÉ SLOŽENÍ PLECH [mm] TAVBA C Mn Si 500 600 [«C] [%] PLECH Cr NI Mo N [mrn] E9673 0027 182 0.62 199B IVU 022 20 o E 3442 0024 132 0.30 18,95 W2 2A4 0152 25« E7162 Q034 126 a 26 f/,45 1032 0167 29 o E 8882 0023 140 075 Í50 12,98 2» 0249 25» 50» E 7341 q026 Í70 Q08 *,28 12J0O 0231 25 » E 89K 0024 090 030 16.96 12JQ0 230 02 60 25» 50» E 3315 0023 132 059 2060 v.ee 0278 25 <• E 101 0027 238 053 16,20 1180 286 0.236 25° 5ÍH E 259* 0027 X20 0.36 17.85 «08 0217 E 2662 Q023 130 052 «50 W6 ÍS4 0214 40« TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ 1050 °C 25 » «50» 50* [1h] VODA TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ Obr. 5 1050 °C [1h) VODA 50 • 267 Průměrná hodnot}/ korozních rychlostí T O stavu po rozpouitěclm žíháni byly při cyklové zkouice v HNO, nižší než 0,44 «.a" 2 .h -1 , v řadí případů i pod 0,20 g.»~ 2 .ir l a odpovídají světovému standardu. Jieté zhoršení vyvolává scitlivění v oblaati kritických teplot. Prokazatelné zhorieni korozních výsledku vlivea dusíku nenastává ani u oeali a molybdenem. Vzhledem k tomu, že tento typ oceli je především určen pro podmínky neoxidacnl, není hodnoceni zkouškou v kyselině dusičné zcela opodstatněn* a objektivní. Zlákané výsledky ally vítíí roaptyl než u typu CrKil. Zkouiky v 30% kyselina sirové zcela jednoznačně odlišily oba typy oceli a v souladu a literaturou prokázaly příznivý vliv aolybdenu. Svařltalnost auatanitickvch ocelí s dusiken Požadavky na stejná korozní vlastnosti svarového a základního materiá lu oaoždují použit aa svařování těchto oceli přídavná Materiály s velni nízkya obsahea uhlíku nebo materiály stabilizované niobem. Chemické složeni těchto přídavných materials ausl zajišťovat kromě korozní odolnosti i poža dované pévnoatnl hodnoty svarového spoje, přídavné materiály a určitým ob sahea ř«ritu-<5, který ae doporučuje při avařování austenitických CrNi oceli pro sníženi jejich náchylnosti k vzniku mikrotrhlin ve svarech, nejsou vsak vhodné při použiti oceli a dusíkem pro prostředí vyvolávajíc! aelektivnl koroai. V rámci svěřování vlastností nových ocelí byla ověřována svařitelnost molybdenových jakosti na pracovišti ZVÚ v Hradci Králová [4]. Potřebné pří davné materiály aa zajistily ze zahraničí. Požadavkům na odpovídající pevnostní vlastnosti svarového spoje, na dosažený uhel ohybu ve svarových apojlch bez vzniku trhlin 150° a na svary prostá tepelných trhlin vyhověly avařovecl zkouiky realizované elektrodami složeni X2Cr»i 19 12 Ho 3 (Fox EAS 4H) při ručním obloukovém svařování a sva řovacím drátem X2 Crtli 18 12 Ho 3 (Sandvik 3 B 63) při svařování pod tavidlem. Požadavku na korozní odolnost i požadované pevnosti hodnoty vyhověly zkulebnl svary zhotovené elektrodou z materiálu X2 CrNi 20 16 Hn 6 lío 3 H (ŤHEBMAMT 19/15 H - Wr.mr. 1.4455) a při avařování pod tavidlem z drátu s oceli X2 CrHi 18 14 Mo 3. *o zřejmě souvis! a omezanla obsahu feritu ve svarovém kovu v prvém případě přísadou Hn a N a ve druhem případě zvýšeným obaahea niklu v přídavném materiálu. 268 Použitelnost austenitickych oceli a přísadou dusíku Z hlediska korozní odolnosti lze oceli zpevněné dusíkem použit ve stej ných podmínkách jako oceli výchozí jakosti bez přísady dusíku* V zahraničí se podobné typy ocelí používají v textilním a farmaceutickém průmyslu, při výrobě celulózy a plastických hmot. Molybdenové typy mají zvýšenou odolnost zvláště v neoxidaSních prostředcích a v médiích obsahujících chlór. Strukturní stabilita těchto ocelí proti tvoření martenzitu při nízkých teplotách v kombinaci s omezenými deformacemi, apolu a velkou houževnatostí a vysokými pevnostními hodnotami umožňují jejich použití pro zařízení pracu jící za velmi nízkých teplot. Dobré mechanické vlastnosti při vyšších teplotách ve srovnání s ocele mi bez dusíku umožňují jejich využití na stavbu tlakových nádob provozova ných do teploty 350 °C, kde je možno dosáhnout uspoř oceli volbou menší tloušťky stěny nádob a snížením hmotnosti konstrukcí asi o 20 %. Nepracujl-li v prostředí vyvolávajícím mezikrystalovou korozi, lze jich použít až do teploty 550 °0. Ocelí typu CrNiláo lze velmi výhodně využít pro práci v oblasti výroby močoviny. Fro velmi náročná korozní prostředí jsou v zahraničí pro tyto účely vyvinuty tzv. moSovinové jakosti, u nichž se moderními výrobními po stupy zajišťuje vysoká mikrodistota, nízká obsahy plynů a Škodlivých pří měsí i výhodné kombinace rozhodujících legujících prvku. Rovněž ve Vítkovicích se v současné době výzkumně i provozně rozpraco vávají moderní způsoby výroby vysokolegovaných ocelí kyslíkovakuovýs proce sem pro zlepšení technologických i jakostních parametru dosavadních standard ních typfl ocelí a dalSí rozšířeni jejich použitelnosti i pro nejnáročnější korozní prostředí. Literatura L i ] B a r e á , L. - Z e z u l o v é . U . - Ž 1 d e k , H. C h v o j k a , J . - L i s k a , M. a k o l . : Závěrečná zpráva úkolu P-06-124-002-00-02 [2] R a n d a k , A . s . 1255-1270 [3] S w i s s [ 4] K u b á t , - W e s s l i n g . W . : Stáhl u. Eisen 9 1 , 1971, £ . 2 5 , , H.: S t e e l l i n e s 1966, Bee. 1 6 / 2 3 , s . 806-607 F . : Závěrečné zpráva úkolu PT-406-870/134 ZVTÍ Hradec Králo vá, listopad 1975 269 Doc. l o g . Václav B e n e 6 , CSc. Prof. Ing. Dr. Jaroslav P l u h a ř Doc. Ing. Karel M a c e k , CSc. - Ing. Petr Z u n a , C S c , flSSH MCETERť PROBLÓK STRUKTURY A MECHAHICKTCH VLASTNOSTÍ OCELI 1 Cr 17 M 2 Korosivzdorná chroaoTá kalitelni ocel 1 Cr 17 Hi 2 se používá téměř výhradně ve stavu zuilechtěném. Protože ná sklon k popouStěcl křehkosti, popouští se buď v rozmezí 300 až 370 °C nebo 550 až 680 °C. Po nízkoteplot ním popuštění má ocel vysokou mez kluzu i pevnost při velmi dobré houževaatoati, a proto ae stává atraktirnlai konstrukčním materiálem pro značně sta ticky, dynamicky i únavově naaáhaná strojní čáati pracujíc! v korozním pro středí [1-3]. Při použiti oceli 1 Cr 17 Ni 2 na konkrétní součásti vyráběné z příč ných výkovků se zjistil negativní vliv dlouhá výdrže na kovací teplotě na výslednou vrubovou houževnatost. Vliv přetrvává operace tepelného zpracová ní následující po tvářeni (žíháni na zvyíeni obrobitelnosti, kaleni, popou štěni). 7 toato příspěvku chceme objasnit příčiny táto snížené houževnatos ti. Experimentální program a výsledky Po potvrzení uvedené souvislosti (obr. l) a ověření, že přechodová teplota dané oceli neleží v oblasti od -20 do +80 °C byl realizován program tepel ného zpracování vzorků, složený ze čtyř cyklu (obr. 2 ) . Progran umožnil oddělit jednotlivé vlivy a zkoumat strukturu i vlastnosti oceli po jednot livých cyklech. Zkušebním materiálen byl vývalek tohoto chemického složeni (hmotm. % ) : C 0,15 U n 0,61 S i 0,55 S 0,05 P Ni Cr Cu N 0,021 2,10 16,7 0,16 0,041 (dále eoektrálně ověřen obsah Ho - nízká setiny, V tělesa byla ve tvaru tyči, určených pro tělesa na tosti, a ve tvaru válečka i 10 x 8 mm pro studium ohřev (cyklus A ) se realizoval v ochranném zásypu a AI stopy). Zkušební zkoušky vrubové houževna struktury. Vysokoteplotní resp. ve vakuu. Mikroatruktura vzorku tvořená základní martenzitickou metrici a cca 20 % feritu 6 a karbidy byla vyietřena nejprve světelným mikroskopem. 270 ntl/oí Obr. 1. Závislost vrubová houževnatosti na době vjtfrže při teplotě 1 150 °0 Vyáetření neprokázalo po žádném cyklu zpracováni rozdíl aezi vzorky, které v cyklu A byly žíhány krátkou dobu (Ak) a dloubou dobn (Ad). Elektrononikroskopické studium koloidovych replik stínovaných chromen přineslo tento vý sledek: Po cyklu A Po krátká výdrži a rychlém zchlazenl (zpracováni Aka) jsou hranice •artenzit - ferit 6 obsazeny jemným precipitátem (obr. 3 ) , po dlouhá vý drži (Ads) jsou čistá (obr. 4 ) . Krátký ohřev tedy nestačil rozpustit kar bidy na hranicích zrn, které existovaly v dodaném stavu. Po cyklu A * B Typické struktura vzorku se zpracováním Aka + Bs je na obr. 5. obsahu je dobře axtrahovatelná karbidy H j 3 Cg a shluky jemnějších íástic na hrani cích a m . Z porovnáni odpovídajících vzorku po cyklu A a po cyklu A + B (obr. 3 a obr. 5) vyplývá, že naprostá větSina karbidu se vylouiila bihem cyklu B. 271 • w í \ \ \ i CAS [fnin]i . CAS friin] VYSVĚTLIVKV: k-KRÁTKÁ VÝDRŽ d -DLOUHÁ VÝDRŽ s-OCHLAZENO DO y-OCHLAZENO NA o-OCHLAZENO DO 1040 I20min) (200min) SOLANKV VZDUCHU OLEJE CAS[rnin] & 380h CAS jnin] Obr. 2, Schtaa t .._ J 272 VÍ*ft. -•v VÍ /V' O A » '- Obr. 3 . Mikroatrnktura Tiorku Aka (20 OOOl) \ Obr. 4. Mikroatruktura Tiorku Ada (20 OOOx) •A-"v Obr. 5. Mikroatruktura norku Aka + Ba Obr. 6. Mikroatruktura norka Ada + (20 OOOx) + Ba + Ca (20 000 X ) '&'«&**i%'' rM Obr. 7. Hikroatruktura.Tsorlcn Ada + Ba + Ca (2 OOOx) Obr. 6. Mikroatruktura n o r k u Aka • Ba + Ca (2 OOOx) 273 Po cyklu A • B • C Typická struktura ukaleného norku a dlouhou výdrží (Ada • Be •» Ca) je na obr. 6. Vyznačuje ae hrubými karbidy, vyloučenými - často v souvis lých řetězcích - na hranicích martenzit-ferit 6 . Balil karbidy roaalatiné T martenzitické matrici jaou značně koagulovány a mlaty vysnaSujl hranice auatenitick*ch trn. Vsorky a krátkou primární výdrži mají zřetelně méně hrubých karbidft sestavených do řetězců. Vyáetření větších ploch výbrusu řádkovacla mikroakopea při zvětženl 2 ooo-náaobnéa a 10 OOO-násobném tento kvantitativní rozdíl potvrdilo. U vzorků a dlouhou výdril při primárním ohřevu (obr. 7 ) byl počet řetězců karbidů na hranicích martenzit-ferit sedmkrát vitěl než u vzorků a krátkou výdrží (obr. 8 ) . Kromě toho ae pro jevil rozdíl i v beterogeniti martenzitické matrice, spočívající v přítom nosti odlišně ae leptajících protáhlých útvarů. Jejich množství ve vzor cích a dloubou výdrži (obr. 7) je podstatně větál než a krátkou výdrži (obr. 8.). Orientace útvarů odpovídá řezům oktaedrických rovin rovinou výbrusu. RentgenodifrakSní analýza prokázala ve vzorcích a dlouhou výdrži a a boha tým výskytem zmíněných útvarů vitSl obsah zbytkového austenitu než ve vzor cích s krátkou výdrži, Mikrotvrdost martenzitu sa sledovanými útvary je podstatně nižál (HVm = 455) než mikrotvrdost martenzitu bez těchto útvarů. Popuštěním (Ada + Bs + Cs + Dv) ae mikrotvrdost zvýšila na HVa = 47$. z těchto skutečností lze usuzovat, že popsané útvary jsou zbytkovým auatenitem. Formu jeho vyloučeni spojujeme a nehomogenitou chemického složení austenitu po kalicím ohřevu a a poměrně hrubým vyloučením martenzitu. VyS51 nehomogenita austenitu po kalicím ohřevu je u vzorků a dlouhým ohřevem při cyklu A způsobena větélm množstvím hrubých karbidů event, jejich řetěz ců existujících před kalicím ohřevem. Tyto karbidy ae nestačí při kalicím ohřevu rozpustit a chemické složeni austenitu v jejich okolí ae nevyrovná. Různé nasyceni tuhých roztoků f a 6 při teplota 1 ISO °0 legujícími prvky v závislosti na době primární výdrže jame ae pokusili postihnout mě řením mikrotvrdosti a analýzou chemického složení spektrálním mikroanalyzátorem. Potvrdila ae větší tvrdost feritu 6 po dlouhém,ohřevu při cyklu A(HVm = 227) než po krátkém ohřevu (HVm = 209), odpovídající předpokládané mu vySSÍmu nasycení přísadami. Po složitějším zpracováni mají víak tvrdosti větSl rozptyl a výsledky pro dlouhý i krátký ohřev v cyklu A se překrývají. Výsledky bodové a liniové analýzy vybraných vzorků ukázaly va vSeeh stavech tepelného zpracováni vySSÍ obsah chrómu a nižSl obsah niklu ve fe ritu než v martenzitické matrici: 271 £í£s_ . i,u ,| 1,19; ""mart. proatr 1,14 — - 2 S £ « — « 0,64 až 0,76-, prunír 0,69 "Wt. Pokud jda o vliv délky výdrže při cyklu A, v aouladu a naila předpokladaa je naaycenl feritu 6 chroaeB i niklaa Titií při dělila ohřevu.Rosdlly jaou Tiak Bálo výrazné. (Hapř. pro cbrOB jaou abaahy T poaěru ŽS'Í2). Po cyklu A • B • C • P Struktura aa tTarea a rozdělením karbidu neliil od nepopuitánych vzor ku. Výsledné hodnoty vrubové houževnatosti Tzorkfi po jednotlivých cyklech tepelného zpracováni, atanoTené na tyčích 10x10x55 B B a vrubem 3 am při teplotě 22 °C jaou shrnuty v tab. 1. Potvrzují jednoznačná, ze ve viaeh stavech tepelného zpracováni oají jinak stejně zpracované vzorky a dlouhou vydrží na teplotě 1 150 °C výrazná nižil houževnatost než vzorky a krátkou vydrží. Tabulka 1. Vrubové houževnatost vzorků Tepelné zpracováni vzorci Vrubové houževnatost CJ.CB- 2 ] Střední hodnota OČ."2] Akv*Bv+Co+Dv 219, 211, 203, 223 214,0 Adv +Bv+Co+Dv 113, 124, 93, 103 108,2 75,7, 50,0, 61,4 62,3 Ada+Bs+Cs * (7,1), 24,2, 21,4 22,8 Akv+Bv+Co * 80,0, 68,5, 64,2 74,2 Aks+Bs+Cs + Adv+Bv+Co * 35,7, 40,0, 21,4 Akv+Bv+Ca+Dv 148,5, 92,9, (31,4), 171,4 Adv+Bv+Cs+Dv 52,8, 47,1, 92,9, 51,4 * Vykonán rraktografický rozbor 32,3 137,6 61,1 275 Fraktografický rozbor dvojic vzorku lilicl ae jen délkou ulněné výdrla, provedeny na vzorcích vyznačených v tab. 1, je plni v aouladu a roz bory mikroatruktury. Viorky a dlouhým ohřevem při cyklu A (Ada, Adv) mají podíl interkryetalickáho lomu aai 70 *. Lom pobíhá po hranicích martenzit-martenzit i martenzit-ferit 6. Transkryatalický podíl (30 %) má fazetový charakter a jde větiinou (20 9 celkového lomu) oartenzitea. Vzorky a krátkým ohřevem (Aka, Akv) mají naproti tomu aai 30 * interkryatalických load, při čemž tranakrystalické lomy jdoucí v martanzltu i ve feritu mají zčásti Jankovou morfologii, charakteristickou pro houževnaté lomy. Závěry 1. Výeledná vrubová houževnatost oceli 1 Cr 17 Ni2 po zuSlechtěnl je nepří mo závislé na dálce výdrže na kovací teplotě. Při prodloužení (i aditiv ním) výdrže při teplotě 1 150 °C z 20 na 200 min poklesne houževnatost na polovinu. 2. Rozdíl mezi strukturou oceli s dlouhý! a krátkým ohřevem ne kovací teplo tě je jen kvantitativní. Fo dlouhém otřevu je větší počet hranic zrn (zejména hranic martenzit-ferit <5) obaozen řetízky karbidu a martenzitická matrice vykazuje vySěl heterogenitu. 3. Přlíinou rozdílů ve struktuře vzorku a dlouhým a krátkým ohřevem na ko vací teplotě je rozdílné nasycení tuhých roztoků legujícími prvky v zá vislosti na délce výdrže. 4. Rozdíly způsobená délkou výdrže na kovací teplotě sa následným žíháním při 660 °C (k zlepáení obrobitelnosti) a zušlechťováním neodstraní. Literatura \í] H a r e k , V.: Strojírenství 24, 1974, 8, 476 - 480 [2] L i c h ý , J. - P e j č o c h , 0 . : Ivařitelnost chromových ocelí za tepla, Sb. konf. CSVTS "Ivařitelnost ocelí za tepla", Tyaoké Tatry, zá ří 1974 [3] H a r e k , V.: Příspěvek ke studiu únavových vlaatností ocelí typu 0rl7Ni2. Materiálový sborník vtf CKD Praha 1975 276 A. I I O I I J D ; Poland - «. H » t • i Í c I J k - G. l i n l i l t k l , MtCHAMICAl AMD PHYSI00CHBIIC1L PROPBBTHS OP SOME AUSTBMITIC 170r-17Mn 1. TYPE STPL Introduction Although manganese and oangenese-niokel a u s t e n l t i o s t e e l s are f o r var i o u s reasons i n f e r i o r to nickel a o s t e n i t i o s t e e l s of the 18-8 grade, nevert h e l e s s , by reason of a commonly f e l t shortage of n i c k e l , there p e r s i s t a t tempts t o find s u b s t i t u t e s f o r nickel s t e e l s , at l e a s t for some p a r t i c u l a r applications. The a u s t e n i t i o Cr-Un s t e e l s are s u c c e s s f u l l y employed among other t h i n g s as s u b s t i t u t e s f o r the 18-8 s t e a l s i n weakly corrosive media [l, 2J, t h e i r eerrioeablaness at cryogenio temperatures was confirmed [ } J , and w e l l known are t h e i r good heat and c a v i t a t i o n r e s i s t a n c e [ 4 , 5J. High mechanical properties of the a u s t e n i t i o Cr-lin s t e e l s , very often surpassing these of Cr-Ni s t e e l s f 6 j , a t t r a c t a s p e c i a l a t t e n t i o n of workers. Hence the mechanical properties of manganese austenlte warrant much wider app l i c a b i l i t y of the a u s t e n i t i o Cr-Un s t e e l s . Studies on the 17Cr-17Mn type s t e e l s of a mean carbon content are being performed at the I n s t i t u t e of Materials Engineering i n Katowice. Uiorostructure of these m a t e r i a l s , consisted of defeoted austenite and carbide p r e o i p l t&tea, assures t h e i r high strength and s i g n i f i o a n t l y improved aorroaion, h e a t , and erosion r e s i s t a n c e . The so f a r obtained r e s u l t s lndioate that the o b t a i n ment of a desired properties of these s t e e l s , considering t h e i r r e l a t i v e l y high a l l o y i n g additions and C oontents deserves a very careful s e l e o t i o n of metallurgical process as w e l l as t h e i r p l a s t i c working, heat and neohanic a l - h e a t treatments. I t was also found t h a t a l l o y mioroadditions i n t e n s i v e l y and advantageously a f f e c t the structure and p r o p e r t i e s of these s t e e l s . Our h i t h e r t o performed i n v e s t i g a t i o n s were concentrated upon determining the e f f e c t of the chemical composition and technology on the mechanical p r o p e r t i e s , corrosion and heat r e s i s t a n c e of the a u s t e n i t l c Cr-Mn s t e e l s |*7j. 277 fix. 1. Snbatruotur* of *t**l 5KL7Q17 after tbe bat plaatio working Pig. 2. Substructure of steal 5HL7SL7 efter tbe solutloning from 1150 "C in water Pig. 3. Substructure of ateel 547017 after tbe aolutloning fro» 1150'0 in water and ageing at 650 0/8 h Table 1. Tb* aeohaoloal properties of steel 5H17G17 ** Coaditloa of tbe material Hot r o l l e d Solationed 1130 °C/30/water Solutloned 1130 °C/30/water Aged 650 °C/8b/alr [W] *02 LUH/".2] &P/- 2 ] HT [«/*«] 980 860 960 842 66 45 646 440 16 62 330 240 900 981 55 539 19 360 278 The presented here summary of the report deale mainly with structural changes of s t e e l 5H17G17 occuring during i t s heat treatment and t h e i r e f f e c t on i t s mechanical p r o p e r t i e s . 2 . The structure and properties of the 5H17G17 s t e e l The i n v e s t i g a t i o n s were performed on the 5H17G17 s t e e l obtained i n an i n d u s t r i a l aro furnace of 9 tone capacity. The s t e e l was blowed through with argon. The samples were made from h o t - r o l l e d rods of 15 mm diem. The chemical analysis revealed the following composition: 0.50 % C, 17.06 * lln, 1 6 . 2 * Cr, 0.57 * S i , 0.035 * P, 0.014 56 S, 0.22 * HI, 0.072 S Al and 0.0014 % B. After the p l a s t i c working the s t e e l exhibited the auBtenitic structure of a high d e f e c t s content with carbide M 2 5°6 P 1 8 0 ^ 1 * 0 * 1 0 1 1 8 (Fig- 1 ) - On heating above 1100 °C the carbides d i s s o l v e i n the s o l i d solution and the aus t e n i t e grain coarsening occurs. In the 1100 - 1200 °C range of the s o l u t i o n heat treatment temperature, a mean volume fraction of carbides i n the s t r u c ture decreases from 5 . 6 to 2 . 9 %, whereas a mean grain s i z e increases from 11.6 t o 20.8/UD. The observation of the austenite substructure revealed a smaller number of d e f e c t s comparing t o the structure obtained a f t e r p l a s t i c working, and a small number of stacking f a u l t s , but no twin systems were not i c e d (Fig. 2 ) . An increase of the s o l u t i o n heat treatment temperature from 1000 °C to 1250 °C cau,ed a s i g n i f i c a n t drop of hardness from about 270 H7 to 210 HT, r e s p e c t i v e l y . Ageing of the specimens supersaturated from 1150 °0 i n water begins over 500 °C and i s connected with p r e c i p i t a t i n g of the U 23 C 6 c a r D i < 3 e s not only at the grain and austenite twins boundaries but a l s o i n the form of d i s p e r sion p r e c i p i t a t i o n s i n the matrix areas of an increased degree of d e f e c t i v e ness (Fig. 3 ) . The ageing at temperatures above 800 °C or f o r time longer than 16 h made the twins to disappear and led t o the ocourence of large MgjCg carbide p r e c i p i t a t i o n s i n the matrix and at the austenite grain boundaries. The hlgnest hardness of 390 EV was acquired a f t e r the ageing at 600 °C for 16 h. The ageing at 650 °C for 2 - 16 h yielded a s l i g h t l y l e s s hardness of about 360 HV. On the ground of analysis of the r e s u l t s obtained, the following heat treatment parameters for the 5H17Q1? s t e e l were accepted: s o l u t i o n heat t r e a t ment at 1150 °C °or 30 mln (water) and ageing a 650 °C for 8 h ( a i r ) . The mechanical properties of the s t e e l a f t e r t h i s treatment are presented In Tabl e s 1 , 2 and 3 . 279 Table 2. lbe Mobanlcal properties of steel 5H17Q1? at 500 °C end 600 °C 500 °C Test temperature Condition of tbe material \ [kGj nan *02 fke"j 600 °0 ^2 0 BI»2 Hot r o l l e d Solotloned 1130 ° C / 3 0 V water Solutioned 1130 °C/30Vwater Aged 650 °C/ 8h/air B B« [kS"l 02 [ k s ] Ita" "02 W 56,2 551 JO,5 298 0,45 25 46,3 455 27,1 266 0,58 33 5 5 , 0 540 30,8 204 0,38 34 4 7 , 9 470 L9.5 191 0,41 19 5 9 , ? 582 26,0 255 0,44 28 51,2 502 25,1 246 0,49 21 Table 3. The meohanical properties of steel 5HL76L7 at 800 C and 1000 0 Test temperature Condition of the material 800 °C 1000 °0 E H02 b %2 liof] [kG"[ lira' K IkQ" mi* [iui *» A 5 * M ^2 [kG* mm BSD Hot r o l l e d 15,5 15E 14,5 142 0 , 9 43 5,9 58 *,9 48 0,83 75 Solutioned 1130 °C/30Vwater 19.C 186 16,1 158 0 , 8 4 25 8,5 83 7,4 72 0,87 43 Solutioned 1130 °C/30Vwater Aged 650 °C/8h/ air 22,4 220 19,6 192 0,88 16 11.1 1 0 , 9 9,8 96 0,88 21 The highest tensile strength at ambient temperature (980 UPa) shows the steel ID the as rolled ooodltion. The best plastic properties characterized by elongation Ac = 62 % were achieved after the solution treatment from 1150 °C; simultaneously a drop in strength to 860 MPa was observed. The yield stress B^ - to tensile strength ratio varies from about 0.67 after rolling to about 0.52 after solutioning. The highest tensile strength exhibited the solution treated and aged specimens ID the static tensile test performed at elevated temperature. Differences between the results obtained for the rolled and aged speoinens ioorease x i t h the t e s t temperature. The r a t i o of the teDsile strengt after r o l l i n g to that after solutiooiDg and ageing were about 0 . 9 3 , 0.71 and 0.5J for 500, 800 and 1000 °C, r e s p e c t i v e l y . AD increase of the t e a t temperature from 500 t o 1000 °C brought about a two-fold r i s e of the y i e l d s t r e s s t o t e n s i l e strength r a t i o . The resistance to oxidation of the 5H17G17 s t e e l can be attributed to the presence of an oxide layer on i t s surface. The X-ray microprobe analysis of t h i s l a y e r , as performed for the speoinens soaked at 900 °C, showed t*:at i t consisted of chromium, manganese, and iron oxides of the element concent r a t i o n s similar t o those occured i n the s t e e l . 3 . Becapitulatlon The a u s t e n i t i o 3 t e e l 5H17Q17 i s characterized by high mechanical propert i e s with a s a t i s f a c t o r y corrosion r e s i s t a n c e i n l i t t l e aggressive media. A c h a r a c t e r i s t i c feature of the structure of s t e e l investigated i s keeping up a s i g n i f i c a n t degree of defectiveness of austenite during the t e c h nological p r o c e s s e s . Considering the mechanical and physioochemical propert i e s of the s t e e l 5H17G17t i t can make a valuable structural material i n t e r mediate between a u s t a n i t i c 18-8 type s t e e l s and structural toughened a l l o y s t e a l s . The s t u d i e s shoved t h a t there are large p o s s i b i l i t i e s of a f f e c t i n g the mechanical and p l a s t i c properties of the s t e e l 5HL7G17 through a s e l e c t i o n of i t s heat treatment parameters. References [l] C h i m u s h i n , Moskva 1967 P. F. : [2J E a w a d z e , lioskva 1968 £?J G r i k u r o v , G. H. T a w a d z e , "liietally", v o l . 1 , Moskva 1975 P. A. 1 Izw. AH SSSE [V] U a l i D o v , L. S. - ' B i s m o n d t , s t r o j e n j e , v o l . 1 1 , 1965, p . 32-J6 D. T. : Energomashino- P. A. e t a l . : Nierzavejusoxje s t a l i , Izd. Hatallurgizdat, Izw. AN SSSS "Zaszczita Mietallov", 281 \jf\ C h i n u a h i n , P. P. t lurgla, HoskTc 1964 [E] i i i i k , 3.i Saroprocznyje stali i •plavý, Isd. Itiatal- Hutnické l i s t y 1975, no. 5. p. J39-346 [VJ l l a o i a j n y , A. st al. : Besaaroh mrk of tha Material Sngtnaarlng Institut*, Katowioe 1976, unpublished 262 lag. Jaromír S o b o t k a lag. Jan D o l a n e k , CSSR mg. laailo P r a k a , CSc. - VLIV PftíSiM DUSÍKU HA gJBOPEVWOST A CREEPOVOU PLASTICITU HSSTABILIZOVAffifCK CrKiao AOSTEWITICtrfCH OCELÍ V dosavadní praxi ae využívalo přísady dusíku v austenitických ocelích ke zvýšeni pevnostních vlastnosti při současní příznivých hodnotách plaaticity a rru ové houževnatosti a ke zvýieni aeza kluzu sa tepla Cl - 7 ] . Toto legováni dusíkem aa soustřeďuje zejaána na auatenitická oceli s velmi nizkya obsahem uhlíku, které ae vyznačuji velkou odolnoatí proti korozi. Tyto oceli ae používají zejména v zařízeních chemického průmyslu, přičemž v sou ladu a celosvětovými snahami o unifikaci sortimentu vyráběních materiálu a o rozšíření pouZivatelaoati již vyvinutých a osvědčených typů ocelí se uva zuje také o jejich využití v oblaati tečení. lak napr. v zahraniční l i t e r a tuře ae vedle důležitých údajů o mechanických a fyzikálních vlastnostech a korozní odolnoati íasto vyskytuji také výsledky zkoušek žárupevnoeti, plas ticity při teGení apod. £8], Přehled literárních poznatku přísada dusík *o austaaitických aeatabilizovaných ocelí aá významný' vliv na jejich strukturní stabilitu v oblaati tečeni. Touto přísadou se snižuje rychloat difuse atomů, uhlíku v oceli, a tlD ae zpomaluje proces '-oagulaca částic karbidů M^Cg [9 až l i ] . V důsledku ztížení substituční di fuse legujících prvka v oblaati hranic zrn dochází také k onezení pracipitace interme teličkych fází, reap, k posunutí počátku jejich precipitace k delším časům [12 až 14]. Jako . řlklad lze uvést ocel typu X5CrHiMoíf 1713 a obsahem 4,$ * no, u niž ae křivky izoteraické precipitace karbidu kU^Cg a intemetalických fázi posouvají a rostoucím obsahem dusíku k delsin ča•4a [ l S ] . Na druhá straně však B l i l i j i t , H e r a l e b a l e a t n e r a l e b [14] z j i s t i l i , že přísada 0,14 % dusíku do ocsli typu 1 7 * C r - 1 3 * » i - 2 , 5 * « o a obsahem 0,03 * C neovlivňuje kinetiku precipitace karbidu m^Cg , ža však potlačujs vznik karbidu llgC a fáze a urychluje vylučování nitridu Cr2N a Lavaaovy fási Fe 2 «o. Z hlediska žárupevnosti aute přísada dusíku v austenitické oceli vyká zat příznivý vliv v důsledku zpevnění tuhého roztoku [5, 10, 11, 1 6 - 1 ? ] a omezení koagulace jemně disperzního nitridu Or.K, což přichází v úvahu 283 zejména při vyšších obsazích dusíku, při zpevněni astries omezením pohybli vosti dislokaci při plastické deformaci i zotaveni ss tedy muže uplatnit jak disperzní fáze ("j3C6> (SyO, tak díinek intarakea atomových páro chroat - dusík nebo aolybden - dualk s dislokaesai [li, 17 ( 19, 20, 2l]. Z regresní rovnice B r s n c h a , W i c k e n s e a B a k s r a [16] vyplývá, že cvýienla obsahu dusíku o 0,1 * se zvýši psvnoat při tečeni za 10 000 hodin při teplota 650 °C zhruba o 45 HPa. Možnosti zpevněni aatriee jsou podmíněny přltomoatí dusíku T tuhéa roztoku, to znamená, ís při dlou hodobé expozici sa zvýšených teplot nebude docházet k prscipitaei nitridů. Z tohoto hlediska lze pro teploty použití do 650 °C považovat za vhodný ob sah dusíku do 0,15 * [9, li], což je v souladu a ddaji M e r c i e r a [22] o vzrůstu zarupevnosti za 10 h u oceli ASI 316 při zvýšeni obaahu dualku na 0,15 *. V e a a l i a g , K r a v a t z a B o c k \js] uvádějí, Že žárupevnost oceli 316 L a obsshsm dusíku 0,18 je při teplotách 550 sž 650 °C a době 10* h vyšší nes Žárupevnost oceli 316 H a niobem stabilizovaných austenitickych oceli, přičemi vytál zarupevnosti zda bylo dosaženo i přea velmi nízký obsah uhlíku. Minimálních hodnot creepové plasticity bylo dosa ženo při teplotě 600 °C za 1 000 ludin (taznost x5 % ) ; poloha tohoto minima ss a rostoucí tsplotou posouvá ks kratším Sasúm. láká a prací A 1 d e n a a A r o n a a o n a [20, 21], L o r e n c e aj. [5], l i t t u i aj. [19] a C u l l e n a a D a v i e a e [23] je možno konstatovat přízni vé ovlivněni zarupevnosti při vzrostu obsahu dusíku do zhruba 0,15 ». Pre dikce příznivého působeni dusíku ae však v uvedených pracích omezuje pouze na hodnoty aezs pevnosti při tečení za 10* h v důsledku nedostatečného množství dlouhodobých zkoušek tečení. V pracích [20, 2l] byly také konsta továny příznivé hodnoty creepové plasticity oceli s přísadou dusíku. V poslední době jsou v literatuře uváděny dálil možnosti legováni austenitickych oceli s přísadou dusíku. Jde zejména o prvky, které mohou příznivě ovlivnit disperzi karbidu U23C6 n e b 0 T Í B t k P*** 1 ?*** 0 ! jiného jemně disperzního karbidu nebo karbonitridu a rovněž také o prvky a vyeokou afinitou k dusíku, která tvoři atomové páry s významným kotvicím diinkem při pohybu dislokací, lakové účinky vykazuji zejména přísady titanu, vanadu a niobu, které i při poměrně nízkých koncentracích vedou k vzrůstu žárupevnoati austenitickych ocelí [11, 24 - 33]. Mažeme tedy konstatovat, že dusík je vhodným legujícím prvkem, který přichází v úvahu pro austenitické žárupevné oceli. Jeho využiti bude zvlášť efektivní u oeell a velmi nízkým obsahem uhlíku, které ae vyznačují zvýše nou odolnosti proti korozi. 264 Experimentální cast Fro zhodnoceni vlivu chemického složeni, zejména obsahů uhlíku a duslku, byly vybrány čtyři tavby neetabilizované CrHiao octli. Tyto tavby byl; vyrobmy ve 30-tunová elektrická obloukové paei a jejich chemická aloženl je uvedeno v tab. 1. Chemická aloženl taveb A a B odpovídá podlá CSU oeali 17 341, chemická aloženl tavby C (kromě odebylak v obaaslob niklu a manganu) oceli 17 360 a tavby D oceli 17 359 a přlaadou dualku. Tabulka 1. Chemická aloženl zkousaných taveb Obaah prvko [váb.. jQ Tavba C Hn Si F S Cr Ho Hi U0.lt_ B H 0,035 0,002 0,035 A 0.06 0,96 0,45 0,036 0,017 16,39 2,35 12,35 a c s 0,09 0,00 0,41 0,035 0,014 16,82 2,41 12,39 0,010 - 0,036 0,02 2,50 0,27 0,015 0,019 17,75 2,68 14,63 0,004 0,004 0,145 0,02 0,94 0,28 0,012 0,019 17,70 2,20 12,05 0,005 0,003 0,250 Mechanická vlaetnoati zkousaných taveb byly ověřovány na zkušebních seřízeních matron při rychlosti posuvu přiSniku 0,03 mm.e" 1 . výsledky sta tická tahová zkoušky jeou pro jednotlivá tavby uvedeny v tab. 2 . Z táto ta bulky je zřejmá, ze při vyáálch obsazích dualku ae zvylujl pevnostní vlaet noati oceli, coi aa projevuje zejména u tavby D . Tabulka 2. Mechanická vlaetnoati zkoumaných taveb za noraálnl teploty výsledky statická zkoušky tahem Tavba ff 0,2 Sft 3^.100 L«] fis W A 250 605 •1,3 61,2 B 250 598 41,8 62,1 79,5 C 285 615 46,3 47,0 79,9 D 370 705 52,5 53,7 70,4 78,1 Charakter mikroatruktury zkousaných taveb odpovídá tepelnému zpraco váni, tj. rospouitielmu žíháni, realizovanému při teploti 1 050 °C u taveb 265 A a B a pri 1 100 C u taveb C a D . Hlkroatruktura je ve vaech případech plni auatenitická, e velikostí zrna podle S S N v rozmezí K 2 (tavba c) ai K 6 (tavba D ) . •r II 1 1 =^173t1l20S P00LEIS0 O A D B J \\ \ \* é2.CD i n U -- -\8i- i i \ 1 10* • 1U *\\ -L-l o l 1 i tři \1 \< I pí I' 1 11 1 m» 1' - ~n r ' i i-19- r» l 1t I ii 10*. . t ! if 1 i 625' C 600* C 10 •80 r l»i p 1! . 650*: • 150 100 1»1li> 300 200 80 150 100 200 1 3OO501D0 200 «0 150 300 NAPĚTI" [ M P o l Obr. 1. Vliv napětí a teploty na dobu do loan zkoumaných ocelí Sarupevaoat zkoumaných taveb byla hodnocena na zakladl vyaledkft dlou hodobých zkouiek tečení do loau, které byly provedeny v rozaazl teplot 600 286 aX 650 C. Dosazené výsledky byl; znázorněny v souřadném systému log napi ti - los doba do loan a jsou uvedeny na obr. 1, na nimi jsou tyto Hodnoty porovnány a - 20* rozptylovým plamea pevnosti při teSenl oceli typu AISI 316, zakresleným podle údajů ISO [34]. Ha obr. 2 je dale znázorněno porov naní creepové plasticity jednotlivých taveb farmou závislosti kontrakce při lomu na době do lomu pro jednotlivé zkušební teploty. 1 ao <> • co 1 3 *? in ITHACE P 1 í 150' ic s Q g JO 6 25' c 60. i A c tO- A -T i 13 n1 A B O 20. S0' ,i 600* — : B V 4 c i a (0. 1 G r 10* C O 11 o P m' .0* DOBA 00 LOMU[h] Obr. 2 . Creepova plasticita zkoumaných oceli 887 Zhodnocení dosavadních vďaledkft při hodnoceni Tlivu přísady dusíku do Destabilizované austenitické oceli je nutno především dát odpověď na otázku, do jaké míry může přísada dusíku kompenzovat úbytek pevnostních vlastnosti, k němuž dochází v důsled ku sníženi obsahu uhlíku na úroveň aax. 0,03 *. Z hlediska hodnot něze klu su zjišťovaných statickou tahovou zkouškou za normální teploty je možno konstatovat, že přísada zhruba 0,15 9 dusíku vede ke zvýšeni pevnostních vlastnosti oceli na úroveň odpovídající oceli s vyšším obsahem uhlíku Co,06 až 0,09 * C ) , což je zřejmé z porovnáni údajů pro tavby A, B a C (tab. 2 ) . při hodnoceni výsledků dlouhodobých zkoušek tečení do lomu je možno konstatovat, ie zárupevnost zkoumaných taveb je velmi blízká a pohybuje se zhruba na horní hranici - 20* rozptylového pásma oceli typu A1SI 316 (ČSN 41 7 3 4 1 % Dala je nutno ai povšimnout, že vysoká zárupevnost tavby C je pro vázena rovnat velni dobrou ereepovou plasticitou, neboť hodnoty kontrakce při lomu při teplotách 600 • 625 °0 se zde výrazni odliiujl od ostatních ta veb • nspř. pro teplotu 600 °0 a dobu do lomu 2.10 hodin přesahují úroveň 60 %• Podobni jako v práci W e a s l i n g a a kol. [6] bylo i v případě tavby C •hledáno minimal orsepová plasticity při 600 °C v oblasti dob do lo mu radovi H r ; ani za tiehto podmínek vsak creepová plasticita neklesá pod úroveň pozorovanou u ostatních taveb. Je tedy možno shrnout, že přísada du síku vytváří v Destabilizovaných austenitických ocelích s velmi nízkým obsa hem uhlíku (max. 0,03 * ) velmi dobré předpoklady pro dosazeni příznivých hodnot žárupevnosti i creepová plasticity, které jsou minimální na úrovni odpovídající ocelím a vyšilm obsahem uhlíku, tj. do 0,10 t. 2ŽZŠE V přlspivku je hodnocen vliv přísady na zárupevnost a ereepovou plasti citu Destabilizovaných austenitických CrNillo oceli s velmi úzkým obsahem uhlíku (max. 0,03 % ) . Dosavadní výsledky zkoušet teleni do lomu svědčí o tom, že tyto oceli a přísadou dusíku do 0,15 % se vyznačuji velmi příznivý mi hodnotami žárupevnosti a creepová plasticity, srovnatelnými nebo i lepilmi než má nestsbilizovaná austsnitická ocel lBCA2Ni2lfo (OSN 41 7341). Literatura Li] I r v i n e , K.J. - O 1 > - u a a , I , - P i c k e r i n g , F.B.: JISI, 1969, atr. 1017-1028 288 [ i ] I d • t r o i , J.o. - S k 5 1 d , B . : JISI, 1969, a t r . 954-962 [ 3 ] > u t t i n s , J . : JISI, 1969, s t r . 872-878 [ 4 ] L S t 1 , ( • • Z e s u l o » á , l t . : Hutnické l i s t y , 1971, a t r . 312-318 [ ; ] L o r e m , [ . - ? a b r i t i u a , H . - K r a n s , E . : Stabl und Bieen, 1972, s t r . 393-400 [ 6 ] I l I l 1 i l « , I . - K r a v a t a i D. -Dienat, 1970, a t r . 1-12 [7] B u n , g u r d , K . - L « n n a r t z , Q . DEV-Taebniacb* Berichte, 1967, s t r . 71-90 B o c k , H.E.: EolyMSnO p p e n h a a i a , B.: [ a ] S o b o t k a , J . : Sborník přednášek "Nestabilizoraná austenitická o c e l i pro spolehlivý provox energetických saflcenl", Bobři, 1975, r e f e r á t í . XI [ 9 ] S h i n o d a , T. [10] I l 1 1 k l , I , • 489-497 Cil] K a w a b e . T . - t k o l . Tetau to Hagane, 1971, a t r . 1231-1244 S o t u k i , 1 , : Tetau do Hagane, 1968, s t r . I i k i ( i i i , 1. - H u k o y a a a , ! . : Transactions of Hat. Research m a t . for Metala, 1971, s t r . 110-123 [12] T h i e r . R . - B i u i i 1 , 1 , • S c h a i d t m a n n , E . : Archir Eisenhúttenwesen, 1969, s t r . 323-339 [13] B n a g a r d , X . - L e n n a r t z . G . Oppenhaeim.R.: DEW-Ieehniache Berichta, 1967, a t r . 71-90 [14] B 1 1 1 1 j 1 k , 1 , a k o l . : verkstoffe und Korrosioa, 1976, s t r . 398-415 [15] B » u a e 1 , A.: Berg- und Hútten-a&nische lionatahefta, 1971, a t r . 88-94 [ 1 6 ] B r a n c h , O.D. - I 1 1 k t n a , 1 , - B a k e r , D.: sborník přednášek, "Bigenachaften Warafester Stable", Dúaaeldorf, 1972, r e f . 9 . 3 [17] K a w a b e , 1 . : Tetau to Baganá, 1968, a t r . 473-489 [18] ! t 1 b i d 1 , H. - K o i d a , K. of Japan 1971, s t r . 76-94 [19] H a t e u o , T . - S h i n o d a , T . Hagane, 1973, a t r . 907-918 [20] A 1 d a n , S. Sheffield, 1972 I o i 1 , L : Transactions ISI - T a n a k * , R.: Tatsu t o A r o n s e o n , B . : Sborník přednéiek: ISI Heeting, [ 2 1 ] 1 1 d e n , 0 . : Jerakontoret Anneller, 1971, a t r . 377-379 [22] M e r c i e r , A . - l e v e g u e . R . M t a U u r g i e , 1967, a t r . 1085-1092 - R e a y , C : Revue do 289 [23] C o l i n , T'M. . ASM, »7" 5»a, 1973 [24] X o d „ , B. - D a v i e s , U.W.: Special Technical Fubli cation ! o > H i d 1 , 1. - Koike , 1 c . : Tetsu to Hegeni, 1964, etr. 1979 [25] B l l t k , 2 . : bude publikováno [26] Uadeholn s t a a l Raaearch Reporte on Stainlaaa Stasia for th- K ' iar Industry, 197$, a t r . 8-19 [27] S b i n o d a 1222 , I . a k o l . : HatallurgieU. Transact i o c s , 197.'. at- [28] I « n a k a , R . - Sh.inoda,T. - I J. * 1213- T.: ".etu-i t> ;*- gan#, 1972, a t r . 1623-1631 [29] I s h i i , 1 . : Transactions ISI of Japan, 19, ,, ^ r . 125-132 [30] M i • i n 0 , T. a kol : Vatsu to Hagané, 19C3, a t r . 172 [31] H o n n a , K. - S u f , H. - S a .- t o >u e , K.: Journal of Japar Institute of Metals, 1969, a t r . 191 [32] M o B a * , K . - S u t o , £ Institute of Metala, 3.965, eti . i t i , 1 ; Journal of Japan [33] I t i t t t ' a , J . : T e t f *<. dagmw, 1973, a t r . !;72-283 [34] IS0ITC-Í7/WG-1 VSTP-SG-Eleifcted tenperature teu> * la and atraasrupture properties (•<• • acr-12lu-a1» austeniUc ataal rAIBI type 316), 1969 290 Henrik Leda - Andrzej W a c h o w i a k , Poland MTOSMatTIOW OB aPBOVIMO THE MBCHAHICAL PHOPBBTIBS OF 1KB PBBE1TIC CHBOHIOU STEELS The f e r r i t l o chromium s t e a l s containing 17 op t o 25 pet Or are b r i t t l e , which limited t h e i r application. I t i s now widely accepted Q.-4J that the preBence of I n t e r s t i t i a l elements I D the matrix especially carbon and n i t r o gen are responsible f o r low p l a s t i c i t y . T a o k e v i c s [?2 shows that i n a f e r r i t i c s t e e l s with 0,005 pet C and 25 pot Cr the highest acceptable l e v e l of nitrogen content l a 0,01 pot, and in s t e e l s with higher nitrogen oontent the best Impact strength remains below 30 J / c m . She 475 embrittlement fenonenon i s another reason for low p l a s t i c i t y of chromium s t e e l s at room temperature. At 475 °0 alloy rich clusters are formed i n substitutional alloyed f e r r i t e . These c l u s t e r s , narked ot', whlth high chromium concentration are r e s ponsible for low p l a s t i c i t y of chromium s t e e l s [6—9]. According t o S r o b n e x [ l o ] , i n t e r s t i t i a l elements stimulated the formation of at' clusters 'daring annealing i n temperature range 475 ° 0 . The autor of paper [ l i j comes to the sane conclusions. In previously published paper [ l i ] we have proposed the conditions which enables us to obtain a high values of impaot strength of the air - melted f e r r i t l o chromium s t e e l s . I t may be c a o l u d e t from tile r e s u l t s shown i n Mg. 1 that the best impact properties of the 25 pot Or s t e e l s are available i n predeformed water quenched material. In these deformed s t e e l s a substructure with well defined low-angle grains ass formed at temperature 700 °C. The main objective of the work reported i n t h i s paper was to assess the effioienoy of cold work and recovery as means of providing fine subgralns with accompanying benefioial e f f e c t s on meohanloal and e s p e c i a l l y , Impaot properties. Material and experimental procedure. The chemical composition in wt. pot of the s t e e l investigated i s shown in Table l . 291 • SPECIMENS A-WHTER QUENCHED • SPECIMENS A-AIR COOLED • SPECIMENS A-FURNÍCE COOLED » SPECIMENS B-WWER QUENCHED SOO 7CO WO 800 TEMPERATURE PC] Pig. 1. Hoon teaperature inpaot strength of the Kesnagexa tspe speoiaena aftas annealing 2 h at teaperatuxea indicated |_12J labia 1. Ghaaioal composition of steal inTaatigated C H s P SI HD Hi a Or 0,12 0,011 0,027 0,025 0,65 0,72 0,25 0,58 26,5 Itaa oold-xolllng psocaaa pasfosaad ID temperature range 600 - 650 C givee an tnioknaaa reduction of 5 pot, 20 pot, 40 pot, and 60 pot. Speciaens with d i l u t e s 5 am for atiength maauraa and Input apeoiaena of Manager type were prepared from thii, deforced aaterial. i l l apoolawoa aasa annealed at 700 c 0 during 1/5, 2 and 4 bouia and g.uanoh in water, ma experimental paraaetera uaed to evaluate the Monenlcal properties at rooa teaparatare of the rolled and reoovered material were the following! hesdneaa, atrangth, elongation, and iapaot etrength. Bealda the •eohenloel propestiea the auBatruotural characteristics ware evaluated. 292 Results Mechanical p r o p e r t i e s In Fig. 2 the hardness values of predeformed speoimans annealed at 700 °C a n shown. After 2 h annealing of the heat? deformed epeoimena, the elongation values reached their highest values (Fig. 5). An increased amount of i ANNEALING TIME [ h i Fig. 2. Hardness of the coldrolled specimens after annealing at temperature 700 °C ANNEALMG TIME [ h ] Fig. 3. Slongation of the coldrolled speoimeDB after annealing at temperature 700 °C the deformation before annealing aooelerated the recovery process. The 2 h annealing at 700 c 0 lnfluenoed the impact strength of the heavy deformed specimens more positively (Fig. *•). It should be noted that the impact strength of the materiel after hot-rolling i s well under 10 I/at?. Hicrosoopy Iranaaiaslon electron microscopy revealed that after the 5 pot thioknese reduction there was a snail inoreasa In dislocation density above that observed in the undetorned material. Fig. 5a shows the oell struoture of the 40 pot 293 rolled speoimens ID aa-oold-Tolled condition and Tig. 5b illustrates the Btruoture after annealing during 1/3. ANNEALING TIME [M Big. 4. Impaot strength of the cold rollad specimens after-annealing at temperature 700 "0 Rolling with 40 pot reduction gives partly deformed material and, as a result, axaas with uarecovered high-angle grains are visible. Big. 6 illnetrataa the atruotures obtained after 60 pot deformation and subsequent annealing at 700 °C. Aa a result of higher reduction the deformation was now uniform and oell structure was formed in all the volme (Jig. 6a). After 2 h annealing which gives the best iiipaot strength a well defined subgraios of average diameter 2,5 W era visible. Small preolpitatlon, probably carbide are visible on dlalooations (Fig. 6o). Annealing at 700 °C resulted in gradual inoreaae of the BubgralBs site and in epoolmeus annealed 4 h gave rather eoaraed grains (Big. 6d). Fig. S. Eleotxon trananiaaion micrographs of 40 pot deformed 23 pct ohromlum staal (the plane ot thin foil la parallel to the plane of oold rolling]! a) without annealing! b) 1/3 h annealed řig. 6. Elaotron t r u n l H l o n mlorogrophn of 60 pot doforaoi ohroalw stool (tli* plan* of thin foli 1* parallol to tho rl»M of oold rolling): a) without onnaoline, o) 1/3 h annoalodi o) g h m u t i i d , a) 4 n. n u d i t 295 D i i c i s i i o l of u 1 t s I t may be concluded from the r e s u l t s shown on Fig. 1 t h a t quenching from temperature range 700 °0 i s a very Important f a c t o r i n providing s a t i s f a c t o r y impact p r o p e r t i e s of f e r r i t i c chromium s t e e l s . These treatments prevent the p r e c i p i t a t i o n of chromium cC' c l u s t e r s i n temperature range too - 450 °C. Annealing at temperature 700 °0 causes a p r e c i p i t a t i o n of large carbides (CrFeJgjOg. Carbon i e thus present i n the c a r t i d a phase and there remains onl y a small percentage of i t in a s o l i d s o l u t i o n as i t i s shown i n F i g . 7 . S i - nos o QD2 TOO 800 TEMPERATURE [°C] Fig. 7. S o l u b i l i t y of carbon i n the matrix of r -. the 25 pet Or s t e e l at d i f f e r e n t temperatures [_12j milar d i s t r i b u t i o n of carbon between matrix and compounds i n 26 pet Cr s t e e l was reported by P o l l a r d QLIQ . That carbon and nitrogen atoms solved in f e r r i t i c matrix are responsible for low p l a s t i c i t y of the f e r r i t i c s t e e l s 1B c l e a r l y shown i n a paper by J e l l i s o n acid S t o 1 1 o f |_1*]. Uoreover the absence of these i n t e r s t i t i a l elements i n solid solution i n h i b i t s the formation of chromium c l u s t e r s [ j o ] . Thus, the p r e c i p i t a t i o n of r e l a t i v e l y large carbides during annealing at 700 °C favour an improvement of the p l a s t i c p r o p e r t i e s of chromium f e r r i t e . The i n v e s t i g a t e d specimens quenched from temperatures above 900 °C have large grains t h e f e a t u r e s of which reduce the p l a s t i c i t y of the s t e e l [ l 5 ] . At temperatures above 1000 °0 the austenite i s formed on grain boundaries and a f t e r quenching i t transforms i n to the martensite. S p i t t e 1 [ 1 6 ] suggests t h a t in order t o obtain small grains below 3 0 0 0 / o r the hot-working process should be finished at temperatures below 1050 °C. Annealing at temperatures 800 °0 and 900 °0 causes a r e - 296 crystallization process which forme a structure with new grains and results in low impact properties. Por rolled material the structural changes may be observed in trensvere and in longitudinal sections. In logitudlnal sections the thin foil may he prepared from both the rolling face and the edge. According [17J the observed cell width on the rolled face shows no systematic variation with increasing strain, hut we chooBe this section for the following reasons! - The specimens need for the determination of the mechanical properties axe deformed in a similar way as the sheets in expoatation conditions and thus we are interesed in the changes on rolled faces. - Besulte of previous work [ i s ] suggest that the preoipitation occurred preferentially at sub-boundaries parallel or nearly parallel to the rolling plane rather than at all subboundaries equally. It la likely that the nature of the sun-boudaries parallel to and perpendicular to the rolling plane would he different. - Higher density of dislocations in the edge sections makes the Interpretation of the structural analyse diffioult. Both the chosen rolling temperature and the heat of deformation provide the formation of a well defined cell structure before annealing (Fugurea 5a and 6a). The following annealing formed suhgralns which sice and norfology influenced the meohanical properties of chromium ferrlte. The presence of subgrslns increased the yield stress. As a possible explanation for subgralns strengthening aeohanlsm, two factors are widely aooeptedt - Subgralns aots as barriers for dislocations movement. For this mechanism an extended Hall-Patoh relation i s valid: 6" = 6^ + K . B" 1/2 + kd~" in which aubgrains diameter are marked d. - Sub-boundaries tttrn as regions with higher opposition of dislocations movement and the yield stress depends primarly on the size of the high-angle grains. In a previous paper \vf\ i t was shown that the ooeflclent m equals 0,5. Xha autora of more recent papers [l9-2T] agree that the value of a should rather be 1. On the other hand! the influenoe of subgraios on the plasticity of ferrite i s controversial. Some autore [22, 2}J suggest that subgralns are detrimental, to ductility In iron alloys. Mora reoent papers [24, 25] however show 297 that subgrains improved the p l a s t i c i t y of iron alloys. Aooording to l u l 1 i s o D ana S t 0 1 1 o f [26] a satisfactory p l a s t i c i t y at low temperatures was obtained i n Fe-T alloys paralelly with high strength. In the i n vestigated steel a significant change of the mechanical properties, especiall y Impact strength was obtained after 40 and 60 pet deformation. Lower deformation values performed in t h i s work form either the well defined c e l l structure or the subgrains. Deformation with 40 pet reduction in thickness enables us to obtain a recovered structure only in a part of the specimen volume. In the retained specimen volume great unrecovered grains remained* In our opinion t h i s heterogenity i s responsible for lower impact strength as compared to the 60 pot deformed material. After annealing of 60 pet deformed specimens for 2 h, a subgrain size about 2,5 (jm was obtained which resulted in the best impaot properties. Small particles most probably chromium carbides or nitrides were observed on grain boundaries as well as on single dislocations. Second-phase particles oas influence the rate of racryst a l l i z a t ion. Coarse and widely dispersed second-phase particles can accelerate recrystallization while fine second-phase particles have been observed to inhibit r e o r y s t a l i zation. Probably at 700 °0 the nucleation of the small chromium carbides ocours at the junction of the sub-boundaries and the migrating dislocations on p l a nes commonly parallel to the rolling plane and thus prevents the formation of reorystsllized grains until a period of about 4 h has passed. The greater s t a b i l i t y of subatructurel barriers i n boo structures results form strong i n t e r s t i t i a l pinning e f f e c t s . The second phase p a r t i c l e s , l i k e TiC, oc', and (CrFe) 2 j0g present on subhoundaries, involve smaller s t r e s s . Curing annealing some configuration obanges may occur i n subgrains, which also improve p l a s t i c i t y . The observations reported establish a correlation between the dimensions of the substructure and the impact strength of mechanically worked chromium f e r r i t e . It should be however emphasized that such correlation does not imply the existence of a unlauo p l a s t i c i s i n g mechanism but serves rather t o indicate that the scale of the substructure makes an extremely important oon** tribution to the p l a s t i o i t y of the material. It seems very probable that the best impact properties after 2 h annealing are the result of subgrains dispersion and low interstitlelces oontent i n the matrix. Both fine subgrains after 1/3 h annealing and coarsened after 4 h annealing does not give the best p l a s t i c i t y . I t should be, however mentioned that the effect of c e l l structure on p l a s t i c i t y i s not positive in a l l cas e s . The rolled molybdenum single crystals predeformed by rolling to provide a c e l l structure have, a higher strength, but the oraoks propagate more e a s i l y than in material with homogenously distributed dislocations [_27]- T t l e r e ~ s u i t s of t h i s paper demonstrate that the subgrains influence the brittle-dimple transition temperature which depends from grain size in a following manner. TK = K i n D 1 ' 2 [ 2 8 ] . 298 It seems rattier unlikely that t h i s equation would be aseasy adopted to subgrainB as i t takes plaoe in the oase of extended Eall-Petch equation, for yield s t r e s s . During preparing of t h i s paper, the autor of the reference [29J used a similar treatment to the one discribed in our paper to obtain the best impact properties for a new f e r r l t i c chromium s t e e l . References [l] G i l b e r t , A. 1966, pp. 541-5*3 [2] K a s s e m , 111-116 [iJ By wa t e r , pp. 152-162 11. E. : T a c k e v i o z , 9 , 1975, pp. 50-52 K l e i n , II.t Acta Metallurgioa, 14, Archiv f . d . SUenhuttenweseD, 46, 1975, PP- K. A. [4J P l u m t r e e , A. 2, 197*. pp. 331-336 [5J - - - D y s o n , D. J. s Metal S o i . , 9 , 1975, S u l l b e r g , E. : I. H, t llotallovedenije i termlczeBkaja obrabotka. [ e j S 1 s c h • r , E. II. l u l l s , E. J. G. ! Trans. ADIE, 197, 1953, pp. 690-695 [V] - V i n t a y k i n , Ye. Z. L o s e h m a n o v , metallov 1 mstalloveden. 22, 1966, pp. 473-476 [8] I a g n e b 0 r g , G r o b n e r , 251-260 C a r r o l , A. A. i K. Fiz. B. 1 Acta Metallurgies 15, 1967, pp. 1937-1735 [ 9 J H o y , E. B . - S o l l y , pp. 243-246 [10] 3. Test and Bval., B. i Soand. J. of Metallurgy, 2 , 1973, P. I . 1 Metallurgical Transactions, 4 , 1973, pp. |jLlJ H a s a y o a h i , B. K a t s u h i t a o , T. Kazuh 1 k 0 , T. 1 J. Iron and Steel Inst. Japan 60, 1974, pp. 1353-1362 [l2J L e d a , H. 1 He lie Hutte, 21, 1976, pp. 619-622 299 [ i s ] F o 1 1 a r d , B. t Metala Technology, 1974, 1, pp. 31-34 [ l 4 ] J e l l i e o n , T. L. - S t o l l o f , and Bag., 13, 1974, pp. 231-243 [15] V i e o s o r e k , a. 258-262 [loj S p l t t a l , A. - H. S.i Material Soienoe Gorozyoa, St. 1 Hutník, 1973, Sh. 1 Veiu Hutte, 15, 1970, pp. 217-223 fl?"] l i b i t : ; , J. P. - K e h , A. S. - F i s h e s , K. 11. t Transactions of the Uetall. Soe. AIMS. Vol. 236, 1966, pp. 1232-1260 fie] M l o h a l a k , J. I . - S c h o o n e , B. D. 1 Transactions of the Metali Society of ABO, Tol. 242, 1968, pp. 1149-1160 [l9J I l l l U n , W. B. - l i i t i o u l , U. H. 1 J. Japan Inst, light UetalB, 25, 1975, pp. 81-87 [20"] l l i j l t a , H. 1973, pp. 355-366 [21I l o l l k , 0. I97I, pp. 624-629 l i b a t t , AbsoD, I . 1 Acta Uetallurglca, Vol. 21, D. J. [22"] D a n k o , J. 0. - S t o u t , for Metala 49, 1957. pp* 189-196 [25] R a c k , J o l l y , - Jones, J. J. » JISI. B. P. : leans. American Society [23] J o l l y , W. - E p l t c a m p , for Metala 59, 1966, pp. 434-439 £24] R o b e r t a , II. 1. 1970, pp. 18-39 Shlro, E. H. : Trans. Aoer. Society W. 1 liatalluxglaal Transactions, B. J. 1 Uaterial Soienoe ana Eng. 9, 1972, pp. 175-18? [26] J e l l i a o n , J. L. - S t o l l o f , ce ani Bng., 10, 1973• pp. 35-39 [27] H i i h l h a u a , Oh. - R i o h t e r , nlk, 10, 1975, pp. 1025-1034 H. S. : Material ScienJ. « Kristsll and leoo- [J28J S t o l l o f , N. S. t Fracture an Advanced Treatise, B. VI, N. X., London 1967, Academic Press [29] A a 1 u B d , Cb. : Scand. Journal of Metallurgy, 5, 1976, pp.200-207 300 Mia. I i p t u i i , O.A. HEXAHIMBCKHE CBOgCTBA CTAJ1M IlOCflB UHKIUWECKOtt Uaxjaaeeaax exexTpOTepaB 301 ayCT«H«BBUn>, ttoTOpK* oBecneiRBaJíK HaMyiroie xexaHRiacxxe caoXCTBa nocxa xaaaoro naxjia aarpaaa. EHCTPUI aarpes ymHtnoer Bpewt jjo Hav&ia pacnaxa no CPBBHBHBD C MBAJtSHHHU OOUtlRUH BarpeBOM (flJM CTBJIR 3 0 X T C A ) . IlDCJI* U 3 T 0 c AayMR nRKxaim aarpeaa pacnaA ayeTenava HBixHaeT, noexe, tteii B cjyqaa OAKoro nKKja oOpaooTxx, n Bpawi npespameHXft yueHbmaercx. C najibr> nojtyqemix uBAxoARcnBpcHoityappHTao-uaMeHrxTiioJtciiecR, oxiaxsena* n u i noexa xaxAOro aarpeaa npoaoARJOcb «o 450 °C e BHAepiitox B COOTB B T C T B M H C ARBrpBVMOH RBOTepHRIIBCKOrO n p S B P B m e H H K . npX KceXÍAOBSBIK MBJIHBC BXexTpOTepuOOSpaSOTXK (310) K U 3 I 0 BB T l p H O - r«neTBqecx«e xpasve CTBJM 55 ycTBROBKJix, 10 50 100 200 870 »40 950 1000 <3K» Tfc] (U3T0) ŽB 850 820 930 970 TpC] (UMO) 3u 830 910 920 9S0 yaaxanaaxa qxcxa naxxoa AO AByx noamoaaT npoqaocTb, TBapAocTb, R nxacTRvxoeTk CT&IX no cpBBH8B»B eo oou>wo« saxaxKO*. IIpRHeHCKRa TpaTbsro naaxa Rarptaa aacxoxbxo noannaaT OTHOcxTexmoe cyxaaxa, yAxxmHxa « TBenxocTb, aacxoxbxo CRxaaeTCR npoqaocTb cvaxx 30XTCA. B paayAbTaTB U3I0 c AByn« uaKxaux Harpeaa ua CTBXR 30XTCA. nocxa OTnyexa 180 °C HOXBO noxyqRTb 8,1.10 - 8,15.10 Fa (CKODOCTB aarpeaa 3oa 200 IEy* ) npoqxocra, «TO aHanaraxMio Bime, ««• nocxe OOHVHOR aaxaxxx, npx 6 o » e aucoxox luacTaqxocTR. FaayjibraTB Mexaxxqecxxx xcnvTaHXt npaaeseaa B TBOnrae. HccxeAoaaaxx MexaHRqecKHX CBOXCTB B SBBBcaHOCTa O T TevnepaTypu OTnycxa na CT&XK 55 a 30XTCA noxaaaxK, qTO xyqnee coqeTBHXe npoqxocTx a maoTxqBOCTK tttcxe U3I0 AOCTaracTcx npx 6oxee HxexOK Tenneparype OTnycxa sea a cxyqae 3T0 a OSiKmol Tapnoo6paSOTxe. 3$$exTKBRocTb I19T0 noBHmaeTCfl c noBuxteHxeM cxopocTR aarpeaa. npx aeex xccxexoaaRHiix cxopocTxx aarpaBa HaSxaaaeTen xauexbqeHxe aepeH aycTeaxra a paayxbTava U3T0. Cpexjixll aaaueTp sepua yueHbmaeTex c 12// nocjie oduqHoa aaxaxxx ao 4-5 ji nocxe UDTO, CTpyxTypa CTOHOBXTCK ooxee cmnopoflHox no BBJiaqMHe aapna, KPXCTBXH xapreaacTa uexaqe. CymecTBOHHO xaueBxeTea xapaxrep xexoKa, yxeBbaneTcx AOXX xpynxol coCTeexansex a Rajóne. npoBeAeHRjie BccxesoaaaRR BXBBBRX 113T0 H B CBOXCTBa n a n 55 x 30XTCA noxaaajtK, qro B peeyjibTaTe npxMeHexxx U3T0 IIOXKO noBKCHTb npoquocTb, TBepXOCTb X lUaCTXqKOCTb CTajlR B BHCOXOnpOqHOH COCTOXHXR. Q3T0 aoxno xcnoxbBOsarb R npx yxyqmaxax C T U I , torna nocxe axexTpoaaxaxxx npRnexxa?ca B H C O K R ! ornycx, a Taxxe npx Ropxaxxaaaxx C T U X c xcnoxbaoaaaaaH aJtaxvpoHarpaaa* Paxatai Rarpesa nOA aaxaxxy B XBXAOM nxxxe ofipaoOTKx, ycTBHOBxeHxue xxx noxyqexxi BUCOKonpoqBoro COCTOIBXX, npxKeHxan x npx yxyqoeuBR x aopa u n a n n n/ut J W H H O I RCXOXJIOX crpyxTypB. Mapu 55 Bw Tepu. oOpafi. ff s0 0,2 [lO e Pa] Cb >0 8 Pa] OAni rep«o6p. 1,73 rnaa. cm. CKOpOCTb e0Q •arpeaa ff 0,Z [10 9 Fa] [l0 9 Pa] 3 1,73 *P] 6 [*] 1,90 18 rPM. o«. °"b *[*] 6 [*] 1,90 18 3 310 1,98 2,24 26 3 2,02 2,26 26 6 ' U3T0 2a 2,01 2,30 28 5 £,09 2,38 29 8 UMO 3R 2,10 2,44 32 6 2,17 2, 61 33 8 T.O. _ 1,78 32 5 — 1,78 32 5 06HI. 30XTCA CKopocTb •arpaaa 310 - 1,97 40 6 - 2,03 46 B U3F0 2 a _ 8,05 46 8 . 2,18 54 10 U3I0 3 n _ 2,08 48 8,5 . 2,11 54 11 UexdHKMCcne CBOICTBB CTSJ* 55 « 30XTCA nocje pasjmiinix B w o t TepMooOpsOoTX* (nocxe omycKa npM 180 °C) 2 It. sekcia-VYSOKOVÝKONNÉ NÁSTROJOVÉ MATERIÁLY 307 l a g . Joaaf B y a t ř i c k ý - prof. l a g . Jaroslav K e u t a k ý , DrSo., essit •>TEHlfMVl PBORT.aATIT. ITOŽO PRO STMSÍSÍ OCEMfffeO SHOWI Stříháni ocelovábo Šrotu patři asci aejprosTaaivaljsl spusoby dílení odpadu. Ha atřlhánl aa dodává odpad a hutal výroby, který bývá zpravidla •tajná kvality, a dala ocelový šrot slakaný abiraa, vyřasanla strojních dílen aabo i eslých uříceni, předpokládá aa, řa pevnost Šrotu js do 700 MPa. Aviak při atřlhánl nejsou výjimkou listová pruíiny nákladních autoaoblla, toraal tySa, eaaaateviná a kálaná oiubaná kola. Jestlisa jsou nota vyrobeny s ocsli, jajlf plaaticita ja oaaieaa aabo vyčerpána apevaenla při střiháni, docbáil při atřlhánl tlebto díle* snadno 1 náhlenu křahkéau póru. lani a o M . Baabnr nťoblénu T prnbihu střihá Jsou aoia «*-an*»v na tlak • ohyb aa předpokladu, te víla aasi apadala • horala aoiaa je nulová, a ka střihu doebáal pouaa posu nuti* střílných ploch ve sašru řasa. Tula aaii noil, ktará Ja sávislá aa tloulťca atřlhanábo aatariálu, cpfteobuje aaanu roviny napjatosti va střlhanáa aataxiála a v důsledku toho vsaiká satla nedefinovatelná nsaábán-f nota. Keaen výsmeaná ja tření nota o etřlhaný aatsriál a třeni při aklum nota, vyplývající • kineaatiky etřitnábo asobaniaau. Z toho ja «řajaá, ie nateriáloví-aetalurgická náročnost aa jakaat notu ja vysoká. Z přsdohotlho vyplývá, Ia roshodujlel ja aaaáhánf aa ohyb, tlak a ottr. Jalikoi alkdy aalca vyloučit střiháni souíástí vysokých pavaoatl, ja třeba, •by ocel aíla dostatečnou plasticita. Poiadavku vysokábo ohybováno a tlakováho namáhání a oteruvadornoati dohra vyhovují ooalt a vysokou pevnosti a a vyaokýa poďllsa karbidotvoraýeh prvka. E saehyeenl vyaokýeh Berných tlaku ja třaba hluboká prokalanl aoia. Saa patři 12 * Or ladaburitieká aabo rychlořatná ocsli. Proti takto poiadavkSa atojl nutnost svýgená houiavnatosti, ktará ja dobra aplaitalaá u ocall a niliín obaahsa C a u ocall legováních aiklaa, popřlpadi koaplaxaá legovaných ocall. 308 přehled literatury pro nože na střiháni šrotu doporučuje E n e b i [ l ] , Časopis Iron and s t a e l [ 2 ] , B i s h o p [ 3 ] a B u n g a r d t [ 4 ] houževnaté nástro jové o c e l i uvedené v tab. 1 . Tabulka 1 Autor Označeni oceli c 1 DIS X45NiCrMo4 55NiOrlO 45*CrVY 60»CrV7 62SiHnCr4 0,45 0,55 0,45 0,60 0,62 Hecle 67 B Hecla 135 CM C Minerva LC GRD Niohroma 0,30 0,60 0,40 0,43 0,45 3 OIR Z45NÍV5852 4C4riCmol5 55NiCmo76 45NiCr6 0,45 0,40 0,55 0,45 4 DIN X45MiCrHo4 55NÍCT10 0,45 0,55 2 Si 1,0 0,55 1,3 1.35 0,25 0,25 0,25 Hn Or Ni Ho 4,0 2,8 0,3 0,6 1.4 0,9 1.1 1.1 0.9 1.3 2,0 1,15 1,8 0,65 4,25 2,0 13,5 1,25 0,7 1,3 13,0 3,8 1.7 1.3 1,4 0,9 4,0 2,8 0,7 0,4 0,6 0,7 1,25 w v 1,9 1.9 0,2 0,2 0,3 0,5 0,27 1.9 0,2 1,25 1,2 3.0 0,2 0,12 0,3 Ze stručného přehledu octil používaných při výrobe nozo na střiháni Šrotu a tlustých plechu je zřejaé, že převládají vysscelegované Cr-Ni-llo, reap. Cr-ni-V aartensitické oceli tepelná zpracované na nlzkopopuStený nartenzit. Užití sekundárně vytvrditelných oceli pro daný účel je vzácné. Fyzikální vlastnosti eiP"'i«""'^*T'lch oceli Při návrhu experimentálního programu jsne vycházeli z dostupných lite rárních údajů a přitom jsne respektovali jak požadavek vyaoké životnosti no su, tak i požadavky technologické, zejaána v procesu tvářeni a tepelného zpracováni. K ověřeni fyzikálních vlastnosti byly zhotoveny 40 kg ingoty s chemickým složením podle tab. 2. 309 Tabulka 2 Označeni tavby re 74 77 59 C Hn Si P S Ni Or HO W 0,37 C,53 0,43 0,54 0,28 0,32 0,35 0,21 0,21 0,017 0,019 0,020 0,014 0,023 0,021 0,022 0,023 4,50 0,25 0,24 0,16 1,31 1,38 1,60 0,52 0,50 - - 0,69 4,25 3,40 4,50 1,35 0,67 V 0.08 0,10 0,10 0,10 Fo zjištěni optimálních kalicích teplot byly vzorky trhacích, nárazo vých a krutovych tyól podrobeny tepelném zpracováni: auatenitizaee 880 °C v solné lázni a prodlevou 20 min, ochlazeni v aolná lázni AS 140 teplé 180 °C a následujícím popouštěním na teploty 200 ai 650 °C, Vyaledky mechanických zkoušek jaon na obr. 1 ai 4. Z obrázkfi je zřejaé, ta při popoaěticích teplotách kolen 200 °0 nají oceli při vysoké pevnoeti vyaokou plaaticitu, které je vyvolena existenci zbytkového aoetenitu, kterého je 10 až 19 %. Z hlediska velkého rázového namáhání ae okazuje ocel označená jako 78 nejvýhodnější, neboť má při vSech režimech popouštění vyao kou hodnotu vrubové houževnatosti, která je v tomto případě ovlivněna níz kým obsahem C. Ukazuje ae, že legováni Ho nebo W nemá výrazný vliv na zněnu plastických vlastnosti. Vvroba a tepelné zpracováni nožtt na střiháni Šrotu Z výrobě nožft bylo použito oceli vyrobené na elektrické obloukové pětitumové peci. Chemické složeni oceli je následující: C 0,40 Hn 0,36 Si 0,29 P 0,012 S 0,014 Cr 1,25 Ni 4,19 HO 0,33 V Cu 0,03 0,17 Fo vykováni 35 kusů polotovaru nožů následovalo vychlazeni režimem: založeni do pece teplá 700 °C, ochlazeni v peci do 200 °C a následujícím ohřevem na 650 °0/70h a vychlazením v peci. Pak byly nože opracovány na rozměr: 80 x 180 x-550 mm a tepelně zpracovány: předehřev v Šachtové elekt rické peci na teplotu 400 °C s prodlevou 1 h, auatenitizaee v solné lázni při teplotě 880 °C a prodlevou 45 min, ochlazení v termální lázni AS 140 teplé 180 °C, popuStěnl na teplotu 230 °C/4 h. Tvrdost nožů se pohybovala v rozmezí 4B až 52 HBc. Vzhledem k dokonalenu povrchu a rovinnosti noža ne byly již před namontováním broušeny. 310 TAVBA Í78 &0£l^Pt [MP<3 2*00 400 600 P0P0UŠTÉCÍ TEPLOTA fC] Obr. 1 200 <00 600 POPOUŠTÉCÍ TEPLOTA PCJ Obr. 2 311 TAVBA 6.77 ft* D5P«] 2(00 w 7 0 0 ^ 1600 2200' fr 2000 70 1200 1200 60 1000 500 50- ""^^CSři 40 800 40 ~X^S!*w^% 1000- r 70 50 1600 1400 w"-" 600 H // M 1800 1 1400 ^ 1 _ > ^ T .3 800 30 600 20 400 20' W 200 10 400 30 4 200 600 <00 POPOUŠTĚCÍ TEPLOTA PC] Obr. 3 TAVBA č.59 400 600 POPOUŠTÉCÍ TEPLOTA fC] Obr. 4 31Z Zhodnocení životnosti starých a nových port na atřihání ocelOTého Šrotu Předkládané výsledky byly získány dlouhodobým sledováním životnosti nožfi Šrotovacích nůžek CHS BOO, instalovaných v a.p. Kovošrot Plzeň. V prů běhu asi čtyřletého provozu byly sledovány nože dodávaná z VŽKG Ostrava, označené jako SRN, noze dodávaná z NSR, označené jako X, nože dodávaná fir mou Bohler, označené jako Bohler Ultra 2H a noie z námi vyvinutá oceli ozna čená jako A. Průměrné chemické složení nožů, jejich tvrdost po konečném tepelném zpracování a životnost jsou uvedeny v tab* 3. Tabulka 3 C Hn Or Ni Ho V Zr Tvrdost HEc Životnost SSH X 0,45 0,55 0,40 0,60 0,95 1,00 0,95 1,75 1,40 0,60 0,50 0,08 0,08 50-54 48-53 1 500 3 100 Bohler Ultra 2H 0,50 1,00 5,00 - 1,40 1,40 A 0,43 0,50 1,40 4,25 0,35 0,10 Označení nožů - 49-51 3 500 46-52 8 000 Ve sledovaném období se ukázalo, že nože SBH se vyznačují nízkou ži votností, kterou ovlivňovalo častá, náhlé křehká porušovaní. Nože označená jako X praskaly jen ojediněle, přičemž vyřazeni nože z provozu bylo způso beno jeho nadměrným opotřebením. Nože z oceli Bohler Ultra 2H měly malá opotřebenl střižných hran, ale po určitá době provozu ss u nich vyskytlo fcrehké miskovité poruSování hřbetních ploch. 5ŠSŠS. prozkumem literatury, systematickým vývojem oceli a sledováním Šroto vacích nožfl v provozu se nám podařilo vyvinout ocel • způsob jejího tepel ného zpracováni, zabezpečující při vysokých pevnostech i dobrou plasticitu, která zabraňuje předčasnému křehkému porušování nosu. Oproti povodním nožům z oceli SBN sa aplikaci oceli ozn. A podařilo zvyíit množství nastříhaného ě-rotu o 433 *• Literatura [1] R « • t h i , K.: Wereeugstahle íúr Schnitte, Zeitachrift fúr f i r t acbaft und Fetigung, 68, 6. 4, atr. 473-4B1 313 [2] Zrlaital ííelo Saaopiau Iron and Staal, 1968 [3] B i a b o p , S.: Hot-Work lool Staala, Metal Treaatat, Daceabar 1955, 22, 123, »tr. $19-524 [4] B n n g a r d t , K.: Stand und Kentniaa* und Entvicklangalinien. aaT dea gtbiet dar Werkteugatable, Stabl und Eiiaa 86 /1966/, S. 3, atr. 150-160 314 trig. Vladimír D ě d e k , C S c , (SSSR voli KALITELNX PXSOVX OCEL PRO FfiESŇŽ SlfiiaCNÍ A KÍROÍNÍ TVABOVXllf ZÁSTUPEM Pro přesné střihání a naroCné tvarování caatudena různých druha tvr dých, pružných a otěruvzdorných konstrukčních součástí nebo razných nástro jů a* vyžadují tyto základní vlastnosti pasových oceli: - Maximální mSkkoat a plaaticita materiálu, předevaím aízká mez kluzu, pevnost pod 600 HPa a tvrdost pod 160 HB, aby při přesném střihaní zastudaaa materiál eo nejméně pružil a namáhal drahé liaovacl nastroj* a dosáhlo se požadované hladkosti hran vystřihl, pokud možno zcela Bez atrapu. - Výborná ohýbatelnost caatudena o trny s malým poloněrea ohybu nejen příč ně, ale i podélně k aměru válcování páao. při ohybu tvarovaných součásti nesmí docházet ani k vzniku trhlin (obr. 1 ) , ani k zdrsněnl povrchu (obr. 2). - Úplná prokalitelnost výrobku na martenzitickou strukturu až do jádra při dosažení minimální tvrdosti oceli v kaleném stavu 62 HRC. Obr. 1. vznik trhlin při ohybové zkoušce páaové oeeli tlouštky 1 am zaatudena o úhel 90 (zvětšeno lo at) 315 Obr. 2. vyhovujíc! hlaakj povrch (vlevo) a nevyhovující povrch (vpravo) pásové oceli tloultky 1 an po ohybu xaotudene o dbal 90° (světleno 4 z) Při vývoji nor* jakosti kalitoln* pásové oceli vyhovující kvality by la řeiena především její optiaálnl konstituce a řada aotalurgickych giaiteli, která vycháxely se tákladnleh požadavku na vlastnosti pásové oeali. By la, víneváaa poiomost ocaláranaká výrobní technologii, aikroSietoti vyrábSné oeali, nikrostruktuře u tepla a xa studena válcovaných pásů, xmeniení struktura! a krystalografická textury ocelového pásu a xlepieal jeho po vrchová jakosti. při konstituci oeali byl svolen nejprve optiaálnl obsah oblíku T oceli T r o n i l 0,7 ai 0,8 % C, ssjiitttjlcl stejaorodost nlkrostruktury, prokslitelaaat, poledovanou tvrdost, pružnost, otěruvzdornost a řexnost T xakaleaéa a popultenéa etavu. ? oceli byly potlačeny obsahy prvka vyrasnS podpo rujících upevňováni feritické struktury při tTářenl zaatudena, jaké je í, Si a Ha, volal ipoaulujlel koagulaci globulárnlho ceaentitn při ilbánl oce li ne aikke, především Cr, a zvyšující strukturní texturu pásu, především S. S tla souvisí i nutnost onesenl podlin hrubých a částeční tvárných oxidickych vnastkA T oceli anlžeala obsahu 0, Si a Ca. Pro zajištění stejnomérnábo rozložení globulárnleh karbidu ve finální atruktuře ocelového páau a xvyšeni profcalitelnosti oceli ae poulilo v oceli aalá anoisťrl legujících přísad Cr a T, zajišťujících apolesni a deeoxidaení přísadou AI vyvázání v oceli rozpuštěného dusíku. Konečná obeaieká aloienl vyvinuté pásová oceli jakosti 19 140 [*]: 0,7 ai 0,8 C; 0,1 ai 0,3 Mn; aax. 0,1$ Si; aax. 0,020 P; aax. 0,012 3; 0,1 al 0,3 0T| 0,05 ai 1,0 ». 316 Na výrobu ocali byla pouiita speciální ocelárenská výrobní technolo gie využívající vakuováni, která zabezpečuje nízké obsahy O, H a Si T oeali. Volbou chemického oloienl oceli aa zajistila homogenní lamelami perlitická struktura pásu válcovaných íatepla, která ja výchozím předpokladem pro dosaženi žádané konečná homogenní struktury trnitého perlitu taatudena válcovaných sinaných pásů a globulárnlmi karbidy stejnoměrně rozloženými v základní feritické struktuře, nízkých pevnostních a vynikajících plastických vlastnosti bylo dosaženo řízenou velikosti karbidických čáatic a feritiekábo srna při 100* afaroidicaei laaelárnlho perlitu, vhodně volenou kombinaci postupft při válcováni pásu zastudena, žíháni na měkko a rekrystalizačnlho ží hání. Sníženi směrová anisotropia mechanických vlastnosti pásová oceli se dosáhlo snížením obsahu siry a oxidických vměstkft, změnou jejich morfologie a vhodnou kombinaci postupu válcováni a žíháni při výrobě pásu válcovaných zastudena. Jakostního povrchu pásová ocali bylo dosaženo vysokým stupněm čistoty oceli, speciálním postupem odléváni, vysokým stupněm protvářenl pásu při válcováni zastudena, lesklým žíháním a leštěním povrchu vyžíhaných pásu lehkým převálcováním zastudena. Válcovaná pásová ocel 19 140 vyráběná zastudena má při průměrném vý robním chemičkám aloženi [%] 0,73 C; 0,04 Si; 0,20 Hn; 0,008 S; 0,008 í; 0,12 Or; 0,0! V a 0,02$ Al tyto vynikajíc! vlastnosti: tvrdost v průměru ISO BB, maz klusu 320 W a , pevnost 500 HPa a tažnoat 40 S. íři tloušťkách páad 0,6 až 2,5 mm má zaručenou ohýbatelnost sestudena o úhel 90° kolem trnu a minimálním zaoblením ve směrech podélně i příčně k směru válcováni pásů při zachováni bezvadná hladkosti deformovaného povrchu. Jak je patrná z obr. 3, vysokouhllková ocel 19 140 má rovněž vynikajíc! hlubokotažnost na srovnatelná úrovni a hlubokotažnymi nlzkouhllkovými pásovými ocelemi. Při termálním (lomeném) kaleni nebo při kalen! do vody ae dosahuje úplná prokalitelnoati ocali až do jádra pásu tlouatěk do 4 na, při kaleni do ole je pouze do tloušťky kolen 1 aa, přičemž tvrdost zakalené oceli dosahuje nejméně 62 HBO. Chemické aloženi a způsob výroby pásová oceli jsou v flssa přihlášeny 1c patentové ochraně. Nová pásová ocel 19 140 byla vyvíjena v letech 1975 až 1977 a zavede na do výroby v národních podnicích Vítkovice a NREO v Ostravě od roku 1976. K první uepětné aplikaci táto oceli došlo v 6SSR při výrobě různých druhu rovných a tvarovaných konstrukčních součástek pro dálnopisná stroje (obr. 4), vyráběné v n.p. Zbrojovka Brno, kde její použiti přineslo značná úspory na- 317 teriálovjcn • zpracovacích nakladl a velké íepory devizových prostředku. T aoučainí dob! je ocal 19 140 svarovfna i v dalileh ca. podnicích. 1 CSU 1300 / ,«. - - - J— f" 12 I ! • & r — 1 ui — f * "T" ^H 19 MO \7 VPiMBBO OCEL - 11320 11300 v.& V.Mn MAX. NE2ARJ STOPv MAX MAX. T fijJESE 0 0 < 5 00(5 ICZARU. STOPV MAX MAX an MAX, 009 MAX • HO V.P /.s •AC now M tt. MAX ' 1 W 10 12 V.Cr — - V.V — — ar 1 15 TLOUŠŤKA PASU [null Obr. 3 . Hodnoty hloubaní ca. blubokotalných pásových ocelí a oceli 19 140 pro tlouíťky Dá»á 0,8 i l 2 , 9 • Obr. 4 . Niktefe z vyhraných konstrukčních eoucáetí dálnop- Jch atrojo, vyrfbaných v CSSR i ooali 19 140 318 N O T * pásová ocel aá vynikající předpoklady pro další avé uplatnění ja ko hlubokotasny material na výrobu odlehčených tenkoatSnnycb. sušlechtlnyeh vyllakft vysoké pevnosti, pruínosti, oteruvxdornosti a na výrobu luilechtíných tenkostenných konstrukčních soucáatl a nástrojů a vysokou odolností proti dyneaickéstu namáháni. Chenicke sloianí a čistota oceli, její nliké peTnostnl a výborní plasticko Tlaatnoati činí ji Thodnoa k intenxitifkaei procesu tváření sastudena, a to jak při hutní výrobi válcovaných pásu, tak i při jejich dálila spracování ve strojírenských závodech. 319 Ha. H o A K Mo B a a - C. _ n. p a m a a K p H C T o s f t - Ha. £. P a me B a - A.. K o a a - H. P a A a U K U T O - a a nPECCOBKE MATPHUH H3 Hfllf+nPUflFOBAHHOfl aJIHCTPOBUlAKOBOft CTAJIK JUlfl rOPfl»IEft IIEPEPABOTKH VEPHHX M UBETHHX METAMOB npoBMeHHaa paeora aveJta nexbD yjymneKXJi CBOXCTB aeraxna, npeABasnaqetmoro u i npoaaaoACTaa HBTPXQ A U ropaqe* luacTkvacKOtt AatyopHaimx ttepHIIX R UBtTHHX H«TBJUOB. npBccoBHa uaTpanii w « Ae$op»ianRR w p a u x K ase-mux MBTSJUOB paCoTanr a Tixajwx »itcnjyaTsaKOKHHx ycxoBanx, KcnaTMaa* rpexaepiioe AaaxaHxa, *ITO npa noBmnBHnol TaMiaparype BuaKaaeT luacTKêcKoa Tetamie roaxoro noaepxHOCTBoro cxoa paCoveM noaepxKOCTK KBCTpyveHTa. KpovB TpaxuepKoro A&BJíeaxH B Haqexbauft MOHCHT npeccoBaHKa, Harpunu DOAaapraitTca yjapHim aarpyaxaM, a r a x s e reanepaTypHOHy BO BAC Iter BRD aa eneT KOHTaitra c narparol •aroroBitoft, qTO AonoARMTeaiiHO ycjtosa*a? COCTOIaaa KBCTpytieFTa. T#nJOBJl $BKTOP XHCeT pemenqee sHaênae A * * noaeaeaR* MHcrpyM«»ra • npon,ecct aiBiutyarailRa B BRAy ocoOtHHOCTR VRKpocTpyKrypH. TPOOCTRTHRI CTpyrrypa xajixarcx nepaBHOBecflya cocvoaaxaii H « T U M K npa noBinneaaa aro rerniaparypR: AO 400-fiOO °C (a orseabnuic yqacTKax a BHexte) npxaoAKr x finerpony paenaAy rpoooTxra a yHeaneaaB TB«PAOCTH pafioqel noaepxaoerx. HxaccM«teKBH CT&ISKX j u x npoaaaoACiTBB aaTpxn A " r o p n a l A*4opM*~ naft cqaTBivrca eraxi> 3X2B8* - AXB HBBTHHX m r e j u o a K 4XSHK - A * « cvajtbnux aaroTOaoR. 3TR KRcrpyMearo HaroToajftxrca as xaraHHOl RJIK KoaaaHOi CTRAR, noxyqaaaoi u a c c a q a c i R U navoxni amuaaxK m aaAyxiiBOBHOt RJÍR aaaxvpoxyroaot nana UMU omxaaorca MeroAaiiR npamaaoBaoro juraba* B jureparype Han a t xaatcTaa A*BHU« BQ xenojibaoaaHax A M BVRX ita-iat jiarot Qxearpomxaxoaoi CTMB. IIK BBflpajx exauy nepaiuoaa orpadoraamix xBCTpyueHToa a HRAyrnROBHoi M X aaaarpoAyroaox nava c neaaa 320 ajierrpOAOB, [fociiB BJiaRTpomxaaoaoro nepenjiaBa JIHTOH aavajui accnojtbsyaTci AJIR RaroTOBJíeRHx aaTpan. (HB noABepraR arc nxacrattecxolk Ae$opaanaji). rioJiyqeHHye CXBTKH 3DII c ARaaeTpoa 1 3 0 , 2 0 0 , 230 KU X AIHHOB 500 4 1000 nit noexe OTXxra aapeaaBTCJt flflfl xaroTOBJtaaRR HacTpyaenTOB. KaqecTBO OOBRX uapt>L CTBJIH HccffaAOBaxa nospoOHo: aaxpocTpyxTypa, HeKBTMRqecRRe R raaoBue BtunqeHKi, axxpocTpyx*ypa, noBeABaa* CTBJIR npR TBpHRtieCROt OOpaOOTRR H BO Bp6IUI OKCIMyBTBHHM . H a T p a n j I , BBrOTOBXBRBaa MB CTBJIR SOIII, epaBHHB&XK B RDOIieCce BRCtlJiyaTan,HM C HaTpMttBUR, RBPOTOBJiaaHUe HB CT8uiRv noxyneaBolt xaacHRaeRaaa HRVOXUR napaxfeia - Ra*aaaaa m 3X3B89 R OTJtRTafl WBTOAOR npBORBBOlÔrO JtHTbJI - AJIR CTBJIR 4X5UK. MCRHTBHRR B npoaamieHaax yciOBxxx npOBOARRRCb HB KOMCHBBTB naetRax KBTBJMOB KM* A* raaaaa B CO$HR Ba 6 3 0 , 1 6 0 0 , 3150 - TOKHUX npaccax AM n e p a a e i a a a a a R utxjoix e u i i o i • RB aaaoxa B H . BJI. nonoaa - r . napaxx. a a £400 TORROR mpBRr-npBece A*H BPOHSBOACTBO cTBjtbinix npofxxBt: MeejiejOBBHB< *anecTBa ev&xeŘ 3X2B&K 4XBIWC VaxpocTpyxTypy C T U X npoBBpxja RB npoAoxbao OTpaaaBHax nxxvax ofieax aapox noc** SOU. C«PHHGTRB OTUBUBTRR noxaaaaafir OTcyctBxe carperBMRR R CKOIUMBRR capa a o0%aat e a a v a a , paaaoHBpaoa « e pacapanejtaHae a BRBRRB R O B uaaTpaqaa, HopRCTOCTb OTcycTBye*, CTpyx*ypa CAKTKOB IUOTHBS* HaxpocTpyRTypa CJIXTROB noxaaaaaeT nanpaBJieRBy» xpxCTaxaBRURB geajipxTOB nox yr-ioa R OCR BaroTOBxx. ItaoTHocrb aeTaxaa noojie 3QUI pasná IUOTHOCTR AefopMRpoBeaaoro a«Tax«a. HBBBCTBO, «wo xapaxrep paenpaaejieRRa a ROJIRVBCTBO HeiieTBXJiBiecxRX BKJWRftBRR B CTBJIR B BRBUHTaXbROi u e p e U M B T H8 TaXM6 CBORCTBB KSX nJIflC- TXUHOCTb, yAapaaa BRBKOCTb x npoqaocTb. CraneR sarpRBHeuRR aeTaxaa npoBBpHJiH napajextio aa JHTRX saroTOBxax a t CT&JR 3X2BB4 x 4X5WC, noxyaeaRua RjiacRêcxaa cnocoóoa (nepeiuaBxiieaiiJI BXBRTpOA AKBUBTpOH 1 5 0 MM) R CJIHTOK OXeXTpOBUaKOBOrO RepBIUftBa ARBUBTpOH 200 a a . KattacTB«HHax onaaxa naaaTajixqecxHx BKJtixieaRi BXBKTPOAB HB c-axTxa 3nn CTBJIH 4X5WC noxasaaaaT RBxaqae ORHBXHX no aaay HeueTaxxqecRRx axjUDqeaxa ueixHe xBRBBo-BiapraaqoBHCTUB cyji^HAR, c j o x a a a oxxcHae BXJumeHxa Txna mnaH*J«t X BXyHKHBTOB, OTABXbRHB RBOJIRpOBaHHUB BKIDHBRRR K3K CKJIXKaTH X PXOSyjia exxRxaTaoro npoacxoxABRXR, OAHBKO $BBOBHI cocTaa caaux BKjriweHHR H RX paenpBAB'axxR B o6*eaa aaTajua coqecTBBHa pasjumarrcji. B nepeiuaBXRBaoa 321 ajieKTpoce HaOJiDASiDTCA BKBRHTejibHHe cKonjieHKfl BKJIJO*teHUB B oceBoH <_acTii. B cxxTKe nocjie 33R xapaxTepHO paaHoiiepHoe pacnpeflejiemie BwiimeHHH no o 6 i e n y t CKonJieHHH n CTPOWK He He6ji»flauTen n ocHOBHoe KOJIHIBCTBO Bita oněm!* miee-T paeuepu mtxe 2 , 5 (jm. B T80J1. 1 noxaaBHO pacnpefl-Jiemie Btcj-DieHt-fi B CJIHTKB nocjie 3DHI » B nepenjtBBJíiieyoH ajse.TpoAe, one/ieHHHe iieTOAOu noflcqeTS. OnpeAeJMXH ofiieuHUft nponeaT cy«apnoro KOJix*iecTDB HeyeTBjuiimecKiix B_cjii>*iei-M8 xax • HX npoueHTHoe pacnpeaeJieHHe no pasné pan* Taejiima 1 lecTO atico.e acpx -JieK-POfl OGmee % Heil, PK30HTy K-BO Hen. BKJI. 06. % 1/n 1,8-2,4 2,4-3,2 3,2-4,8 noBep:.. 0 , 0 2 8 81,6 BKJI. C ASMHHOft, OGmee K-BO Hen. BKJI. % Hen. SKA. _J1HHHO». V l.B oG. % Z,4 69,7 13,7 4,7 0,014 - 2,4 3,2 21,2 c - 3,2 4,8 9,1 0,037 78,5 10,3 11,2 0,011 79,8 16,2 4,2 noBepx. 0 , 0 4 1 74,5 22,2 3,3 0,017 78,2 17,6 4,2 0,074 59,5 27,2 13,13 0,017 80,6 13,2 6,2 iieHTp geo 3-in-CAnTOK no x o - iieHTp AaHHHe noKaauBarr, ITO no oře ajtexTpo-tuiaKOBoro nepemiaBa CTajt xueeT BucoxyD nHCTOTy K (cojmqecTBo HeHeTBJTjiHtiecxHx BKJiDêHxtt B 2-3 paaa ueBbme. TaKoíí xe xapaKTep XM-BET x A'eunue HccJieAOBanxa aeueTaju-tmecHM-t BKJIDêHHfi CT&JiH 3X2B8*. B BHfly Hcnojtb80B8HMB CT8JIH HenocpeACTBeno nocjie 31011 nposejm (tccJieAoBBHUS no pexxiiy Tepuxqecxoft o6pa6o_KK fljm ycTSHOBjteHxs onTKMBJíbHUx t c u n e paTyp BňKBJíKu K OTnycH.. K BJittAHxe SDín KB 3TH TeunepaTypH. 0-rxxr AO onpejaeiieHHOft TBepoocTX x uxxpocTpyxTypu AJXX CTSJIH 4X5H4C nposejix no BaoTepuMctecKoiiy pewiwy npx TeunepaType B40 °C c BaflepxKofl npH 650 ° C . CTajib 3X2BB& noABepraJix TOJIISKO BUCOKOTeMnepa-rypHOKy OTnycxy npx 780 ° C UxxpocTpyKTypB oGexx xapoit CTBJIB - sepHXCTHX nepjiHT B fiejuia. B cjiHTKe 3_UI cTajin 3XEB8* HacjiimacTCfl OCTBTKH KapCnjj;no_ ceTKH 0 , 5 CaJiJia y nOBepxHOCTx CJIHTKB H AO 1 6 a . u a B u e H . p e . TsepAOCTb OTOXxoKHofi CTSJIR HaxoAKTCfl B npeAejiax HB - 180+207 fl/ia CTaJIH 4X5M4C M HB - E32+250 AJifl CTajiH 3X2B8*, «_TO noaBOJiaeT OTXHr CTajieíl 3DHI npoBOflUT npx cTaHAapTHMx ycJiOBHflx. 322 HccJieaoBGJiH BAHAMte TemiepaTypu saxajKH na POCT aepiia n TBepAOcnt CTBAM. Mn CTBJIH 4X511*0-1 npK TewiepaTypax 1020-1040 °C nojiyyaeTCH mej.BHHaa TEepAocTb HRC = 55 n 1 0 fisuu s e p a o . M* CT&JM 3X2BB*-m cauan JIOAxoflsmaji TeunepaTypa saxajixfi oxaoajiacb 1100 ° C , npx STOH TBcpaocTb flwjia HRC = 54 R Oajix aeptia - 1 0 , flajibseftmee noBtimeHKe Tennep«TypH npHBOflHT K oneab fiucTpouy pocTy e e p » a ayCTeHKTa » GKCTpouy yifemtieinnD ynapHoK BASKOCTK, KOTOpes &XR CTBJTH 4X51IW-JB nocJte eaxajtxK c 1020 °C K OTnycx npn 5B0-600 °C (HRC Btnoe 4 7 ) cocTBBjmeT CLR = 0 , 3 5 K T / H • npOBejm cpaBHHTeJibHMe KCcnesoBůHiía CBOKCTB WH cTfijm 3X2B89HS H H U nopTHOlt CTBJIR 3XEB84 - xaTaHKBfl flHSMeTpou S00 u y . OcHOBHue AaHRH noxaaaHM B TBOJI* E. TaOaima £ TeunepaTypa oTnycxa Bxfl CTBXH Cd scin 580 600 620 rBepflOcrb nocxe a a (cajxM x OTnycxa, 49,5 Next HKiecKXE CBOltCTBa Si [im/ir] <5? [M/li8] - - - KpacKOCTOHXOCTfe [iW/y8] HV-380 npj 680 ° 0 B qac&x 0,3 - MOOX- 0,3 oeexaa 49 3Qin xxacxtiecxax 49,5 1230 1390 9,0 48 1180 1280 13,0 3D&I xxecxlecxsfl 49 1240 1310 47,5 1210 1390 0,4 1,3 0,35 0,8 10,0 0,3 - 11,6 0,35 VsapBaH BsaxocTb H npoMBOCTb Ha pacTJiveHKx onpesejifljin nocjse saxajiKit c 1100 °C H OTnycx npH 5 8 0 , 6 0 0 H 6 2 0 ° C . KpacKOCTOxxocTb ..ccJieAOBfiJM nocjie BarpeBa CTBJIX AO 680 ° C . HaJUyumxe CBOMCTBB CTflJb 3X2B8-H1 noxasaxa nocj e BBKSJIKII C 1100 ° C , OTnycx 60J °C: npoMHOCTb Ha pacTHiemie f fi = 1390 UK/u ; yaapHaa BaaxocTb (2H - 0 , 4 U J / I I ; xpacHOcToUKOCTb - noTCpfl TBepfloctrx Hxxe 380 HV npoflBJíHeTc« Mepe« 1 , 3 Maca. B TO s e Bpevfl cTOJib 3X2B8* - KaTůHBaH, noxy *ie HUBS x a a exvecKHU iie*ofloy noxa a ana HaSjíynniHe CBOltCTBa npx Bsxajtxe c 1100 °C n OT nycx e 620 ° C : npoMHOCTb Ha pacTaxeRxe * 1310 UN/u ; yâpsea BxsxocTb dH - 0 , 3 5 láJ/u ; xpBcaocToftxocTb - nOTCpn TB6PAOCTX Huse 380 Hv npoABJifleTCfl nocjie 0 , 8 «iaca. 323 npowmuteHHKe KcnRTBHRH npoBOARJi* npM IIOJIHOH naOJtimeniiH n e p e i u s s a cjJiiTKOB 30n t HsroTOBJteHHe Harpun, TepyímecKofl oOpeOoTRH M HX exenxyaTanitM. B TOT s e nepKOA pafiOTH jutn CPCBHSHKH peayxTBTOB HcnoJib&yBRJíK tiarpíma na CTaxit 4X5MC, oTJiNTue uerojiou npemtaitoro AHTbR H HBTPKQH KB C TAJIH 3XEBB*, npoHSBeACHMue na CTaAM, noJiy noxaaare*b CTBjib 4X6MC npeitnpMJiTfta 3BBOA cnemtajibRiix c r a j b - KotróHHaT oOpaOoTKH HUX npo$KJiefl, r . tlepHMK UBBTHUX MeTaJIJIOB-COÍIlJI m n npecea riUpaBJIKMeCKHR CHCTpOAelIcTByciaHfl rHApaajiimecicKe uomHocTL npeccoB 2400 T 630 T; 1600 T ; 3150 T Qe$opuKpeyHuR KBTCpHaJI CTBjb 30Un5 (SIN] MBA BMA KBAeJIMfl npo$MJM AIR axeRTpORBpoi npo<J>iuR M HtAHve TpyOu cnocoB iiroTOBJíeHKii iOTpím 3Uin npeunaROHHoe JtMThe 3HH OHCJiO MCCJtBAOBBHHUX iSTpai; 40 50 40 60 e i £3 10 ITBO nponyčitoB 37 15 10E 7tí sptAHea KOJimecTBO iponycROB aa cepu> 19 10 75 50 KOjmqecTBO nponycxos 10 nepBOft KOpBRURX 8-1S 1-5 5-28 2-25 IRHMM&JtbHOe XOABWCTBO iponycxoa M y e j u u e CIMBBU HJI*ei*«CKMl c noeofl-xataMaa laKCNMBJíbHoe KO Jilma- npNMHKa aa epaxoBKH iBTpím ( noBHmeHKii C T O * IOCTH n o OTHOmeHMB K KJiaCCHMeCKMH MtTOIOM BMHOC-Me- nOAOKKa, Taj JI a, pBAXOTpeiOKHH 90 nerajMa BUHOC cxatwe CMSTRe pasotiel paůo- noBepx* t nojiottxa qei noBepx* 50 324 Ha S a l * npoMAMinix xecjeioBsnxii • npomnuaainix acnaTaaaa, BS oAeax • M O W npaaeaamca U T H a m n u i A U «irOTOM«B«« npaccosiix iiarpan, npaecoaax satO, npecc-autiinajieft a apyraa BBJH npeccoaoro mtcTpyaeHTa as n a n 3XSB84-D, 4X5H4C-H, EXHM-a, JI1-88-B, JH-23-H, X12H-0 a a p . 3Hflq«Tejbao noaaeajiocb CTOIKOCTII aacrpyiieaToB, peaiaaoBsaa BKatavejctBaa axonoaaa $eppoenxaBOB Ba Caae yrajiHBaiiaa Jterapoaaaaoro capána. 325 D i p l . I n ? . Jan S t r a u s , Plil OUEHKA nPQtfflOCTH MHCTpyBEHTAJLHOfl CTAJIM B nonLPgfflpy HAIIPABJIEHMH BaejeHiie lacTO npMyeHffeifue B HacTOamee BpeiiH UBTOAU oneaxa npoiHOCTHHx caollCTB xHcrpyiieHTajibHiix CTSJieft, nanpHuep, npo*mocTb Ha xarxC, He JI ban npaeaaTb YAOBJíeTBOpKTejibHHHH. 3ro cBflaaHO c Ten, QTO: - BanpRxeHUoe cocTOSHxe oCpaaqa B STXX xcmiTaHKJix SHauxTejbHO OTJixqaeTCff o r B08H»KBBiqero B HaTpmiaxy - OTHtjcaTejibHO QoAbmoe qxcxo ofipastiOB, TpeOyexoe xaa xcnuraBxH, AMaer Heaoauoxfiua o q e a x y nposHOcrn uaTepaajia B nonepeqHOM HsnpaBJíeaKR Í T . e . BarpyxeHHB Harpuna: KBroTOBJi«HHoll xe npyTxa), ocofleroio jtxn npyTxoa a e Gojibmoro jjxaiierpa* Cxeaa xctntTaHxa BojtbmxHCTBO HBTpxn, McnojtbByeimx npx oepaOoTxe AaBj»KHeu; xaeeT p o p ily - KOJibua, paBpuBaexoro xaHyTpx Cpxc. 1 ) . 3TOT $axT (SUJI acnojtbsoBaii npx c o e j a n x x cxeuH KcnaTBiiiM. npeACTSBJíeRHol HB p x c . 2 . OOpaeeu ( 3 ) xueeT tjjopuy Kojbua c paauepaiut 0 40 x 0 20 x 20 u x . Kojibuo paapHBaeTca xaHyTpx B peayxbraTe OCBAXJI jiaTyHRoro cTepxna ( 5 ) a e n o ABRXRHM ( 2 ) x noABxxHUM ( 1 ) nyBHcoaaKX. Onopa ( 4 ) oeeeneqRsaeT npaaxjibHyD ycTSBOBKy nojtbqa ( 3 ) TBK qToGu ccaxxaaeuKB cTepxenb HaxoAR-ncx B e r o c e peABRe. Bo Bpeafl HcnHTSHHfl Ha e e ne AeftCTByiw cxojbKO-HXOyjb BHanHTejibHue CXJIH. B xofle xcnuTaHKR perxcTpxpyeTca aejtxtixHa CHJIH R ocajnceanneít CTepxeHb, npx ítOTOpo* KOJibueBoR oOpaaeu paspirnaeTca. HanpaxeHxa a oflpaane FaccxdTpitBaeittitt cjiyiaa Cnxaotc K sa^Rê Jlaute, xoTopaa Otua pemexa KCXOAB KB npejniojioxeHMH, wo AaBêHHH P paenpeaejieRU paBRoyepao na P K C . 1 . Tunoaas uaTpxqa P R C . 2 . Cxeya HcmiTamia: 1 - HOABRXHUR nyaacOR, 2 - xenoflBxxHHf nysHcoa, 3 - KOJtbBpBUt oGpa» e q , 4 - a n o p , 5 - crepxeab s e e s dOKOBoK noBepxHOcTx oTBepcTxx* Taxxii oOpaaoM, K paccuarpRsaeMoi e x e u e xcmiTaxxx HOXBO npxMeBHTb peneaxx Jlxne npx y c x o a x x I T O : - ocaxBBeamtft crapxeHfe GyneT TO^HO cooTBcrcTBOBaTb oTBepcTxcu - ero BUCOTB 6y.neT Ke Ha uRoro xeattnc BHCOTH xoxbqa, - paepHBaeMoe KOJH»UO paapymxTcx paBbme neu Hacrynxr BaveTnaa ocT8TO«tHa» A«$opnauxi. nepBHt ABB yexoBKX BunojHiiSTCx npx cooTBaTCTBymex reoxeTpxx* TpBTbe yc JI o BMC orpBRuvMBacT npxueHXHOCTb enxcHBaeHoro xcmiTaHXH r o x t xo Taapnviot uaTepxaxaMX (fioxee 50 W C ) , TBKXHX KBK XBCTpyíMHTajibHva CTaxx nocjit TapvooOpaOoTxx. Hcnojtbayx penenne aaAaqx Jlxue, BajxuxHa TaBroHiiNaxbHKx x paAxaxbimx Banpxxexxl 61 x fíj, XBJíxeTCff OAHOBpexeHHO IMBBRUMM RanpaxeHHXKx OHJTB o n p e Aexaxa a BRA* *t * *i * P* 8 /tb 8 - *2> * (1 + b 2 /r 2 ) f « ^ « P» 8 /(b 8 - « 2 ) x (1 - b a / r £ ) asg *»íjqrox xdavAiax oJoxaBaxdaad xxaanrfdaBd AH tnou a a nrxa BRKhxrax xax -qraxwaxaa qaaraaodxdtaxjad a ixnoadoatf-axnaxjCdjwH vaaadx qaaraxxua sAimo •nade og •* OOT Raxxxo* a axxmaai yoHBitdaad xonq»odaaaii*t ax qoxmvocodn ntmiO *aonaBdgo g ou qooraBHAKuoa xxtogadgooRda* uxBXdea OJOXMX *tff •ao* •»e*qr£aad XMHabJCron xxaaiixXogo xdu e • 3 'rge* a imatfaaada axjiogadgooRdat ndiairadsi] ' t •xga.v a aatrasxdu jara-va ««j.ooa flxuD»hxnxx (T9AaRjJQ8BX) 10* • (3R'9H9d) nUtiS ••rexo x£aff xrir aiumauJCrou ••uaMrâad naa-raaadii axan *anqi*on a xnHxaHvd*ooduoad axodxs xerata xHxqxetxanuCdiaxa xxxaneduaK HOHbadauou s q*aoahodn BH xxtogadgooKdat vxRXRra aaaabiCaa omg juogad aqraft HxasoVaraaa niúvtrKěmd •aaxaaxduaa aoHhadauon a |9r«*vo X]iRqrw*HaaiCd.toxx qtaoxbodu SB xxooaffodOHiroau xomrxgda* axxxxra qtaaano •danxduBH *oxxox 'xxsoxodn xaau -9*0 soxaad somJCdu aa aniiHaraoxoJBR 'eodaaeed xruiaad ahqrox xaaitdaad *ana -qxqodasxRf aarog axBeMuaa taaraff KflaaaxdiiBX XHHBavaaada axB«aoaqrouaji aaab -Arou e/T =rfx »3 = q anaadgo BMdtaNoaj a xafl.ta.tafl* o oa a xaHKBXdn <e,9 + ZS) rl - "Í9 - 9S u a j xxdoa* ax xfoxax 'BHaraVaduo amg a j xaxaxxdnaa XKaaaVaaadB *xaa»b^xa£ Xrav -adu oja aoaaad (VHxda*a eraxdetsn OHHdraxicdaoo soxoshXioeru . 4 xaaaaaar xodo-tox xdu aaoxag aRBbarag y otrcrox 'nrxa BBXbxiraa - ti *BX*sdaaj.o qo*aoHXdaeon - s »*J aftra a ifoxaav d iiMhKrag •iiModasia usoiacdaaou foaoaog » • n i i m a l - A3E d 'ajCitfad (KUXasi - J <(3 *0Hd) «n q*« 328 TaSaxua 1 . XxxKiiCKxa cocTaa >cnuTanHux vaTepxaxos C 0,84 i 0,92 SW7B WCL 0.33Ť0.43 TaOjaua 2 . Hn Si 0.4 uax 0.4 0,4*0,6 W V Mo 3,7*4,5 6,0*7,0 1,7*2,1 4,8*5,5 4,5*5,5 - 0,3*0,6 1,2*1,5 PeayjUTaTU iH>jy Texn. ayc»e- Taan. OTnycxa axsauxa [°c] 0,7*1,1 Cr E°o] 1200 S50 npMBCfleBHHe aanpaaeaaa *Z 0 / c - * ] AOBepMTfiJIbHHl XHTepaaj 85 % 65 29,3 *« 1 0.9* 6* + 2|76 1150 550 63 33,0 1150 600 62 27,7 6i + 3,70 1150 650 60 28, B St • 3,0B 1150 300 5»,5 23,6 e TaiJixna 3 . z t 2 i»S Pt«yju.T«TH ntuiyvaamw M X c*a*x WCL (X3B Cr HoV51) Taan. a y c n i i x a a - Taun. ovnycxa [°C] TaepiocTfc H>C npaaaaaaxm aanpaaeHxa % [H/ea*] 1000 550 54,6 51,8 1000 $00 53,5 47,5 1000 300 53,0 53,4 1000 600 50 47,1 329 oSpaann xarpyxaxacb e oxxaaxoBOl, BoeTOiintol BO apexam cxopscTbB. Baxxqxaa npaBexaaxax aanpaxaxxt S'z a aasacaaocTX OT TaepxocTx noxyaauaot xxx C T U I SW7M npxaaxaaa B TBOX E. npaaaaaaaa* aanpaxeaxa xocTaraM aaxaxyaa npa 63HRC. Bexxaaxa 6", oaxxaeTcx xxa raepsocTX xax Bina Tax x nxx« •axeaxaxbHOl. Cxeayar OTxaTxrb, CTanaab aarpyaxx aaTepxaxa CTeneab xarpyaxx aaTepaaxa B paccaaTpxaaeaoM acmiTaaxH 6axa paceqaTa* aa no aaBxcxaocTX W = r n B J /*»i r * e TMax ~ " a l t e , a , M i B 0 e xacaTexbaoe aanpaxeaae, paeciBTaHBOe no Teopxx Kopa. CpaaHaaaa noxyqaaaoi aaxavaxa W « 5/12 c Bexxuxaol W = 0,75, xapaxTePBaysmex xcoUTasKa xa xaraO, noxaauaaeT, vro CTenexb xarpyaxx HBTepxaxa B npexxaraaxoa xcnaraaxx aactaa aaeoxa. JJoaepxrexbaue xvrepBaxa pacciaTaasae xxx aamxx omiTOB a xxx cpaanaaxx - xxx xenHTaaax Ha aaraS oxaaaxaeb Sxaaxaaa, BTO caxaaTaxbCTayeT o XOCTXTCKIHOE aocnpoxaaoaxMOCTX noxyqaaaxx peayxbTBToa. Cpaaoxaaa paayxbTava, noxyaaaaaa xxx paapuBaaaux Hoxea paimix raSapxTOB, cxaxyaT noxaaTb o coxpaaauxa reoasTpamcuoro noxpOxx copaiuoa. tlamnaaaa OTaooeKaa a/S CyjuaT a i n e m i n BexxaxR 6"z a r H a x , xaHaaix CTenexb aarpyaxa xemimaaaaoro naTepaaxa. 330 Pac. 3 . Xapanap nojyqaanoro BMOM Blbliografia [l] Z a i e h o r a k l , E . - K o w a l s k i . W . Z Ó Z e i a k , T.: Racjonalnoác ograniczania gatunków a t a l l na narzadzia do praey na goraco. XIV. Jubilauazowa Saainarlua. Rafaraty. ». 1 . Waraaawa 10. 1975 Q2] S t r a u a , J* - W y a s k o w a k i p J . i Nowa oceny aytrxymaZosci s t a l i m poprzek wXóklan. Mataloznawatwo i Obróbka Claplna 1977, Ur 27 331 M.pl. Ing. i . I i u l d l A. S c h l o a i e r - - Dr. W. S c h w a r z - Dipl. Ing. E. E r e l t l e r , Hakúalco IIITTSILUHG APS DM VEBSBOHSAMSTALTEM UUP PBK STAHKrECHHOLOGISCfflBt ABTEIMJHGBI DEE VEBEINIGEEN EDELSTAECiWEEKE AG, WEEK KACTBiBBRfl Bal der íertigung von DruckgusswerkzeugeD werdeu entsprechetid dan gaBtiegecen Anforaerungen beziigllcb, Standzait, Bearbeitbaifcelt und Heparaturfahigkelt UBW. ceben den bieher vsrwendeten Warmarbeltsstiblen in ztunhBaBdoffi Ausnaea martenBitauaharteBde Biokal-Kobalt-Uolybdan-Stiihla venandet. Dit baldea unterstiohten Stáhlo X2HiCoHol8 9 5 (= Bohler + OTP12) uad iaHiCoKoT118 12 4 (= Bohler + UHFlt) zelcbneD sloh durob, »6hr boha F e s t i g kaiten bal g l s l o h z e l t i g guten ZahigkaitseigeBBchaftan aua. Dia WarnababaDdlctng 1st problaalos durehsofiinraa und tastabt I D dar Bagal iD alnem LasuDgagluhan bal 620 °C and eipsn Auobirten i a Temperaturbaraioli zuleobao 460 °C and 510 °C. ma Auabartabahanalang wird nach. dav spaoendsn ftxngatuog i a a l l geaalnan vom Stahlvorbr&uoher darohgafubrfc, wobal die Aushartung dar í e r t l - X2 NiCoMoTiWli X2MO>MolS9S SCO tmatorUOojtr* 3ti) X2NiCoMo!8SS und X2NiCoMoTi18tt*Aushárteschaubilder Blld 1 VEW Kapfenberg 607( TOO 332 gen Werkzeuge In Zuge einer Nitrierbehandlung erfolgan kann. Durch dies* xweiBtufige waxnebehandlung komat es zu einer Ausscbeidung vos intermetalliecben Pbaaen aua der ziihsn, koblenetoffarmen Nickelmarteneit-Grundmasse. Dia bal dar Auebaxtung eabildetam feindiepersen intermetalllseben Verbindungen beeteben vorwiegend aus Ki,Ho und aus einar mengengiBSSig geringeren, aber ebenao gleiobnuslg Terteilten NljTi-Phase. iuch dle Bllduog VOD (HUeCoUHo, (la, Hi)j(MJl). (PeHl)2Ti, FegUo und ?e 2 Ii wird ID dar Literatur angegebeD. Sas dieeen Stablen aur PestigkeitSBteigerung zulegierte Titan blodet gleicbxaitlg nooh Torbandenan Koblonstoff ala T1C bzw. W,(C, H) ab. Taballt 1 enthiilt dle AnalysenToreobriften der belden Stable I2NiCoJlol8 9 5 und XSNlCoHoTU.8 12 4. Taballa 1. Cbeaiaoba Analyeen der uateraucbten Werkatoffe StablBarka X2NlComol8 9 5 I2H10oHoW18 12 4 C aax. O.OJ aax. 0,03 SI lin P S max. 0,10 nax. 0,10 nax. 0,10 max. 0,10 max. 0,010 max. 0,010 max. 0,010 max. 0,010 Ho Ni 5,0 5,5 5,8 4,5 18,0 19.0 17,5 18,5 Co Ti *W 0,5 0,7 1,5 1.B 0,05 0,15 0,05 0,15 8,5 9,5 12,0 12.5 weaentliob for dle lusbartebebandlung iat der Temperatur- und ZeitTeslauf. Optlmale Jeetigkeita- und Zánigkeitaeiganaobaften konnoD z.B. fůr Auahartiteaperaturen TOD 450 bis 510 °C und Auahartezelten zwlaoheD dřel und elm Stunda erraiobt warden. Blld 1 glbt dee Auabartererhalten dar beiden Wexkatoffa ZZHlCoKolB 9 5 und I2HiOoKoTil8 12 4 fur elne Auebártedauer TOD dral StuDdan vladař. Hit zuDebmender Auabártetenporatur stelgen dla Featigkeltawerte bia zu ainsr Temperatur TOD 510 °0 an, ua naoh tTberaehreitea daa Haxlmuma bal efrwa 510 °0 wieder abiufallaD. Ser im OberalteruDgabereioIi auftratande Peatiglceitaabfall aowie der gagenlaufige zShigkeitaanstieg 1st bedingt duroh daa Vacbatim der aushiirtenden Pbaaen zu iiberkritiscber Oroaae uod ibrer Aufloaung im luatanlt, wle ea entapreehend dem Zuatandaaohaiibiia Biaen-Hickel zu arwartan lat. Ser, vor alias obarbalb 500 °C bel langeren Auabirtezelten, raaob* Abfall dar Featigkeltewerte waiat zugleich auf dle Grenzen dar Vemendbazkait dlaaer Stable bin. Dar Stabl X2NlQoKol8 9 5 wlrd aut MazLnalfaatlgkeiten Ton etwa 2100 N/mms auagebartet, wSbrend der stabl X2NlColloX118 12 4 Featigkelten TOD nahezu 2500 U/mm2 erraiobt. Die Zánigkelt êa bónorfeaten Stablea X2HiCoMoTil8 12 4 liegt naturgemua atwaa nledriger ala jena dea Stablee 12MC0H0I8 9 5, wobel auaaerdea nach Auabartung lm Teaperaturbereicb TOD atwa 400 bia 440 °C alna Varaprodung dleaea Stablea elntrltt, dle aioh in einen atarken Abfall dar Dehnunge- und liniehnúrungewerte, nioht aber ID einer ebenao atarken VermlnderuBC dar lerbaohlagzahigkeitewerte aueaert. •u U M v»:t«r* s v í t i v * KlgvDBchAft *iar corteDnltauAhartaDdaD Stable 1st is v . : ; j n r * * > i > l l t . :> taigt, '.«»r i l e k!«ragl06otable gegeniiber den aur *:«lch* r*a'.:r£«lt nrfutaten VaiMrbeitaatahleD weaentllch weniger sprodt rucaaavrit&ilct alDd ucd kritlecba Spannaagazustande erat bal hoberen Bel u t u ^ i t arrelcbt ^rden. Me bohea RlaebruchxaMgkelteTCrte gewahrleKten baesere Bestandlgkeit gac*c caj Auřtretan und Ausbraltan von Brandrlseaa* Entaprechend dar auftrata&ča& Beacapruchung kcnnen lelcbt optlnala Riaabruchzahigke'tawexte a l a gaatallt vardaD} Anhaltewarte fvir dle zulasalge Risegrósae konneb den B l l tíern 2 uod 3 ectcoaMa warden. Dle epeAabhabende Baarbeitung dar maxtensltaushartandeb Stáhla wird aaob Mogllchkeit lm loeucgsgegluhten Zustand durchgefúhrt, 1st aber aucb lm auageháxteteD Zuatajid nogllch. Dle Bearbeltubg kann datel eowobl durch SchMllarbaitaatahle ala auch. mlttela Hartmatall erfolgen. Dle ftir dafi Labgsdrehen alt Kartmetell Flo giiltigen VerBChleiasfortachrittskurven i b Bila 4 gsben daa ZerapantsrkaitSTerhalten rúr dep Stáhl X2NlCaHol8 9 5 im losungsgagluhtan, uberalteiten und ausgeharteten Zustand wieder- Bal deo angegebeoan SchnittbedlDgungen t r l t t geriBgster Freiflachenverschleiss lm losungsgegluhten Zustand und bel SeholttgesehwlDdigkeltaa bia zu 160 m/min auf, lm ffberalterten Zustand l l a g t dle Icrltisehe SchnittgesohwiBdlgkeit b e l 80 m/min and I s r o l i ausgeharteten Zustand muss die Bearbeitung oooh langsamer e r f o l gen, um glelcheo Verschleiesfortschrltt einhalten zu konnen. Das ZerBpanbarkaltsverhalten mlt Schnallarbeitsstanl Slo-4-3-10 geht tas Blld 5 hervor, wobel dar ttrehvorgang i n Verglaich zu Hartmetall naturgeň a i DUT mlt geringeren SchnittgeBChwindigkelten durahgefuhrt warden kano. Dis msxtensitaushártendaD Stable sled problemloe unter Schutzgas achweisebar, wobei artgleiohs Zusatzwerkstoffe vonrendet warden. Nach dam Schweiesen warden dle Werkstiicke an deo geachwelsaten S t e l l e u spanabhebeno' bearbaitet oder geschliffan uod ansohlieseana der Aushartebehanaiuag unterzogen. Als Baustahle warden die aartensitaushartendon Stáhla mit sutém Erfolg fur hochbeansprueiita Telle in Flachenflugzeugen und Hubsobxaubern und im Haketenbau elngesetzt. Als Werkzeugstahl finden sie ihren Einsatz b e l Feinstanzwerkzeugen, KunstetoffpresefomieB, Kaltpilgarnadeln und ahnlichan Werkzeugteilen. Blbe Fiille von positiven Zrfahrungan l l a g t auf dam Gebiet der Druckgieaawerkzeuge vor. Dle martensitauahartenden Stable kennen fur komplizlerte DruckgusBformen a l t z um Teil t i e f a n Einsohnltten erfolgreich elngesetzt mer- 334 i 111 1 M/9/SkHtragingStoM 9m -20SO Njrm-l H/c»«SO BetastĎorkt*: d*0.StSK!C/Va7B, Nam-™ 2 i V a§»1900N.mm' eg.ft7tSN.mm-' | |M r o g| t o1f f - S W t l vv\ 1 1 tM/5 ,«i.t500H.mm-J Uai'TiOON.mm-' rTNp" ?^; ^H~l 1 1 S. - HB~- 3300 « . « n -'«* s^. I1 Vcrj-reWMmm-' a^'HOON.mm'1 wiirs 1 TO.'1-" KK*2750N 1 1 1 \ 1 i *1taON.mm'.>J 0 esow.n 1 m-t.s • I 1 lil J L \OS W Vergleich Vergiitungsstahl zu Maraging-Slahl (Beziehung Belastbarkeit zu Rifígrotle) | \ t.S 28 25 30 3.5 6.0 4.S &0 S£ 68 6S Nttrmamfcrt* RitMtt* 0/& m mm VEW Kup/enberg 5929 BUfl 3 I I I fS/S/5. KK x&SON.mm-'-5 OcitrSSDN.tnm-' Beziehung Betastbarkeit zu RiUgroUe bei MaragingStahlen I0/9/SKic=2250N.mm-'a an^=2000N.wm-' 2 i 5 I 10 12 K Norrnalisitrre RttlgnM* 0/Q in mm 16 VEW Kapfenberg S930 Blld ) 335 Scttnittbedin pujo en iangidrtfien, Traclwxhnth axs.2iQminxO.II3mm 1 I*I t I '<• o J • 820 C/Th/i.uft* 650°C/3fi/Luft £21HB HM P20, j - . t f » , A " - * ' 820aC/}h/Luft+ 480oC/3h/Lufí 558 HV HM P20. f:-6a, A =-6' BO M ' 820°C/th/Hitt 3QF>HB HM PW, r ' V2* X'-C '00 120 KB 160 J « Sctinittgtscfifiii'idiQiieil in m/min 200 220 Zerspanbarkeitsverhalten vonX2NiCoMo1B9 S VEW Kapfenberg 6073 Biia 4 Schnitrte dingungen Langsdrthen, Troektnsetmm E 0 20 I | Scfineidenge ome trie . _ , a° |5VSV/ř*| I 0.25 f / S t f O.řff / 1 / / \ / / e , . 9 820°C/1h/Luft \ 306HB . B20aC/1b/Luft+ 550aC/3h/iuft 42IHB 820°C/1h/Luft* 480aC/3f>/Luft 55ÍW , C | 7D*|sa«|0.imm j N j / K / E 1 a'° OM I 5 TO S i» JS Í0 35 SthmngtsciiynirnligJKtt in m/mni Zerspanung von X2NiCoMo 183 5 miř Schneltarbeitsstahl S10-4-3-10 B114 5 «f ťS SO Kaptenbtrg 6072 336 daa. Vaitara Tlalfaoh arprobta 'Tails Bind Giesanaa&stiucke, Vartailerzspfan, Sohiebaj;, ioxmplattan, Ungiaaabuohssa und ToraaBalnaatza. Gunatig fur dia Blnsatxbarkalt TOD aartanaltaushartandan Stahlen slad dia bona Zugfastigkait, daa bob* 0,2-DahngraaaanrarhaltnlB, dia hoban Zahigkaitavaxta aowia dia naohaniachan Varta n»oh LangaaltbaanapruohUBg. i l i a dlase Eigansohaftaa wirkan sloh ooaltiT auf dia T»nperaturw»ch«orb«atandigk«lt, also die Unaqpfindlichkait gagan dia Bildung TOD WamriaaaB ana. Auaaaxdaa arhohan dia boha Paatigkalt and dia fainvartailtan Auaashaiduogan dan lidaratasd gagaa BroaloB. Ton Badautuag lat, daaa dia aartanaitauahártaBdaa Stiibla aanlgar zu* Klaban nalgaa ala haxkóaaliaba •araarbeltaatanla. Oar Unaati TOO X2t"lCoHol8 9 5 (Bohlar + DHJ12) fur dia lartlguag Ton Draokgiaaafoman fur Motoxgahiiuaadaokal nit tailamiaa tiafaa Binaobnittan arbxaahta gunatiga BvtrlabaaxgabBiaaa. VaBB anoh dia BaarbaltoBg alaar Drnokguaafora aoa Z2HiCoHol8 9 5 aleh ataaa aehwlarlgar gaataltat ala alaa glaloha "form ana X38CrmoV5 l una dahar auoh bobara Baarbaltangakoatan auftrataa, bringt doob dar batriablioha HBaata dar martanaitanahartandan Stiibla koataaaiiaalg alnaa Vorteil. fanvand dia Bruckguaaform aaa dam kot. atlonallaB Waraarbaitaatabl aaoh 180.000 Sobuaa und * greaaaB Baparatoraa anagaaohiadan aerdaa auaata, wurda dia Cmokgnaaf o a ana ZSUCoJIolB 9 5 naob 120.000 Bohuaa « • aratan Mai tor alna klalnara Baparatur ia Uaguaabaraioh anagabaut. _ ZoaaaaaBfaaaand kann taatgaatallt aardan, daaa dia aartanaltauanirtandan Stáhla X2B10olloia 9 5 and XSKlOoHoUlS 12 * aiob balm UBaata iffie Druokguaawtikxauga la TialaB fallan gaganSbar noraalan VaxmaxbaltaataBlaB ala 2.B. ZjeOrVoV? 1 Sbarlagan xaigan and troti ataaa axbohtar Baarbaitangnkostaa la Batrlab aafgrand boharar BtasdHltan nad garlngaxar Bapaxatoxfcoatan au fationallar fartigung fiibran. 337 Ilpofeccop, a.T.H. D. A. r « a J e p , ZSSB BMCTropEiymm, CIAJIII C HHTSPIIMAJUMHUM ynpoiHamat CTBJB, noaytaraiuie BHeoxyB TBepgocTb B paayjibTBTe BHAejaaax abTepMOTUJIOB B nponecce AHcnepcaoaaoro TBepAeKMa npa OTnycxa, MMenr pHA CBOXCTB, OTjavamxax ax OT Sojea aesecTRax Suc?popexyaax craieU, ynpoqaeaaa xoTopm npoMCXOAMT BCJieACTBBe BUAftJieMKX xapOMAOB. XapaxTepHot CTMfclo atoro Tana auaetcx c*ajb, coflepianaa ueaee 0,1 * C, 11 * w , V * Ho « 83 * 0 o (0,2 * V ) . But B 1932r. 6axo ycTBHOBjaao, [ l ] , «TO BO auorax ciutBBax cacTom Fe-W(Hc)-Co OGpaayeTca KHTepHeTUJogtnot eoeAaaaaaa (Fo,Co)y(W,Mo)g (oGOBRatiBeuoa xax <9-$aaa). FacraopaHOCTb -J-iJjatu » HeTMXBiiacKOll oeaoBa aaBRcxT OT TaanapaTypa, OHB aaaooxaa asattaTaabaa B y-pacTBopa, oepatyntaiícB npa aarpaaa. Ha ojua«ensoro napaeimeBHoro pacTaopa npa nocíenymea Oojiee aaaxoa aerpesan/BOO - 6E0 °0 iac*t <9-4>aau BHMJUBTCÍ a BBAB AxciwpeHUx loctan, noaaaiaa TBepAocTt. TBepAOCTb -$-q»tu no aaiKpaKxxa: aaTopa • B. A, BpocTptaa [ z ] Ur 950, flio saze TBepsotsTB (HT 1300) ocaoBHoro KopOnAQ HgC HBB*CTBIK OHCTPopexynar CTBMB. OAHaxo ynpommnnai a$$exT, coBABsaetw* amejieBaaa MBCTXH 3 $aaa, c u t a a a . Ha p«c. 1 noxatano aaaaaaaxa TBepsoctx OHCTpopemymei CTBJIB C 0,9 % C; 11 * W, 4,3 * Ho, 4,E * Cr , 1,5 t V (• xap6xAon llgC) K ciuaaa c TBKBM » coAapxaaaaH xerapyxouix ajieaeaTOB, BO nostra 6aa yrJiapoAa (0,07 %) a c í - $ a » o i . TBSPAOCTB nocaa asxajiKX C OABáaxoBOa Tannapaiypa (1240 °C) K e OARBaxoBBH ouaiAaRaiH (a aaCJta 30 • 40 °0) HRC 62-63 y eacTpopeayaal CTaix K jiaoib HRC 26 y oaayrJiepoAKOTOrs cnaaBa, i . e . aaa«Tejn>ao M a u n . BHAexeHae npx OTnycxa xapfixAHOa 4>BBH noamnaaT TBepAocr* Ba HRC 5-6, a -9-$BBB aa HRC 30. 3TOT paayxfcTar zaa KaaxoyrxepoAxcToro cnaaaa CBaaaa e SoxhnaR AacnepcHocTtc naeran »na«.wnn««c« -9- 336 MO 390 TEHnEMTYm WO MO OTÍIYCKA C*C] Pne. 1. TaapiOCTb, ysajuioa MaxTpoeonpoTiiueHa* « no»paiiT«Bna« e u i • aaneimoeTK or TuraapaTypM OTnycra CTMH e 11 X Wj 4.3 X Ho; 4,2 « Cg: 1,B X V a: a) 0,8 X 0 « 8) 0,07 X C laaKusa e 1250 °C) 339 flo nocxegHRX x e * cymec*BOBaxo npejicTaBJieHtte o aHauMTeJitaoň xpynKoera cnxasoB, ynpotiHflmuixca B peeyxbvaTe annexeHHH HHTepueTanxHAHOR (JMÍSM. OAHBxo 3T0 Haftanflt9Tc» jirmh y CIUESBOB. coxpBHflimutx or BAH y-pacTBOp KBX npa HHBKHX, Tax H npa BHCOXMX TeiinepBTypBX. B KaneCTBe HHCTpyiieHTajit>BU]c aory-r GHTb nparoAHH TOJIBKO cnxBBU, KCiWTKBanntMe $aaoBOe or—>j npeBpameHxe H x e rapoBBHHUe Taxau oCpaaoa, HTOĎH TeunepaTypu a-roro npeapameaiiH Oaxa a a a c x nexbHO BKCoxae a xounoHeHTK cn-HQBB odecnemtBajm noxyqeHae He TOJtbxo BHCOKOR BTOpHMROft TBBpAOCTH, HO M HBXOOXblDMX npOMHOCTH H BH9KOCTH. npa noBMmeHMM TeunepsTypu Haisjta $aeoBoro npeBpaiqeHXR B CBOD oqepeAfc BOBpacTBiw TeanepaTypH HBMSXB HHTeHCxBHoro paaynpouHBHH* ueTaxARqecxott OCHOBH. 3 T H ABC BBXHUe XepBKTepKCTHKH fiHCTpOpexyOIHX CTSJieR H C n x a B O B C B l - sanu npocToll aaaacHHOCTbs, no xoTopoH Teiineparypa Haqaxa pasynpowteHHR cocTAMJieT 0 , 7 - 0 , 8 TeanepBTypu aaqaxa a - > y npeBpameHxa ( ° K ) . TeunepaTypa ae*iaxa a - > y npOBpameiiMH ctu&BOB Fe-W-Co BoapacTaeT npx caaaeHMR coAapaaaaa yrxepo.ua. Tlpa 0 , 1 - 0 , 1 5 % C OHB cocTeBxneT 9 0 0 - 9 1 0 °C BuecTO 6 0 0 - 8 1 0 °C y BOxb$paHOBOH eacTpopexymea CTBXM c IB % W , 4 * Cr , 1 , 2 fc V H 0 , 7 5 % C. Kpoiie TOro, npa HUS KOM conepxaHHH y r x e p o g a B CTpyxtype npHcyrCTByeT Toxbxo OAHB ynpoqKflcaiBfl $68a $ a OTcyrcTByrr xapfiaAH* HecTb y r x e p o x a , ocfacmerocH B yxaaaHHUx npeflexax npa oGaqnoM ueTajurypritMecKOH n p o n e c c e , nexecooflpasHO cBaaiiB&Tb B HaxopacTBopHiiax KapCxflax- AXX 9T0R aeJiH B cnxaa BBOARTCR BBHBAHR B aeGoxbinoH KoxnqecTBe ( ^ v 0 , 2 %>. fijui noainneHRR BTOpoH Baxaoi xapaxTepacTHKX - BTOpMHOi TBepAOCTR a e OOXOAaaO, MTOĎM C 0 f l e p x a U R 6 OCHOBHHX KOMtlOHeHTOB CIIXBBa COCTBBJIllJIO! 2 3 - 2 4 % AX* xoOaxbTa a 18-E0 % AX a Boxbippaua (pac* 2 , 3)« B STOH cxyqae BoapacTaeT KoaaeaTpamis BTHX xOHnoneHTOB B a-pacTBOpc aaxaxeRHOft CTBJIR H ycxxHaaeTca AHcnepCHOHHoe TBepAesxe npH OTnycxe. BTOpaqHaa TBepAOcrb nocxe o-rnycxa 6 0 0 - 6 2 5 °C BoepacTaeT c HBC 4 0 - 4 2 nocxe saxaxKH AO HEC 68*69 n o c x e OTnycxa, T . e . nonTM Hft HKC 3 0 . TenxocTOBKOCTb cnxaaa c 0 , 1 % Cj 3 0 - 2 2 % i» n 23 % Co xapaxTepxayeTca v e x , I T O OH coxpanaeT TaepAocTt HfiC 6 0 nocxe aarpeBa 720 ° C , 4 a . ( p a c . 4 ) . Axa cpaBHeHaa c x e o y e ? RanouHHTb, vro xyqraae xooaxbToaue CucTpopexymMe C T B XH c noaameRHHU coaepxaHiiea yrxepoAa (P8M3K6C XXM CTBXR cepRH U41-M46 no aapoxiHRxy CIDA) noxyvavr nocxe OTnycxa 6 5 0 °C Taxyn x e BHCOxys TBepflOCfb. Ho KX TenxocTOftKOCTb onpeAejiHBTCfl T e a , iro OKR coxpaHXDT TBepAocTb HSC 6 0 nocxa HsrpeBB HB Bume 645 ° C . npH fioxbtneai eoAepxaHHx xoOsxhTa H BOXbttpaaa (aojixfifleHa) TevnepaaypH 4>aaoBoro npeBpameHRU a TBepnocTb ae BoapacTauT, HO Raxamae yBexxqxBae?sa KOXRvecTBO -3 i(aaH, «ITO yxyAtnaeT npo^HOCTb a BaaxocTb. 340 TDfffMTVM OTOVOU tTJ Pac. 2 . TaapxocTb cTaaa e 0 , 1 % C a S3 * Co a aaaaeamcta o* cyavapKOrs eoaapaaaaa aoak^paaa a HoaaOaaaa (aaaaaaa c 1E90 ° C ) npaaaMaam a t » xaaavt o aanaaaeooapaaaocra yaa*a Baaaaaa yraapoaa aa caotcTaa c u m o 18 * W • 25 * Co (B. k. BpooTpaa a aaaop) Coxapaaaaa: jrnupoxa [ * ] 0,1 o.lř O.CE 0,4 Taanaparypa •roa.p-.aaa SSL aoaaa: 926 925 915 815 956 960 965 955 TaapxocTt, BRC nocjt OTnyeaa [°C] S00 63,5 es 85, S 65 650 700 62 61 59 58 57 52 341 (HRCl H i M f^Z M? ^ , N í ^ g V. Co M \ N 4 12 /'i N %%•/, 23 V. Si 1 * / / '/ // H 12 SO • f :V 4* o'L-t-l tH 550 TMKMTYK OTttíCKA 150 700 1X1 P»c. 3 . Taapaoen C T U B e 0 , 1 « C a 16 % W a aaaacaaocTB OT eojupnaaa aoeanna (••ic&iita e 1290 ° c ) H U C N e T t x nponaocTih e m a n e yxaaaHHaa KXSKXB coxepxaBaaa yraepoX * ( c a . TB6JI. £ ) a a » , vaa y xoSaxbTeaax SaeTpopeayatax C T a « t l . Tafijixga 2 . Baaaaat a o « 6 a a « a aa TBapaocTt a npcmaocTb cnjaaa e 20-28 « (W + Ms) a 25 * Co a noxsBxax Jtaaaarpoa £5 aa (aaTop a B.A. Bpocrpia) =H .Sausm £0 18 14 11 - 4 7 7 TaanaacTb. HBC noci* • u u n ornycua 700 se 67 67 67 62 62,6 63 63 [povR0CTi> npa C,2 v. ••rase 196 £20 240 250 342 i 5 M 55 r\ , J Zs* -"\ \ \ \ fc X \ 3 0 0 5 0 0 700 \ 1t k NO TEMTCPATYM OWYCKA C t i Pae. 4 . laepiocTt CTBJIB B11H7HE3 (0,1 * Cj 11 %W ; 7 % Mo; 23 * Co) a CTBIB PIS (0,75 * C, 18 «W, 4 i Cr, 1,2 % V) a aaBxcxHocíK OT TeanepaTypa oinycxa (saxajiBa e 1280 C) UajacooGpaaaocTb aonojiHavMbBoro JtarapOBaHaa Apyraua KOHnOBeaTajiH onpaa,«xxatcx npau* actro MxxBxaa ax aa Teanapaiypa npeopomoHxn x aa « e xaHiiuacxxt caoicTaa. Jlarapoaaaaa aoxaenaaoH aa asacaxaT TaanepaTyp npaapanKtaaR a ycToanaaocTB iacT«u 5 - t a t u nporaa Koaryjinaa a, CJtesoBaTextao, ETopaxaot TBepAOCTB a TBOIOCTOKKOCTX, ao yxywneT npoaaoCTb (TBSJI. 2 ) . XpoH noaaaatT TaanapaTypa ipaaoaoro npeepamCKxa, BTopmmyo TBepflocrb x paxyataa oaoxoiaa (TBOJ. 3 ) . HaSojbmoe eosapaaaxa xpoaa ( 0 , 5 *) xonycTKHO jua noaamaxax ycToaiBaocTa napaoxaacaaKHoro j - pacraopa a yjyvmtxax npoxajtaaataocTB. •aaaa Baxaxxa B CTMBX e BXIKBM costpxanx»ii yrjtaposa aa yiacrsyeT B oepaao•S'-^ftax a aa noaamaaT yoTORiBBocTX Taepxoro pacTBopa. 343 TaGxHUB 3 . BjiHRHne xpoua HS CBOftcTBa CTSAH C 16 %W; 4 % l i o , 25 % Co H 0.12 % C [ 3 ] CoACpSBHHe xpona [%] TemrepaTypu ot-g-f HRC, nocJieôTnycKB npeBptuneHHH [ Cj 2 <j. npH ~ 0 ] 2 4 B&iajia K0HU8 920 840 800 95 5 920 890 600 68 67 66 CTOffKOCTb, yMH. npM TOqeuHK aycTemiTHoro xaponpoMHOro ciuaBe 700 40 27 7 62,8 62 60 OTpiiiíftTe-íibHoe BJiHflHKG (H aaxe Oojitmee, «iex xpoit) oKaauBanr Hxxe*i> M Hapianeq; OHH CHJIIIHO CHXXBIOT TexnepaTypx a —^ T( npeBpameHM:. KOBKOCTI. C T M H B11M7K23 ( 1 1 * W , 7 % Mo, 2 3 % Co H < 0 , 1 2 % C) y * o GXeTBOpHTeJIbHaB K fiJIMSXa K KOBKOCTK XOOajIbTOBKX BUCOKKM COABpXBHMeM OtfCTpOpeXyittXX CTBJieft C yrJiepOAB. CTauib aaxBjiBBQCT c 1260 - 1270 °C c oxjinxseaxeii B xacne (HRC 4 0 ) . 6 BBKBJieBHOH COCTORHBX 0CTaT0*tHHK ayCTBHKT He COXpSHXeTCfl. 3STOM BUBO JIB JIBT OTiiycx npx 600-625 ° C , 2 u . IHHC 6B>. CTajib xueeT AOCTavoîHO BKcoxyu ycToJtaKBoc-rfc nepeoxaaxfleHHoro aycteBXTa x (npx OTcyTCTBXK xpoxa) npxHHueeT Baxaxxy B ceiemifix no 5 0 - 6 0 MM. Pexymxe CBoflcTBa CTEUX HaxOojree abicoxne ocoOeHHO npx oOpaOoTxe Oea OXJiaKABHMX: a ) TXT8H0BMX COXBBOB; CTOBKOCTb XKOTBX XHCTpyUBHTOB B 1 0 - 2 0 p88 fiOJbma, MOM KB OuCTpopexymex CTBJIX C 0 , 7 6 56 C. 18 % W, 4 % Cr * 1 , 2 % V; O) aycfeaitTHMx xaponpOMHUx M ifapraimoBKCTHx KSBMTamtOHHo-croxxxx cnjiaaoB; B STOM ciy JlxTCpaTypa D - l S y Ic a s , R . : T r a n a a c t i o n s ASII. 1 9 3 7 . 4 , p . 334 [ 2 ] T e 4 J i « p , C , A . - B p o c T p e M , B . A , : MeTsmaoBeAeBK* x T e p MKuecKax OOpaOOTxa xeTajuioB, 1 9 6 6 , K 1 1 , c . 3 5 - 3 8 344 [[a] K p • • n t B , Jl. C. - B p o c T p e y . B . A.: IteTtujiOBejieKxe « rep•mvecMii oOpsdoTits neTSJMoa, 193, 1 3 , c. 46-!jl [ 4 ] r t u i p 1 1 . 1 . : HHCTpyneHTeun>Hue CTBXK, HSA-BO "UeTSJijyprm", MOCKB» 197S 34$ B. n a a a c B B - E. B a n x o a c x x - C. K o n p a x , F I R HOBHlt METOU n T F T U W ItOBEPMiOCTHOtt TBEPJOCTH KHCTPyiIfflTOB 113 BHCTPOPE17111HX OTAJIifl t t PM1ŤWT Bo a n r a x cTpaaax axa noBaaaxaa axcnxyaTaaaoBxoa C T O I B O C T B npaa«B>DT xanaaor*apHxiaea]rD oOpaBoTKj aacTpyaaaTOB aa SacTpopaxyagix OTaxal. A> aaeTOxwro apeaeaa aaaooxee pacnpocTpaReaa X B A X O C T H O I a raaoBoa aaoTBpoaa aaa, a T B X X * oxeaxapaaaaaa. B noxaexol aacTpyiieBTaxMKia npoHBBxaBBOCTa ampoxo npaaaaaaTca oacaaaOTxpoaaaia, paapaooTBaaoe a Base* BBOTBTyTe, coxaTaniae npaaaynecTaa oacaxapoaaaaB a aaOTapoaaaaa a xaatfaBoa ocaoaaoro HexocTaTxa aaoTaposaaaa - noaaa»««oi xpynaocTi [l, 2 ] . 8. ÓMBBOCTI, aoaero m w m H O B M I veto* xaBBxo-Tepuaucxol ofipaSoTxu BBOTpyaaaTa paepaosTBB a OBa*aaToaaa a HacTaTyre Toaxoa Haxaaaxa. I1«T«HT DUP B 8873S [l, 3 ] . Be apeaa oxcaaaoTapoaaaaa npoxcxoxBT oxacjiaaaa a aaoTBpoaaaaa noaepxaoevaax exota SaeTpapaagraat n u i . lk>xyqtx«nt nocxe aroro nponaeea x x M y aaoBBaa exoa noraieHB aa pac. 1. Bapxaai OKCBAapoMBMia cxol C O C T O B T aa aaratTara F a 3 0 4 a paexaxfe aa 8 noxexox. J I B B M paexexa noxcxoia coanaxaaT a noaapxaoevaxt ofipaana a BCXOABOII eocTosaaa. nox oxcaxapoBaBBHM cxoex pacnoxoaaa T i m o r p u n a t e a aeOTapoBaBaaa exoa. OCpanaeT aaaaaaaa O T V S T X X B O aapaxtnnaa nopxcTOcrt oacaxapoaaBBoro exoa. Baxo oeaapyaaao, Í T O aaxaixxa, $opMa a paenoxoxaaaa nop a OKcaxxpoaaaaoa exoa aaaaeav O T aaxaaaaa, $opwi a paonpaxaxaaax aaOHToqBHx aapoBxoa a SacTpoptzyawl cŤaxa. Dopa aoiBaaanr aax xpynann aapSaxaaa a oop«eyxw oaoaro poxa xaaaxa, OTXPHTBa aa aapyanot oxcaaaoTapoBBBBoa noaepxaoera a •aapaTve aapSxxaiia aayrpa exoa. B exyqaa oacaxapoaaBax xaoo'oxcxaaoTBpoaaaaa eraxa fiaa aaoawiBKx, opaaaaTaxbHO xpynaux KapfiaxoB, ofipaayaTea nxotaat fiacnopacTBl OKOanapoBaBnaft exox. laaot exol •enpoxxnaea xxx X T O B O B aaora. 3 T O noxTaapxxxx, aaoTapyi 346 PMC. 1 . AwHyBKOKHHft CJOft HB 06pBSU> CP8JK 12-O-S noeJie oxcaaBaTRpoBSHRx* TpBBJU 4 % HN0 3 <3£00 x ) COMBCTHO OKCBXBpoBBBHHt oepaaaii OiieTpopBRyineH CVBJM M apMKo-xeJteBa. •aOTKpOBBHBf BB OOpBBKaX ÓHCTpQpe*ynêft C T B J 1 OTqglURBO BHBBJIflJCJI BRHRHJI C t O f t , B KB O0pBBU.8X B p U K O - X e x e a B LB nOAKOCTfcD OTCyTCTBOBBJl. CnBIUI^BilBeKOB CTpOBBBfi OKCRflRpOBBnBOrO M O B Ha euCTpOpesyillKX nocje BBOTapO- CTtUJtX'' OfiyCBBBJMBBBT UpK ITOCXBRyUBBIt BSOTXpOBBBMB TIpBRUyineCTBeHHOB HBCSmeBMe 8 8 0 TOM BBp0BHOB B CpBBBBTBBbfle yftBpeHROe npOHBKHOBeHKe BBOTB B ÚT-TBepAHR pBCTBOp. 3 T B OCOfitBHOCTb BBOTRpOBBBHB tlpftABBpRTeXbHO ORCRARpOBBRHbJ. CHCTpOpaxgrvBi C T U I 6ua nojiTBBpuBBa pBBTreuocTpyxTypBHUK HccJiBAOBBRRfiuR M R S U B - pBHBBH MRKpOTBs'pAOCTB KBpGRAOB. HauapaHRR MRKpOTBe'pAocTR Oojiwnoro nacxa Kpynaux KBPOBAOB noxaaaJiM, qTO BX CpBARBJI TBBpjIOCTb B CepflUeBXKB COCTOWMT 1 2 6 0 HV 0 , 0 1 , ft B npMnOBBpXBOOTROH C-lOB - Bo s p a m 1460 HV 0 , 0 1 . oxcaaioTKpoBaBMA nponeccu OXCMAXPOBBHXB H asoTupoBBHBB H B - q R W w e x npaKTRVBCKH osHOBpeneHHO npx nan B »SBRCMIIOCTII OT COCTBBB a r u o c ( t e pu, COCTORRRB nOBBpXHOCTB MBCTpyUBHTOB • nBMHOR BTMOCfeplI MORBT npOTeXBTb C 0OXBBB1 CKOpOCTBB JIMOO nBpBHR JIHÓ0 BTOpoft npOIjecC* llBBAy TBI! A X * IIO*y*IB* BRR BOBMOSHO (SOXMBBrO npKpOCTB TSBpflOCTH 3 p R BOSUOVHO MBBbBieM yBBJRtieHRR XPjmROCTR XBXBTBJIbBO 0 6 a c n e > l B T b CeJI6KTMBR>1> AR44>y8BD BBOTB B C T B J * . B COOTBBTCTBIM C BUBayxaBBHRHICR nOJORBRHJIHR UBJIBCOOOpaaiIO COBABTfc AS nOBBpXHOCTR • BCTpyHBBTB OXCRXRpOBBHBHl nOpHCTB* CJIOl OnpeABJIBHHOi TOJItflRHH, npOBBBBCTB BBOTRpoaaaRB a B B T B M C R O B B oxcKBXpoBBTb BHcrpyneBT AXX oOecneneMHB xoppo•HORHOt C T O R K O C T R K RBAJI eaamaro TOBBpHoro B H A B noBepxHocTK KHcTpyueHTa. 347 uoBTOpROA oxcMAHpoBaHxe noCJie asOTHpOBBHKX HeOfiXOAHUO T 8 X - xe noToyy, M T O npx aaoT*poaanax npoMCxoAHT MacTimHoe BoccTaHOBJíeHHe OKCHAHpOBPHMOrO CAOfl, B 0COOeHHOCTK e r o Hapyxnoro nOACJioR (pMC. 2 ) . Taxxy oCpasou HOBUA UBTOA Pne. Z. „xWysROHHUft CJtoR HB 06' pnaue CTaJix 3 - 1 - 1 - 2 S i xxyHKo-TepMHêcKoí oOpaOoTKM MH* CTpyyexToa xa fiitcrpopexyuHX C T B Jiet, HA3BBHHUX HSaX "XHOrOKpaTHvy nponeccoy" COCTOKT xa Tpex nocxeAosaTejibHUX npoueccOB: OKCMAHpOBaXKK, HBOTMpOBaHMfl X ttOBTOpHOrO OKCKAKPOBBHXR. BCB 9TR 3 IIpOueccB npoBOAXTex B O A H O Í neqx x c oAHOro xarpexa. OtiT«najibnue peayjibTATH oOecneMXBaBTCfl C O O T B C T cTBynuxy noAfiopou TeunepBTypu» Bpeyenx BUAepxxx x C D C T S B B aTyoc$epy. nOCJie OKCXAMpOBAHHX M nocjejtynnero aaoTxpoBQHM*. TpBBJI. 4 % HNO. 11000 x ) 3 . TatpjocTb w xp.vnxocTb axfrftyaxoHHMx c j o ť s n o c j e xHoroxpaTHoro nponeeca b 8BBKCH1IOCTH OT nnpsyerpoB HHoroKpaTKoro npouecca TBěpAOCTb n o s e p x HOCTX HHCTpyHeHTB noBumaeTCH c 3 0 Ha 4 0 0 HV5. íloBHmeHxe TBe'pAOcTx no HHXHeyy npejie^y npHxen*eTCH axn TOHKOTO MHCTpyueHTB cxJiOHHOro x nojouxe JIH Co BUxpamMBnHXK pexymeft xpoyxx. MHCTpyuetiTv c npo«iHoA pexymeft xpoyxo* xerroTM Banáne B aiicnjiyaTauMH na HOC K npxTyiueHxe nojteeprasT ynpotweHME no s e p x He«y npeflejiy. CpaBHeHKe xpynxocTH n po BOB x JIM no yeTOAKxe oimcahHO* B paCoTft [z.t l ] . Oiiexxa xpynxocTx noxAaajta, MTO noc JI e yHoroxpaTHoro npouecca xpynxocrb s e npeaunaeT OBJIAB Z - 3 , B t o speyx xax nocjie KpaTKoapeyetmoro aaoTHpOBaHXi RwaHBamiero BHajiorxMHoe noBuraeHxe TBepflocTX xpynxocTb cooTBercTByeT Aajixy r 5. Tlo cpaBHeHHD c oxcxaaoTxpoBaHHeu» xpynxocTb nocAe MHoroxpBTXoro npo uecca TBKQX x e t OAHBKO 8 nocseAHey cjiyiAe VOXHO nojiyMBTb Oojiee svcoxyD TBepaocTt oea onaceHxx ofipBaoBSHxn tta nosepxHOcTX ancxjiOH $aav> 34B 4. Oeop.vjio»aHM Ha p i c . 3 noieaaaHa c x e y a ycTaHOBKK A U UHorOKpaTHoro n p o a e c c e . OHS e o CTOXT xa maxTHoI n«*»B - i e vaitcMiiajiMioH TewiepaTypOH jt,o 700 ° C , r e p i i e TKVHOX pVTOpTH - 2 H flOBSTOpB OKCHUHpyHUIIX H aSOTHpynqHX 8r«HTOB. flOBBTOp COCTOUT • • paAyKTOpa SKUxaica - 3 , po*ajieTpa - 9 t n a c o c e - 4 , pery JISTO pa ABBxeHHJi - 5 , peeepByapa ainixanaox BOAU - 6 , p e s e p s y a p a BOAH - 7 x p e x y nepaTMBHoro p e s e p e y a p a - 8 . Ha p x c . 3 oraeqeHa CTpejixaux uxpKyxsuxn BOAH • Qidfxaica* MacTfc aMMxaxa pacxoAyeuoro B n p o a e c c e pereHepxpye-rcj! x x c n o j b syeTCB noBTOpHO. Pxc« 3* Cxeua ycTAMOBKK JS,AA yHoroKpai>Horo npoitecca: aaji n e i b , S-peTopra, 3-.no 8 axop 1-maxr- JlOBBTOp KoVnaKTBH, e r o raOapxTHue paauepii cocraBJMiBT a c e r o 800 x x 600 x 1200 a u . ycrpoJtCTBo OTAunaeiCfi npocTOTOft xoxcTpyKUMX x o G c i y x x BaHHH* 349 Bee vacTit ycTanoDXK, BB KCKJuraeHMflif nena, xsroTOBJuuDTCx B MacTepcxxx sanerr KHCTKTyTa. no saxasau oûpiuflemy lepes nojibcxoe Toprosoe erexcTBO "nojbcepanc" aocTBBJtsen xowuieKTHiia ycvaKOBjtx BuecTe c ne^b© n peropTofl. 5 . IIojyTCXBxgocxxe a BBBO^CXXC HcnHTamm noayrexmnieciixft xcrarroHxn 6ium npoBeaeBH HB $peaax NFPg - 12flnaiieTpOH 10 MI MtroTOBJieaitux xa fiucTpc pexynpix CTajieft xapoic 6-5-2, 12-0,2 H 3-1 -1-2 SO \ji, s ] . 4peBaMR oOpaCaTUBaxx CTBJII> Mapox 55 TBepsocTbn 230 HB, npx cKopocTX peaaHKA V = 32 V/MKH. noaaie - 0,0198 nu, rjcy0HKe peaaxxa g * 4,5 MM M ntHpMHe peasHwi B = 12 MM. BO BpeMx peasHMfi $peait OUBSAGUU 10 % MACJIKBHOX BMyxbcxeft. HcnurvBaeHin px 9TXX ycJtOBxxx $pesH xa c-rajeS 6-5-2 x 12-0-2 npomeAmxe oxcxaaoTxpoBaBê paCoTaaa B cpeARBM flo qojmoro xaaoca 110 MXHyr, a Qpeau as CTSJIX 3*1-1-2 Si itoaBepriiyTue MKoroxpaTHOHy npon,«ccy - 160 MXByt. Xapaxvepao, mo ysejixqeHxe sxciuyaTanxoHHOa cTOftKOCTX xa 45 % OHXO nomyqeBO Ha $peaax xa HHBXoxernpoBBHBOt GHCT lopexymatt eTaxx B xoTOpol cymiapHoe coaepxaHxe W, Ho x V cocTaBxiuo scare 6.1 %. noxoGHce noBumeHxe axcnxyaTauxoHHOl CTOXKOCTX GIUO AOCTxrayvo npx xcnifTBBxx BBBKepOB R8 cpaix 3-1-1-2 Si noABeprxyTHx MHoroxpaTBOMy npouaccy x cpaBHXBaeNux c TBXXM xe BHCTpyueHTOit aa cTajieft Mapox 6-5-2 x 10-3-3-10 npoiteABiKX -roxbxo aaxaixy x o-rnycx. HBoroxpBTBHt npon.ee c seaqxTezbHO noBumaeT CTOlxocTb XBCTpyneHTa npnM«xi«Moro JM* popíma* mraunoBfta. Tax aanpaaep, xcmiTaHXfl nrraynoD HS CTSJIH 3-1-1-2 noABeprxyrHx MHOroxpaTRoyy npoiieccy paOoTBJix 0ea nojoaxx 16 tiacoB a TO Bpeiuip KBK noAOQBBl MHCTpyMtHT na cTaiM c conepzaKaeM 0,3 % C; 3,0 % Cr ; 9 % W x 1,5 % Ni nocjie saltan it H H OTnycxa paOoTax .no ITOJIOMKH TOJIBKO 4 taca. Literatura [ l ] P e n s B i u k j W . : Wplyw zawartosci pery wodnej przy krótkookreBowym azotowaniu gazowym na niektóre wZasnosci wierzehniej waratwy a t a l i azybkotnacych. Praca doktorská. IMP, Warazawa 1974 [2 J R o g a l s k i , 2 . : Azotowenie, utlenianie w parze vrodnej i t l e n o azotowanie narztdzi akrawajacych ze a t a l i szybkotnacych. IMP) Warazawa 1973 [3j P a n a a i u k . W . - WysBlcowaki.J. S.: Patent PBL nr. 88732 - K o p r e k . 350 [ 4 ] F í n a s i u k , W, - V y 8 z k o w 8lc i , J . : Tlenoazotowanie narsfázi ze a t a l i szyblcotnjcych. III Nerada Honotemetyczna 12 grudnia 1974. IMP, Warazawa 1974 [_5] P a n a a i u l E ( W . - W y 3 z k o w B k i , J. s k i , E.: Patent PBL nr* 81747 - Zmikow- 351 Jaroslav H o f • a n n , promovaný chemik, ÍSSR BfilTOVĚ DESTIČKY ZE SUNUTÝCH KARBIDU S POVLAKEM KARBONITMDU TITANU Jiz nakolik let ae ve atrojírenství používají při tříekovém obábění vyměnitelné destičky ze slinutých karbidů a otěruvzdornými povlaky. Kombi nací velmi tvrdého povlaku a houževnatým podkladovým materiálem ae dosahu je několikanásobná vetší odolnosti proti opotřebeni ca vysokých teplot, zejména velké odolnosti proti vymílání Sela, oxidaci vedlejšího hřbetu a plaatieké deformaci břitu; proto jaou břitové destičky a otěruvzdornými povlaky miaořádně výhodné pro intenzivní razné podmínky. Převážná větiina výrobců povlakovaných břitovýeh destiček divá před nost povlakům z čistého karbidu titanu, případně nitridu titanu. Dosud má lo se využívá tuhých roztoků TiC.IiN, tj. karbonitridú titanu. Jak je zná mo, karbid titanu v důsledku vysoké tvrdosti snižuje otěr hřbetu, zatímco nitrid titanu avou vítSl stálostí proti difúzi účinně snižuje vymílání Se la [l]. Karbid titanu navíc umožňuje dobré difusní spojení a podkladovým slinutým karbidem, nitrid titanu zase zvyšuje odolnoat proti oxidaci. Po vlaky z karbonitridú titanu vhodného aložení tady účelní spojují výhodná vlastnosti obou tvrdých vyaokotavitelných sloučenin • karbidu » nitridu titanu. Běžným způsobem, vytvářeni tvrdých, otěruvzdorných povlaků na břitovýeh destičkách za slinutých karbidů je nanáianí z plynná fáze (CVD procea). v případě karbonitridú titanu vzájemně reagují vodík, dusík, plynný uhlovodík a páry chloridu titaniSitého, přiváděné va vhodném poměru do reaktoru, vy hřátého na teplotu asi 1 000 °C. Chemickou rovnici aumárně vystihující pro bíhající reakce, jaatlize plynným uhlovodíkem je propan a je vylučován po vlak ekvimolárniho karbonitridú titanu, lze vyjádřit tímto schématem: Íi01 4 r - Í . C 3 H 8 • -j- N2 • — H2 - Ti0 O i 5 » O t 5 + 4 H01 V praxi ntní možno použít atechiomatrická směsi plynů; vodík a dusík bývají vidy v přebytku a alouii jako txv. "noané plyny*. V důsledku probí hajících, vedlejších reakcí a nutnosti posunutí chemické rovnováhy v žádou cím směru ja nutno i chlorid titaniiitý přivádět v přebytku. Uvedená reakce, atajně jako obdobné reakce vylučováni TiC a Tin* jaou zvratné, jejich průběh ja určován termodynamickými podmínkami a reakSními rychlostmi. Dostupná 352 termodynamické údaj* o těchto a dalSích reakcích shrnul Kulfiiekyj [2], Kinětiká vylučování karbidu, nitridu nebo karbonitridu titanu 2 plyn né fáze nebyla dosud dostatečně zkoumána* Z literatury jsou známy jen díl čí závislosti pro rychlost vylučování jednotlivých sloučenin na rychlosti proudění plynů, na obsahu TiCl. a na reakční teplotě [3]. Povlakované břitové destičky fis. výroby Siadur S2 CN vzhledem k uve deným prednoattm využívají jako oteruvzdomého povlaku karbonitridu titanu a parametrem kubické mřížky v rozmezí 0,4295 až 0,4306 nm, coí podle lite rárních údajů [4] odpovídá přibližně složení TiCQ „ N Q y Jsou vhodné zej ména pro oblast použití ISO P10-P20 a svým charakterem patří mezi povlakované destičky 2. generace, u nichž se v podpovrchové struktuře SK nevysky tuje křehké ij-fázt, která byla příčinou křehkosti a nízké trvanlivosti povlakovaných slinutých karbidů 1* generace* Užitné vlastnosti povlakovaných břitových destiček závisí nejen na druhu a jakosti oteruvzdomého povlaku, na,dokonalém d i fúzním spojení po vlaku a podkladovým slinutým karbidem, ale do značné míry i na vlastnostech a složení podkladového materiálu. I když se tato skutečnost v literatuře velmi často uvádí, je k dispozici velmi melo konkrétních údajů. Při výzkumu povlakováni slinutých karbidů jsme se aj, zabývali otázka mi vlivu tloušťky povlaku karbonitridu titanu a vlivu složení podkladového slinutého karbidu na trvanlivost povlakovaných břitových destiček. Jak vyplývá z tab. 1 a obr. 1, při krátkodobých řezných zkouškách by lo prokázáno, ze otěr hřbetu povlakovaných břitových deetiček v určitém rozmezí prakticky nezávisí na tlbuSťce povlaku karbonitridu titanu a na složení podkladového slinutého karbidu. Údaje obsažené v tab. 1 byly získá ny statistickým vyhodnocením velkého počtu řezných zkoušek povlakovaných břitových destiček SNDH 12 0408 na oceli 12 050.1. Výmol čela za těchto řezných podmínek byl asi 2 až 3 ^m. Je zřejmé, Že při krátkodobé řezné zkouSce nedochází je&te k podstatnému naruSení ote ruvzdomého povlaku a podkladový slinutý karbid se nedostává do kontaktu s obráběným materiálem. Při dlouhodobých řezných zkouškách, kdy kritériem trvanlivosti je dosažení předem stanovené hodnoty otěru hřbetu nebo výmolu Čela, docbáxí již k částečnému naruSení oteruvzdomého povlaku, který sice do značné míry i nadále zastává svoji funkci, avSak do styku s obráběným materiálem se stále více dostává podkladový SE. Pro sledování závislosti trvanlivosti povlakovaných břitových desti ček na složení podkladového slinutého karbidu jsme použili pít druhů sli nutého karbidu, jejichž složení udává tab. 2. Ve všech případech Slo o sli nuté karbidy s jemnou až středné jemnou strukturou a o destičky se zaoble ním řezných bran přibližně 0,01 mm. 353 Tabulka 1. Primárné hodnoty otíru hrbttu britov^ch dtotiítk a povlakam karbonitrldu titanu. IlouSťka povlaku 3 aí 20 pn; krátkodobá řeiná akoulka na oceli 12 090.1 fiesné podmínky Reiný » 1 • 1 t 5aa Složení podkladového slinutého karbidu [ í J 14,0 * 13 % Oo 11,5 * Co 32 * TiC+TaC 20,5 * TiC+TaO 13,5 * Co [min] TiC+TaO [a/ai^jWot] [mu] 180 0,25 2 10 0,074 ± 0,008 0,074 - 0,014 0,072 - 0,012 140 0,3 2 20 0,105 - 0,013 200 0,3 2 10 0,085 í 0,009 0,11 - - 0,045 - 0,009 0,038 1 0,019 200 0,3 2 20 50 0,7 2 10 100 0,7 2 10 140 0.7 2 10 140 0,7 2 20 140 0,7 2 40 t 0,012 - 0,057 - 0,006 0,059 - 0,019 0,057 - 0,038 0,06 0,068 - 0,032 • - ' - 0,092 - 0,019 !• s 3 St 02 S • °w • • T^te* 0 ' é • ».* °8 - 0,02 a °** í 2 3 í 5 6 7 8 [myom2] » 2 í í 8 « 12 K K [fan] 2lT Obr. 1. Závialott otěru hrbttu na tlouStee povlaku karbonitrldu titanu S*xné podmínky: v * 200 a/min; a * 0,3 nm/ot; t » 2 mm; octl 12 050.1 ifeiný íae: 10 a 20 nin DeatiSky: SNOS 12 0408 354 Tabulka 2. Slinuté karbidy oužité na sledování závislosti vvanHvoati povlakovaných břitovych destiček na složení SK Složeni podkladových slinutých karbidů [obj. Sj Cc TiC TaC+NbC u.o 14,0 1.0 15,0 11,5 21,0 - 21,0 25,5 TiC+TaC+NbO 11,5 20,5 5.0 14.5 16,5 13,0 29,5 12,0 27,5 10,5 38,0 ftezné zkoušky byly provedeny ne oceli 12 050.1 v poměrně Úzkém rozmě ří řečných rychlostí (v = 200; 250; 300 s/ain) s břitovymi deatičkami tva ru TNIOI 22 0406 a povlakem kerbonitridu titanu. Kritériem trvanlivosti by lo dosaženi otěru hřbetu VB = 0,3 mm. ' Ka sfVladě tří až Čtyř měření pro každou variantu složení - řezná rychlost byly sestrojeny T-v diagramy, z nich! byla odvozena závislost trvanlivosti břitovych destiček s povlakem kartaonitridu titanu na obsahu přísadních karbidů (TiC + TaC + HbC) v podkladovém slinutém karbidu (obr. 2 ) . Ve zkoumaném rozmezí obsahu přísadních karbidů (15 až 38 obj. %) *byly zévialosti pro jednotlivé řezné rychlosti aproximovány jako lineární, I když obsah přísadních karbidů v podkladovém slinutém karbidu se jeví pro trvanlivost povlakovaných břitovych destiček jako rozhodující, můře sou časně působit celá řada dalSich vlivů, z nichž je nutno jmenovat především strukturu, stsv povrchu a tvar podkladového slinutého karbidu. Výhodnost povlaku karbonitridu titanu oproti povlakům čistého karbidu titanu byla prokázána mj. při podélném soustruženi svazku křemíkových ple chů zastřlknutých hliníkem. Tab. 3 obsahuje koeficienty relativní trvanli vosti, vztažené na nepovlakované destičky Siadur Hl. Tabulka 3. Podélné soustružení svazku křemíkových plechů zastřlknutých hliníkem břitovymi destičkami TNUN * 16 0408. Sezná podmínky: v s 88 m/min; s * 0,07 mm/ot; t^ * 0,75 mm, t 2 - 0,25 mm. Druh slinutého karbidu Hl Diadur OC 315 Coromant E 215 Widia HI CN Siadur Povlak _ TiO TiO TiC C,N Koeficient relativní trvanlivostí Hl Siadur • 1 1 1.15 1,21 2 62 355 WC DO 160 • Iň O Z 40 o: t- 20 «j — e> •—' ' v = 3Q0m/min a 30 10 DBJ.% TiC'ToC'NbC Obr. 2. Zévialoet trvanlivosti břitovych dcatiSak a povlakea karbonitridu titanu na nbaahu TiC+TaC+NbC v podkladovém alinutén kar bidu DalSÍB přikladu mimořádně úspěšného pouiitl břitovych destiček a povlakaa karbonitridu titanu je obráběni píatnica hydraulického válce 0 70 B B 1 « 525 B B z oceli 13 240.6. Porovnání trvanlivosti povlakovanych deatiSek S2 CN a aeporlakovaných destiček S2 Diadur je uvedeno v tab. 4. Tabulka 4. Trvanlivost povlakovanych břitovych deaticek S2 CN v závialoati na řezná rychlosti - porovnaní a nepovlakovanyni deatiíkani S2 (obrábění píatnica hydraulického válce a oceli 13 240.6) Trvanlivost do otěru VB « 0,4 aa Sem* podBÍnky v [a/ain] a [aa/ot] t [a.] 99 123 156 200 307 492 a - 0,224 t * 0,3 a t 0,5 břitová destičky S2 CN ke ain 40 30 20 15 10 178 99 50 24 10 SNÍH 12 0408 S2 ke ain 7 4 3 36 16 10 356 I kdy* bylo při vývoji poflakovaných daatiiak Diadur S2 CN doaatano dobrých výaladki, výakuand práoa v oblaati nových typů otiruvidorných povla ků a výbáru vhodných druhů podkladových olinutých karbidů dala pokračují. Litaratnra [ l ] l i i ( f i r , l . - F i i e h i r , t, - H a i d l a r . E . : Mátali íi/1972/, 128 [2] K u 1 i i e k r i i I.i Pokroky práškové natalurgia í. 1-2 /1974/ [3]S(biitlillitir,«,690 P a c h a r , 0.: Mátali 28. /1974/, [4] B o i o i t 1 t T , S.D. aj.: NaorganiEaakija aaterialy 2 /1971/, 67 357 Ing. Ivo K v a a n i c k a , ÍSSR TgCHtlOLOOICKČ YIASTMOSTI RVCHLOREZMÍCH OCELÍ WHOBIirfcH HOŠKOVOU IBTAIX1BQIÍ ( m KO) Kvalitativní skok vt výroba rychlořezných oceli přinaala prášková me talurgie, lato technologie odstranila řadu nevýhod způsobených heterogenitou atrttkturjf ingotu vyrobeného z tekuté oceli. Vadla vysoké homogenity spojené s rovnoměrnějšími a v některých případech izotropními vlastnostmi prášková metalurgie umožňuje výrobu nástrojsvých oealí a alitin zcela nekonvanBního chemického složení, ae zvětšeným podílem karbidických íázl na bo jiných vhodných koaponant v základní hmotě. V oblaati razných nástrojů tyto nové materiály napoehybná překlenou nynější nežeru v oblasti pouliti rychlořezných ocall • slinutých karbidu, zajaána při zpracovaní txv. tiíkoobrobitelaýeh aatariálú. Mová tachnologia otevírá možnosti zcala netra* dišnl výroby nástrojů, a to nástrojů lisovaných do konečného tvaru nabo ná stroji kombinovaných ta dvou i vice materiálů. Bradky rozvoj rychlořezných ocall vyvolala výroba prášku granulael roztavené ocali. Byla patentována řada procesů založen* na rozprašování tavaniny prouděn neutrálního plynu (ASEA-STOBA, CRUCIBIÍS), proudem vysoko tlaká vody (UVX-LOXVX) nebo tryakánía proti desoa (COLDSTUBÁM). Také zhoto veni kompaktních výrobku a polotovarů z granulátu ja řešeno řadou rozdíl ných technologií. Dosud nejrozšířenější Je aetoda ASEA-STORA (Švédsko) a 0FDCIBL8 (USA), která sestává z izoststického lisování prášku zsstudans a zateplá do roz měrných ingotů velikoati až 0 400.1000 am. Ingoty ae dále zpracovávají kla sickými technological tvářeni na polotovary požadovaných průřezů. Limitujícla faktorem iiril aplikace ja zatím vyšší cena těchto ocelí oproti konvenč ně vyrobeným ocelím ve vztahu k jejich uiitné hodnotě. Druhá aetoda zahrnuje lisováni prášku tastudsna a následujícím slino váním. Komerčně ja využívána anglickou firmou FOWDREX; v flSSR byla ověřena v n.p. ZVL Mokřaď. Metoda umožňuje zhotoveni cenově výhodných nástroji ko nečných tvarů. Dosud nedořešena zůatává otázka volby a dodrženi optimální slinovacl teploty, rozhodující o homogenitě rychlořezných oceli z hlediska hustoty oceli a velikoati karbidických šestic. Další postupy využívají různých způsobů tváření zateplá (zejména pro tlačování a rotační kováni) polotovarů předběžně izoetaticky liaovaných f!»»t»>i«?n, Vynleflkřm je velmi boaogenní ocal a vyiilm obaahim kvalitu, kte rý -i« vylenfíen ve foraí disperzních oxidů. V příspěvku dala popisujeme tepelné zpracování a vlastnosti PII HO, vy-obwrfeh metodami ASEA-STOR* a POWDREX. Tapelné zpracování a základní technologické vlastnosti rychlořezných ooali vyrobeních tvářením z izoetaticky lisovaných ingotů velkých rozměrů Firma ASEA-STORA - evropský výrobe* těchto ocall - dodává dra typy m m , i to »SP 23 pro běžné úfsly a ÁSP 30 pro vytoká výkony a obráběni těgkoobrobitelných materiálů. Obě nají velai homogenní strukturu, zejména Í M.KdleVe velikosti a rozložení karbidů (obr. 1 ) , a téaíř teoretickou huetotu. Vzhled atruktury ja zachován i ve středu polotovaru velkých rozměrů. i"'•:•"•' ••:J*'&$M'rî-'-Á\i~&s-fÁi?:V'Vv$,r-' Obr. 1. Ocel ASP 30 říhána naměkko (zvětšení $00 x) Foatup tepelného zpracování ocelí ASP ja obdobní jako u odpovídají cích znaSek rychlořezných ocelí vyrobených klasicky. Pouze podmínky auatanitizace ee poněkud mění, protože rovnoměrně rozložené jeaná karbidy urych lují nasycení tuhého roztoku. Karbidy příznivě ovlivňují také velikost auatanitického zrna (obr. 2 ) . Ja zajímavé, Se velikost auatanitického zrna není jedaozpaitaym ukazatelem houževnatosti PII DO [l]. V závisloati hodnot charakterizujících houKevnatoat na auatenitiza?nf teplotě (obr. 3) naatává zloa jiz při teplotách zaro.Sujleích tzv. střední zrno. Tento jev ja vyvolán .vznikem jemného sítoví karbidů po hranicích relativně malých zra (obr. 4 ) . Anizotropie změn rozaěrů při tepelném zpracování vzrůstá ae stupněm protvá ření ASP ocelí. 359 - ASP30 ^ " " N L P»IO N. H\ «^ V ^ 'SB&l I. ; °v «x \ I R 3« \19«52 \ o a 160 1200 1250 1» KALICÍ TEPLOTA ["C] 1220 12*0 Obr. 2 V ASP 23 POPOUŠTĚNO 3«1h PŘI S60 Obr. 3 Stupali protvéřenl oTliifluja také sniiotropii Baehanickýeh Tlaatnoatl, ala T M a i l air* D * { U oeall fclaaickjch. Na tab. 1 jsou uYadeny hodnoty ríaoTé houlavnatoati aíakané dynanickým ohyban baíTruDovycli TiorW na kladlni a malou padací anargil [2]. 360 Tabulka 1 Polotovar Situování oay vzorku t osa polotovaru Ocel PoSet vzorků [nu] 19 861 22 0 60 ASP 30 e es Bázová houževnatost [J.CD"2] rovnoběžná 4 kolna 3 4,7 2,2 2 4 2 12 5,2 4,3 4,8 3,8 rovnoběžná u povrchu rovnoběžná v 1/4 D rovnobeSná ve atředu kolna Jak vyplývá z tabulky, rázová houževnatoat polotovaru 0 85 mm oceli ASP 30 je rovnoeena houževnatosti dobře protvařené klasicky vyrobené oceli 19 861 v podálném směru. 7 příčném směru je rázová houževnatost oceli ASF 30 téměř dvojnásobná. U oceli ASF je výrazné zlepšená obrobitelnoat broušením, hodnocená z hlediaka produktivity broušení. Oproti klasickým ocelím podobného chemic kého složení je obrobitelnoat broušením u typu ASF 23 dvojnásobně a u typu ASP 30 až sednináeobné vySSÍ. Zlepáení je důsledkem nepřítomnosti hrubých karbidů ve struktuře a výhodnějších podmínek ve střižné rovině tříaky. Trvanlivost menších nástrojů z ASF oceli při běžném obráběni je téměř shodná a trvanlivostí nástrojů z odpovídajících klasických oceli vCetně technologického rozptylu. Ve specielních případech obrá bění a u rozměrných nástrojů je trvanli vost ASP oceli aai o JO až 100 % vysSí. Chování obrážecích nožů z ocelí ASF 30 a 19 861 při obrábění oceli 19 552 pevnos ti 1 800 MPa dokumentuje obr. 5. Tepelné zpracování a základní technolo gická vlastnosti FM RO vyrobených lisová ním prááku zastudena a slinováním 0 1000 2000 3000_ 4000 POČET RÁZŮ Obr. 5 3000 Technologie lisován* práSku zastude na a následujícím slinováním je dnes komeríně využívána firmou POWDREX k výrobě téměř hotových menších nástrojů z oceli označované Pí 10 (6-5-2-5). Podle údajů 3a vyrobea [3] Jo primárná mlikoat karbidů 2 at 4 (M, maximální 10 aí 12 />• při huatot* vylil nal 98 9 taoratická hodnoty; tyto Udaja aoohlaaí a vfaladky ovírovaoleh tkoutak STUH. Vahltd namikko líhaní atruktury polotova ru malého raníku ja na obr. 6. Obr. 6. Oetl Fx 10 líhaná naaákko (avitlení 500 i) Foatup tepelného apraeovlní IV BO vyrobených touto technologii odpoví dá konvenSnlau, ala horní hranic* plama doporučených kalicích taplot jaou posunuty o 20 al 40 °C k menSlm hodnotám. Valikoat auatenitiefceho i m a ja nepřímo ovlivnina hodnotou elinovaeí taploty a při doaalenl jajího optiaa ja i m o jeanéjll net u dobra přetvářené ocali vyrobená klasicky (obr. 2). Tvrdost po tepelném ipracovlnl ja 62 aí 65 HRO v zlvialoati na podmínkách auetanitiaace, tady obdobní jako u belne vyrobená rychlořezná ocali atajnáho chamickáho alolení. Ha základi skoulek a HI BO 19 830 Tyrobanou lisováním a slinováním j* motno konetatovat, ža hodnoty lákladních vlaatuoatl ^ určujících řecivoat jaou Jan e málo aanií nabo etejnl jako hodnoty dobra protvářená klasicky ryehlořatná ocali v podílném aaáru [4]. Protote ocali vyrobená poauaoTanou taehnologií jaou izotropní, budou jajich vlastnosti v příSnáa řaau lapil nal vlaatnoati klasických ocali, ktará mají výraznou anizotropii. 10 znameaá, It při balném obrábění buda trvanlivoat lisovaných a elinovanyoh nletrojd z PM BO alaapon atajnd jako trvanlivoat nástroji a klasicky vyrobená oca li atajnáho typu při výhodné akonomii výroby nástroj* a zlepšená obrobitelaoati brouianla. Pod pojmaa sákladnl vlaatnoati aa rosumí odolnoat proti popoultenl, odol noat proti opotřebení, houlavnatoat a trvanlivoat. 362 Závěr Současná technologie výroby rychlořezných ocelí práikovou metalurgii zahrnuje několik odlišných procesu. Dosud nejrozšířeněji! a univerzální je výroba polotovaru FM RO z izostaticky lisovaných ingotů velkých rozmění, zaručující výbornou strukturu a rovnocenná nebo lepil technologické vlast nosti nei mA ocel vyrobená klssickýn postupem. Vchleden k dossvadnl ceně oceli pokrývá oblast jejího optimálního pouZitl nástroje rozměrné a nástro je pro speciální operace. Technologie výroby hotových nástrojů malých rozměru lisováním a sli nováním zaručuje dobrou strukturu a technologické vlastnosti adekvátní né st .TOjůn z oceli klasických. Oceli vyrobená protlačováním jsou technicky zdůvodněné a ekonomicky výhodná pro osová a eloíitějSí nástroje menších rozměrů. Dalií rozvoj technologie práškové metalurgie vSak bezpochyby při nese dalál zlepšení vlaatnoetí rychlořezných ocelí tradičního chemického složení, umolnl výrobu materiálu nekonvenčního složení a dovolí progresiv ní konstrukce nástrojů. Literatura li] H e 1 1 m a n , P. - «/ i a a « 1 , H.: Toughness of M Het. Froszko*, díl III, a. 1, 1975 BSS. IV. Eonf. [i] I T a • n i i t i » I- ! Zkoušky vlastnosti vzorků z granulované oceli typu W-tlo-V-Co. Technická zpráva swill, č. 4647, 1975 [3] B r e w i n , P.B.: Testing and acceptance of F/M BSS. Met. Powder Report, 31, 1976, S. 8, s. 283 [ 4 ] K v a s n i c k a , I.: Tepelná zpracováni a základní vlastnosti BO 19 830 vyrobené práikovou metalurgii, Výzkumná zpráva SVŮH, Z-77-3665 363 l o g . Ladislav S t a n c a k - doc. m g . Ladislav l o g . Miroslav F r o k a a , CSc., CSSE K r i i a n , CSc. - FrfPHII VASWV*lt TEHMOMZISTEHTirřCH N^STROJOVTřcp IIATERIÍLW IMPRiVElrfCH Z ORANULJTOT úvod Sortiment modernych neteriálov na režné nástroje obohatili v ostatnom Saša nová nlzkoubllková aartenziticky vytvrdzovateXná zliatiny na báze Fe-Co-W. Oblaeťou icb aplikaci* sú najma žiarupevná konstrukčně materiál;, kterých trieaková opracováni* vyžaduje Specifická vlastnosti nástrojů a rezmi geom*t?iu. Ako ukázali praktická aktlSky [l, 2 ] , tieto materiály vyro bená klasickou metalurgiou z kvapalnej rázy, vyznacujú aa pre aepriaznive fázová reakci* ajedsi likvidom a solido* výraznou krebkoafou. Zapříčiňuji! ju ucavretá reťasce hrubých primárných lntarmttalickych častíc, ktorá aa ako segrsgáty vylučuji! na braniciaeh zrna prinárneho auatenitu. Teoretická čest Z teorie zonovej rafinácie [3] vyplývá, že likvacný proces limituje predovietkým rosdielna energetická nároSnoatt transferu jednotlivých prvkov ces fázová rozhráni* kvapalná fáza-kryátál (L-S), m * j rozdiel medii difdznymi koeficient*! týchto prvkov v kvapalnej, ako aj v tuhej fáze a ich poaer k lineárnaj kryitelizačnej rychlosti a napokon efektivity distribuční koeficient k 0 » Yylúciť ho možno vtedy, keď sa zabezpečí stacionáray stav tuhnuti* aadsi likvido* a solidou. Ak rozhodujiicu úlohu zohrajá parametre D, a J Q , moži aa teat* stav pri usměrněnou tuhnuti vyjádřit [4] přibližná diferenciálnou rovnicou druhého rádu: í2c D L•- kde e x JQ Dfc dc y • 'o • — -° je koncentraci*, - vzdialanoeť od fázového rozhrania L-S, - rychlost pohybu fasováno rozhrania, - koeficient difúzi* v kvapalnej fáze. Splněni* podaienky ideálního atacionárneho stavu mflže zabezpečil! takti primárnu kryltalizáeiu, v ktorej bude poner reálného a rozvážného kouficientu k/k„ « 1. Rovnovážný proeea tuhnuti* tato požiadavku z principiálních 364 dOvodov zabezpečit nemaže. Tým aa vyvolává maximálny stupeň lilcvácla najnH v systánoeh, kde energetici náročnost přechodu L-S přísadových prvkov je ovel'a vyšsia ako při základnou kove. Nové možnosti rieSenia [;] poskytuje v tejto aúvislosti granulačná netalurgia (OM), ktorá dovoluje doaiahnut! rychlost ochladzovania (r.o) takner 10 K.a" • uoozfluje taká rychlosti pohybu fázového rozhrania L-S, ktorá vy žaduje stacionárny atav solidifikácie. Rychlosti ochladzovania, ktorá aa vyskytuji! v bežnej oetalurgickaj praxi, ako aj tie, ktorá sú predanton iatenzlvneho bádania základnáho vyskumu, možno rozdelif (obr. 1) podl'a ieh doalsdkov na: rychlosti ochladzo vania s konvencnyni a rychlosti a nekonvencnyni dSsledkami. a) KonvenSná dsaledky vysokých rychlosti ochladzovania: ~ - znížená likvácia (ingotová, krystalická a dendritická), amenienie vďkosti zrna, zmenienie dendritov a rozstupu dendritickych ranien, jemná dispertia fáz při viacfázovych zliatinách. b) Nekonvenčně dosledky vysokých rychlosti ochladzovania: - metastabilná preeýtenie tuhých roztokov až do zloženia vychoíiskovej taveniny a potlačenie vzniku rovnovážných fáz, - vznik netaatabilnych fáz, • to fáz znaných z rovnovážného diagramu, ako aj fáz nových, - tuhnuti* v amorfnom stave. NEKDNWťNČMJ ŮČHKY nWYSNMť WINKY ZNÍŽENÁ Km-ŠTALCKÁLsEGREríDENDRTTICKAJ c l * METASTAHINÉ PRESYTEW VZNK NOVÝCH FÁZ ZMENŠEME VELKOSTI KRYŠTA - AMORFNĚ STAVY LITOV ZMENŠEME ROZSTUPU OEN0RITOV VYSKYT-A* CNTINUMNE TECHNICKY JBUStmTENZNNYCH DJEOKLE UKACNY VEO. VÝSKU - VĚDECKÉ ROZSAH tfnaeUATIEL ROZVOJ VYSKUMY MOV POUŽIT tf tf vř «ř Obr. 1 J é * 365 Oranulačná aetelurgie poskytuje Mniia rychlosti ochladzovania ako 10 I.a . Pra binárně eyatéay by tada aala byť doménou konvenčních dosledkOT vysokých rychlosti ochladzovania. Ukazuje aa váak, íe vhodným dolegovaním ďalélai prvkaai aa B O B U nekonvenEné účinky očakávať aj pri niíSich rýchloatiach ochladzovania. Praktický* využitím koavencných dosledkov vysokých rychlosti oebladzovania je odatránenie terajších obosdtení v cbsaickom zloiení zložitých polykoaponentnyeh zliatin. favenina po vneseni energie potrehnej na vytvorenie nových povrchov aa diaperguje aa malé kvapky - granuly, tubmice v minimálnych objemooh, ktoré ui avojou verkoetou vylučujú vznik aakroheterogenlt. V malých objemoch aa lahiie doaiahae velké podchladenie a rýchly odvod lateatnéhe tepla. Taveni na aotno prthriatla priviaaf do stavu idaálneho roztoku a ideálnym preoieSaala atÓBov. Zadrianie proeaau spontánnej kryátalizácie dovoluje takaer zafi xovat uvedené itruktúrne stavy, zlakava aa metaatabilné preeýtený tuhy roz tok, ktorý aa popúltanla rozpade n* stabilně fezy. Tieto atabilné fezy máju — » < - * ! — Jeanu diaparzneat. Relativné vysoká stabilita týchto častíc zapří čiňuje, ie pri zvýtenýcb teplotách aa procesy ich koaguláeie nerozvinu tak vyrašme ako napr. v konvenčně liatyeh a tvárněných zliatinách. ako faktory, ktoré ovplyvnuju doaiatinuteXné preaýtenie, prichédzajú do úvahy: - rýohlesť ochladzovania, prehriatie taveainy, rovaovéine cloiania iliatinového eyatéau, dlfazae TlMtnoati koaponentov. S pribddajuoou rýchloeťou ochladzovania, avyáujúcia aa prehriatím a aaraatajúcou áktivaenou energiou difúzie rozpuštěných zložiek vo vSeobeenoati etapa metaatabilné preaýtenie. pra vplyv zlozenia platia naaledujúce pravidla: V eutaktických aystanoch, pri ktorých aa tvoří naeledujúca féza kongmentae, vystupuje aax. preaýtenie al takner do eutektického zloíenia. Metaatabilné rocilronie oblasti tuhých roztokov nad eutektieké zloienia nie je v nijakoas případe aozné. Tieto systémy vyíadujú k extrémnemu noetabllnéau preaýteniu velzii vysoké rychlosti ochladzovania. T peritektickýeh syatéaoch a iratektiekých eyaténoch, pri ktorých aa tvorl naaledujúea fésa iakongruentra, moxno íoeiahnu* alte vyiiie preaýtenie. Obr. Z Ilustruje tieto pravidla Styrai přikládal. V druhej skupině Ca perltekticlrými reakciaai) je aataatabilné preaýtenie možné už pri nižileh rýohloetiaeh ochladzovania ako v prvaj. Zvýfemie preaýtenia tuhého roatoku na extrémně hodnoty zásadné meni objemový podiel vylúcených fés, co zvyšuje efekt vytvrdzovatelnoati. Pri 366 běžných metodách mSže k vytvrdeniu jjriepieť msriaálna koncentrácia c, T roztoku. Pra vytvrdtovanie pri teplotě T, zlákáme pra objemový podiel f faxy ft v tuhom roztoku or hodnotu f^ • xy'Xg (pra poměry dan* na obr. 3 cca Oi 2 ) . Extréme rychlým ocblsdzovaním zo stavu taveniay sa afiže rozpust nost: T tuhou stave rozairiť až na hodnotu c2« Fotoa doataneae po vytvrdenl pri rovnakej teplotě pre objemový podial vyldSenej fázy /} hodnotu t§ • = x3/x4 ( ~ TYP SYSTÉMU A 1). PPfclAD WWÍČA* ůžhiSm EUTEKTIKUM At-Si W9 a? H3 AI-Cu 25 1Í5 172 Al-F* arse v <W Al-Ct au -6 - B řff| F * l . Obr. 2 Obr. 3 Excerimentálnr materiál Ako experiaentálny materiál aaa zvolili zliatimu ao směrovým zložeaia řa-20 W-20 Co-«ax 0,15 0. Tento material je v pSvodnaj vyaokouhlíkevaj kon cepci! známy ako atelit. Nevýhodou atelitov je ieh mimoriadna křehkost • možnoat přípravy iba v liatom stava. SúSaonú praktická aplikáciu mízkouhllkovej modifikaci* v oblasti oce li na režná nástroje motivovali konstrukčně ocel* e vysokými technickými paranetraai typu "aaraging". Základnou kovovou hmotou nových zliatin je vysokolegovaný tuby roztok alXa-Po, ktorý po vhodnom rozpiiitacom tihanl možno zakalením šachovat v pod atatna presýtenom stava. Popuštěním pri optiaálnej teplota dosahuji! zliatiny voeka d i s p s m á m u pr*cipitačm%u spavnaniu tvrdost at 69 HBC, ktorá pri 700 °C nekleana niž* 60 HRO. Teda práh atability vytvrdeaej ětruktdry je o cca 100 až 150 °C vyiil ako pri DO. Rlavná příčina je v tom, I* interaatalidy typu (Fe.Co)^*, aii podatatna odolnejlie proti koagulaci! ako převážná SasC karbidov v 80 [1], 367 Pri tapalnoB opracovaní aa vyuzlva teda auperpozlcia transfornacného a precipitacnáho Mehanizau apevnenia. z aspektu optimálněj struktury reznej hrany náatroja na rozdiel od konstrukčních materiálov naju však rozhodujiici význam najaa produkty primárných raakcil, prebiehajůce medzi likvidoa a solidon. aUkroltruktorny agregát nástrojových režných materiálov sa mual totil akladať z prinárnych častíc, ktorá reprezentuji! rezmi caeť ná atroja, kya precipitáty a Atvrdenou matricou predetavujií noanti 4aat pri márných "aizrciritsT". Z hl'adiaka trvanlivosti náatroja je rozhodujuca diatribdeia a anrfológia týchto čaatlc a z hl'adiaka poákodenia vyhriatím alebo vylomením ereapove vlaatnoati natrice, reap, charakter fázového rozbrania aedzi primárnými čaaticami a aatricou spevnenou aekundárnyni útvarai. leda auvialoet aedzi materiálen a použitou metalurgiou je zřejmá. Experimentálna aetodika Zllatina sa připravila T otvoranaj 25 kg indukčněj peci. Ako rozatrekovaeia aédiua aa pouiil Ar. Striekalo aa do vody. Parametre atriekania aa volili tak, aby maxinálny výťnfok bol pri vaSSieh frakciách. Hotivácia tohto rozhodnuti* vychádzala a předpokladu, ze velký měrný povrch najjeanejSej frakci* bud* příčinou zvýSenáho celkového obsahu 0 2 v granulát*. Vyrobeny granulát aa vyeuiil v astylalkohol*. Granulometrická analýza aa robila na kosnncnoB praoaievacoat zariadení řj. výroby, obaah kysllka aa určoval mikroapektrálnou analýzou na přístroji firmy Leoeo. Granulát ana podrobili týnto ilpraváa (tab. 1 ) : I. mechanickému «iat*niu "A" bax teplotního ovplyvnenie (odieranie oiidickáho filmu pri rotaenoa pohyb*), II. aachaniekáau Sisteaiu *C" + redukcii na optimálnu teplotu. Tabulka 1. Obaah kyelíka a sypná hmotnost granulátu v závislosti od spísobu přípravy Oranuloattrická frakcia stav surový [*-] Obaah kya llka [ppm; stav I atav I I I a b Sypná hmotnosť Sta [g.cm - 3 ] Celý výťatok 3 200 - 2 880 - - 400-630 670 370 4,55 0-180 3 650 975 - - 5,14 FoEUtfaka. * - lan mtchanieky Sletěna* b - Btobanlcky fiiatané" ako a + redukci a vo vodíku nesypal aa 368 Snímky elektrónovej metalogrsfie povrchov aa získali na riadkovacoa zariadeni fy JEOL; JEM 300C + ASL'D. Příprava vzoriek bola velmi náročné, lebo povrchy výbrusov sa v priebehu nakratSích casov pokrývali oxidickým f ilmonu Vzorky na sledovanie povrchov na riadkovacom zariadeni - na mikro skope - ako aj pre mikroanalyzátor JEOL JXA-5A sa chránili napařením filmu Au* Mikrotvrdosť sa merala na mikroskope Neophot při zaťaženl 0,49 N C50 p)* podTa druhu ciatenia aa připravili tri druhy granulátu. Granuláty sa potom plnili- do kontejnerov $ 30/1,5 x 100 mm vyrobených z rúrky z nízkouhlíkovej ocele* pfivodné technologie uzatvérania kontejnerov odponicané švédským výrobcom použitého izostatického lisu QUINTUS QIH16 sa nahradila menej nároč nou technológiou vyvinutou na naSom pracovisku. Naplněné kontejnery aa před uzatvorením evakuovali na potřebné vakuum* Analýza vlastností a Strukturná analýza Predmetom néSho skúmania bolo pať frakcii: 0-40, 90-100, 160-180, 400-630, 1 000 /jm» PodTa známej závislosti rychlosti ochladzovania na priemer granuly [6] pře zliatiny Hie, VCH4A, Chl6N15 a E1437B sme vybrali pre na§e zistrovanie dve základné vel'koati grandi. Frakciu 90-100 ym a granuly 600 /jm a viae. Medzi týmito dvoma frakciami je podl'a [j>] řadový rozdiel v rychlos ti ochladzovania. Na získanie Sirsieho obrazu sme urobili analýzu aj podsitnej frakcie 0-40 îia, medzil'ahlej frakcie 160-180 fjm a frakcie s horným ohra ničením 1 000 fsm» Povrchový reliéf oxidického filmu je členitý a vykazuje odchylky v hrúbke, ale samotný film je poměrné aúvialý. S narastajúcou velScostfou gra ndi sa morfologie povrchu meni* Při frakcii 90-100 m sa zacina objavovať fiiaatočná fragmentácia oxidického povrchu, ktorá při frakci i 160-180 jua (obr. 4) pokračuje tak, Se jednotlivé plošné átvary týchto vysokoteplotních oxidov vypadávájú a zjavuje aa kovový povrch granuly* Tento povrch potom při manipulácii a skladovaní granulátov na vzduchu napáda nízkoteplotně oxidácia. S dalším rastom priemeru granul (400-630 p m ) hrubka povodných vysoko teplotních oxidov restie. Oxid lupienkového tvaru sa na relativné velkých plochách granuly odlupuje* Keďáe povrch granuly sa pokrývá novým filmom odliSného charakteru, předpokládáme, že sa pOvodný oxid začal oddel'ovaf eSt« vo vodě, reap* pri sušení pri miernoa ohřeve. Mikroepektrélna analýza na obsah kysllka granulátu *o 180 ^m ukázala, že ej po verkom úsilí vyňaloženom na Sistenie apOsoboa I a po vyplavaní najjemnejSej frakcie a iaháích cudzorodých čaetíc, ktoré sa koncentrovali v podaitnej frakcii, je obsah 0 2 ešte verky* 369 frakoia frakci* frakcia 0-40 im 0-56 fi* 56-1B0 fjm obaah Oj obsah 0 2 obsah o, 1 400 ppm 1 270 ppm 1 055 ppm Saa tóno náioru, i* rozdiel T celkovou obsahu 0 2 zapriSifiuje odlišný měrný povrch, daný veHcostou granul. ĎalSin faktorom ovplyvnujiicim celkový obaah je hrubka oxidického filnu, ktori je nepriam úměrná rychlosti oehladzovania. Primárným však ja podl'a náího názoru Berný povrch. U d á n výSku roapitik obsahu 0 2 « Hrubka oxidického filmu udáv 370 obr. 4 V i j I J Obr. 6 371 lytickoa Yodíku na konsSnych 370 ppn 02> •>' to nízký obsah na to, aby ana •obli jednoznačné povedat, Si ida o subnikrOBkopická zvyáky oxidov, ktoré přilnuli k metalickému povrchu, reap, oxidické blány zatavených granul alebo o kyslík rozpuštěný v kove. Vzhledem na to, it experimentálně mbolo možná sledovat rozloeenie 0 2 • oxidoch a jednotlivých fázach granuly, budeme o Ikon uvazovat spgtne 1 distribuci* aprievodných prvkov (Hn, Si). Priredzene, okrem nich sne sle dovali aite Fa, W, Co ako prvky základní. Obr. 7a znázorňuje elektronový obra* chemického složeni* a Kiarovym zápiaom H n ^ cez oxidický film (nezre- - teln* vykresleny obrye) a kovovú matricu. Liniový zápia vykazuje v oxide ostrý vrehol a po přechode do granuly prudký pokles, ktorý svědči o vel kých koncentreSnýeh rosdieloeh v obsahu Hn. Ketfže difdzny koeficient v tu ho* atave je řádové měnil ako v tavenlna, takýto rozdiel by nebol nožný, sk by oxid aal vzniknut v tuho* stave. Názornú představu o rozdieloch v ob sahu m v oxida a kove aí možno urobit aj z rentgenového obrázka plosnej distribuci* Hn (obr. 7 b ) . Soeledn* analogické obrazy sne dostali pri skona ní rozloženi* Si* Takasr opačný obraz saa získali pri sledovaní obsahu Co v oxide a kovověj granule. Kobaltu js v oxide viditelné menej ako v kove. Fri ta a W ad koncentrační rosdiely miernejSie, ale obidva prvky majd konctntráciu v granula vyiiiu-ako v oxide, tieto výsledky zodpovedajd hladinán termodynamických potenciálov uvedených oxidov. HikrostrUktúrn* analysa ukázala dendritickii aorfológiu, ktorá sa s praebodoB od frakcil hrubých k jemným postupné zjemňuje. Zmsnsovanie rozmaru dendritických buniek s rastúcou rýchlosťou ochl*dzovania je funkoiou podohladenia a je známým jaroa. Světlá fáza na obraze kompozici* a naexponovaným Siarovyn profHorn w L c t (obr. 8b) představuje mieata s vylilm priamerným atomovým Slalom (ad to medzidendritické priestory). V uvedenom případe ide o vyiil obsah W. Energetická nároSnost přechodu W z taveniny do tuhej fázy je taká velká, že nit vSatok volfrám sa mfize pojat do tuhej fázy jadíer dendritov (na obr. tmavá fáza). Na rozdiel od tuhnutia pri konvencných rýchlostiach ochladzovania, matrix tu tvoří silno presýtený tuhý roztok. Ala ani danými extrémnymi rýchlostsmi ochladzovania (pre frskciu 400-630 /;m z obr. 8 je to eoa 10* K.a ) sa nezabezpeíilo zadrianie V v taj iataj distribuci! ako v tavenint. Obr. 8a ukazuj* prehl'adne topagrafiu čaetice z obr. 7 a 8b (írakcia 400-630 fin). Zo snímky priano kor*spondujuc*j a obrazem kompozlcie si mdleme urobit priamu představu o povrchovom reliéf* po naleptaní. Detail z obr. 7b smě vybrali tak, aby bola nožná rentgenová mikroanalýza velkého světlého útvaru (medzid*ndritického uzla). Za reprezen tanta dendritov ame vybrali pat velkých sivých útvarov a z toho aa určila priemsrná hodnota. Táto aemikvsntitetívna aproximácit umožnila predpoklsdat, z* ani jedna z fáz nie ja intermtdiárna (IMF) (FeCoV»jg. Elektronový obraz viak nevylučuj* v tyatéme jestvovania tejto interaediárnej fázy a dalilch 37S nthoaoganit a Talkoaťou nií« 0,2 un, čo ja dan* rozlidoraeou acbopnoaťou prfitroja pri aplikaci! odrazanjch alaktrénor. Obr. 7* Obr. 7b Obr. 8a Obr. 8b Ha aikrofraktografiekej anlaka (obr. 9) mSiana posorovat loaoré plochy indiriduálnaj granuly, ktoré boli pripraTana pri niakych taplotich. Itatomya doloiMntoa dandritickad aorfológit ja obr. 10, ktory ailSaana ukazuja dutinu - vnutorny afakt grandi poiororaay od frakoit 160 u* lyiiia. Dandrltické atavba ja také názorné, ia uaottuja aladorat raat poaladnych dandritOT aaaroa do plynutj fáty, ako aj atratnutia auaadnych dandritickych útTarOT. Obr. 9 Obr. 12 Obr. 10 Obr. 13 374 R o m e podmienky ochladzovania dané velfcoaťou grandi přivodili rtenu metaetebiiitu presýtených tuhých roztokov. V hrubeej frakcii (cca 1 000 */*) ad rychlosti ochladzovania rádove menči*, takže vylučováni* diapernw vytvrdzujuoich fát je eíaati možná eite v priebahn priaárneho ochladzovania. Toto alabo vflbec nie je notná při rýcblostiach ochladzovania rádove vyialch (frakcia 90-100 fnx), alabo len v obmedzenej niere. Jemná frakcia má tuhy roztok vaíSmi obohatený Co a W potřebnými na tvorbu disperznej rázy a ich substituční diinok nedosahuj* efektivnost disperznáho, preto sil tu hodnoty mikrotvrdosti nižBie. Tento rozdiel aa udril aj na rastúcej větve křivky znázorftujiicej zněny mikrotvrdosti v závislosti od teploty vytvrdzovania pri konStantnom oase t « 1 h (obr. 1 1 ) . V stava přestárnutém sa s rastiicou tep lotou postupné strace. Jeho jestrovanie si vyavetlujeme rBznymi aktivačními energiemi tvorby precipitátov v daných frakciách. ^^^v --, ^ m FRAKCIA :ca 1000/1 i J N \ i y \ FRAKCIA W * T O ( U m / \ 950 1 i 850- '' 450 500 550 TEPWTA POPÚŠfAHA 600 W Obr. ±1 Ponerne nízká tvrdost individuálnych granul do teplit vytvrdzovania 400-450 °C má velký význam pre izostatieká lisovanie za studena. Povodně bodový dotyk aa po deformáeii za studena zmenl na plošný a tepelná vodivost naplněného kontejner* aa zlepSí. v případ*, ze granulát je velmi tvrdý, robí sa nákladná a zdlhavá žiheaie. Keďze ide o zliatinu mrtenziticky vytvrdzovatellui, ktorá je v stave kalenom mBkké (dokonce alkSia ako po homogenitaCnom ííhaní a velmi pomalom ochladzovani v peci), daliie tepelná spraeovanie odpadá. Z obr. 11 je tiei zřejmá, ze případný krátkodobý nlzkoteplotny ohřev 375 pri vakuovaní nemá pr* stúpnutie tvrdosti zásadný význam. Ha uřečnit základných technologických paraoetrov izoatatickího lisová ni* aa* sledovali vplyv teploty liacvania na akosf výlisku v rozsahu 1 075 °C až 1 175 °0. Výeledkjr tohto výskunu budu obaahom dalSlch publikaci!. Ivrdosť výlisku a rastoa teploty lisovania rovnoměrné narastá (zhruba o 2,5 HRC), a to tak pri produktoch získaných z frakcie 400-630 po (stav IEta), ako aj zo znesi frakci! 0-180 /jm (atav I«). Horní hodnoty tvrdosti výlisku z jemiejSej frakcie sú na úrovni spodných hodnčt tvrdosti výlisku z hrubiaj frakcie. Tvrdost; surových výliskov z neredukovaného granulátu je přibližné na úrovni kaleného stavu, co je obzvlášť významné pre trieskové opracováni* náatrojov. Na obr. 12 vidině strukturu výlisku z granulátu připraveného apfisobon I H b . Snímka dokunentuje konpaktný difúzne pevné spojený material a rovno M m o u diatribdeiou jemných intermetalidov. Obr. 13 představuje Strukturu výlisku z obr. 12 po zakaleni pri režime 1 280 °C/5 min, olej. struktura výlisku kaleného pri r*íia* 1 300 °C/10 min nevykazuje viditelYié rozdiely oproti Struktur* uveden*j na obr. 13. Velkosť zrn priamo koresponduje s vel'kosťou povodných dendritických buniek. Úplná rovnoměrnost v distribdcii intamatalidov a rozpustenie medzidendritických útvarov z obr. 8 a 9 sa po tvrdila aj aeranln na mikroanalyzátore. Závor Ověřila aa možnost přípravy ternorezistentných nástrojových materiálov ao aaeraýB složenin Fe-20 Co - 20 W - maz. 0,15 C metodou granulacnej •etalurgi*. Ukázalo aa, Se skúaaná zliatina je vhodná pre použitu technológiu izostatickaho lisovania. Zlákaný skompaktnený materiál vykazuje pev ná difúzne spojeni* granul. Výsledná Struktura po kaleni je velmi jemnozmná, a rovnoměrnou diatribdeiou interaetalických Caetic. Velkost zrna výliaku zakalraého pri režime 1 300 °0/10 min, olej, je jemnéjsia ako pri kon venčně liatoai a valcovanom materiál! zakelenoa pri podmienkach: 1 260 °C/ /6 min, ol*j [l]. V priebehu přípravy a Studia experiaentálneho materiálu ukázala zlia tina v stav* granulovanOD dobru plastiokosť. Táto je zárukou vyuzitia mož nosti izostatickaho lisovania za studena. Hetastabillta preaýteného tuhého roztoku umožňuje evakuovanie kontejnerov pri teplotách do 400 až 450 °C. Použitá etriekacie zariadeni* ai vyžiadalo vývoj novej technologie 5ioteaia granulátu od tenkých oxidických vrstiev. Z povodního obsahu kyalika cca 2 900 Ppm 0 2 aa podařilo mechanickým íiatenim znlžiť jeho obsah na 670 ppm, riúukciou vo vodíku na 370 ppn o,. 376 Robili aa skúiky rsznosti takto připraveného ttmoroiistentnébo na strojováno Materiálu. Výsledky ukázali odliiný charakter opotrobenia a ich interpretácia vyiaduje opustit konveniná vyhodnocováni* opotrobenia. nsteriál aa podrobil dlhodobýa skúsku trvanlivosti. Předběžná výsledky ukazujú, to trvanlivost recnej hrany při danoa natorUli oproti xahranicnýai rych lořezným ocoliaa vzraatia viae ako dvojnásobná. Uteratflra Li] [ i i i • n , L. • kol.: Taraorazistná nartenziticky vytvrdzovataltoá ' aateriály na režná nástroj*. Závěrečná správa in-5-1/3.1. SjF SVSl Bratislava 1975 [ i ] B r ( l t l t l , 35-39 V.A. - O l l l i r , J.A.: KXTOK 1971, í . 1, s t r . [ 3 ] J o h n s t o n , W.C. a t r . 331-336 T i l l e r , W.A.: irana UMS 1961, vol 221, [ 4 ] P t a n n , W.Q.: Zona Molting. J . Willsy. N.r. 1966 [ 5 ] S t a n S a k , L.: Stuaiua vplyvu vysokých rychlosti ochladzovania na vlastnosti a strukturu kovových s l i a t i n . Píooaná práca ku kandid. odb. ekuike, SjF SVST Bratislava 197$ [6] P e t r o v , A..K. a k o l . : Forolk. aetallurgia 1973, 8. 1, s t r . 16-20 377 Dipl. iDg. Zblgnla* S l o n o k l Polao - Dipl, log. Zofla N i a m e z u r a PSRUPBCTOroiSCHE HMEP1DH M HOSHgBSTM USD KOBOSIOHBSSTXNDIGffl STÁHL MU! 1 % C - BNP 18 % Oř -GEHALT Blabar bat a u kaiM Bbeřprufunge- und KritlarUBgaantarauabuogaD genon•aD, ob aa I D dar LegiaraDg F»-Cř-C Ibtwandlung dar Karblda " 2 H ° 6 i n E arbida H-O, aogLiob. i a t und ob ala Charakter dar poritslctoldisobaD HáalrtioD t r a g t . Za dtr laatatallunsi ob aolohe Haattlon zastande l-o*mt, -nurda stáhl Hl£ a l t 18,1 » Oř und 0,98 * C - Qahalt varmndet. Dia Slnaalproben, hergestelltaB aua dlaaaa Stáhl wurdan thamLaoh naoh beiliagaDdaD Scbamas 1 uad B (Bild s ) babasdalt. t/SCHNITT BEI 17V.Cr Blld 1 . Durohaohnitt f i r 17 * Oř durob draidiawDaioDalaa (Uaiebgawlobtdlaeram 378 SCHEMMT..B" TEMP. AUSTEMTYZ. [K] H73 IttWOO H23 l1B0T)ffl\ Q73 I I W C K S W B23 [ W W O g S V J • i V CZAS 90 Cirinl AUSTENfm Bild 2. Schema dar thei^lsohan Behandlung der Einzelproben for Stáhl H18 In SO theraisoh behandeltan Fxoben beetimiote mans ProzeDtgehalt der Karbide (nach Method* dar elektrolTtiaohen Extrakt ion [V]) Frozentgebalt vom Chrom in dan Kerbiden Frozestgahalt rom Chrom ID der Grundoasse M? Si-gebnisae lllastrieran ZeiabnuDgan 3, 4 and 5. 1S ;~"=e_ "^5^. "~— ^^ k ~- xTt in IS ~? 3S *i , ^ řJ1 —PODGRZEWAME s —otaazENtE 973 500 1073 MO \ 1173 M23117 3 t 123131731(23103fi43 T H(1 000 9! Sil 11mtHDtOTE ni Bild 3 . TemperatureiDíluss der Austenltialerung auf deo Earbidlnlialt 1B Stáhl H1B 379 57 "^-o _ říí v ^ ~^„^ \ . sS ~~..„ S ---P0OGB7FVUU1F tsu OŽENÍ 9! 70 0 •3 «s "*- . \ \ V \ v\ z ^ s i ^ trn mimimrsBxiBvtaim ran TWJ 800 010 950TOOt S S 1100 1150 1200 ESO Vtl Blld 4. TemperaturelDfluss der AusteDitislerung auf das Chromprozentgehalt in dao Karbiden Bild 5- Temperaturelnfluas der Aastenitislerung auf daa Chronprozentgehalt in der Grundmasse Anhand der erhaltenden Brgebnisse stálíte man fest, dass bal lemperatur 1150 °C (Sohaaa. A) UDd bel Teaparatux 1100 °C (Schema B) Prozentgehalt der Karbide unerwartet otelgt. 380 Karbide uoterzogao aurdao. Haocha wlchtigara Ergebnisse dar Bontgenidentlfizlarvuig e t a l l t Tabelle 1 dar: Tabelle 1. Ergebniese der Bontgenphaeenaaalyse der IoolatoD der Proton vom Stáhl ELS AusteBitisierungstemperatur und Schema thenoisoher Behandlung auagegluheD 950 A 1100 A 1150 A 12S0 + abgaBOhreolrt 1150 B 1100 B 1050 B 950 B Karbide C Karbide »25 6 "7C3 XX - XX XX XX XX XX XX XX - XE X XX - Brklárungt xx - Auftreten des angegebenan Karbide, x - AuftreteD des angagebeneo Earbids ÍD kleineB llangen, lisDgel an Karbid. Bild 6. Struktur dee geharteteo Stáhla HL8 ÍD Teoperatur 1100 °C (Schema B) Karbide lUzCg i> ZusamMoaetiung nit AosteDit uogebeo durch die in derperitektoldlachen ReattloD entstandene Pbas* 381 Blld 6 s t e l l t Struktur der thermisch babandelter Froba Nr. 3 Daoh Schema B. dar. Dia einzelnen Phasen, diu auf der Zeichnung 6 slchtbar alnd, l d e n t i f i ziarte man béla Gebrauch des TraDsmlssionsinlkroakops. Ergebnisse wurden auf dar ZelohnuBgsB 7, 8, 9 und 10 d a r g e s t e l l t . Blld 7. Karbid KgiCg UDd seine Otagebuog. Klarsa Sehfeld &: ; < •v •^ <*-'' N y Ji. ô>Ví 4 \#'' S\ v -\ ?Jr f*\N -0Š PASA CfflJ F»i - ->[iSiJMgjC, - -K[0O1)M,C3 Bild 8. Qrandmesser d«e Diffraktiousbildeo der Vlacha Di. angedautet auf der Zeiahnupg 7. Die n i c h e t l l O j f e a II (333) H23°6 <«>a (UDMajCg 11(01.0)11703 382 von Karblden ^n^x umringen slad. Ia der Na hé der Karbide lUO, i d e n t i f i z i e r t e man Pep ř i t , die weiteren Partien der GrundmaBse dagegen beetinmte Austenit. Die grosae Dislokationsverdicntung i a der Sruadmasse um neuenstandenen Karbid MoC, herum, wie aucb. Ext i n k t i o n s l i n i e n lm Karbid " 2 ,Cg kODDOD vom AuftreteD des mlt der Entstehung s i n e s neuen Karbide verbundeneo Spannungsfeldes zeugeo. Einen gewissen Druckspannungszustand, der i a deo Karbiden B 2 3 C 6 a e r ÍTtíbe 5 B a u f " t r i t t , entdsckte man aueh bei dar Rcentgenanalyse der I s o l a t e n . OS ňkSA tOO.HM.C, Bild 9 ' GrandmeBser daB s e l e k t l v e n DifraktioDSb i l d e s vom Karbid 11,0, Han s t e l l t e jedoch f e s t eine deutlione Verachiebung der VOD den KarbideD K 2 jC g baxkonmecden Diffraktionslinlen zu engerso Wiokalo im Verhaltnis zu den Eiffralrtionelinien, Bild 1 0 . Eas Bila ijn dunklen Sehfeld zui„DifraktloD Bild 9 erzeugt durch Strahlung aut der Karbidflache ( 7 2 . 0 . ) "~C, herkoaneudeo VOD denselben Karbiden, d i s aber i a Stáhl VOD deD Karbideo HpC* Dicht umringen Bind. 383 Druckspanrungen in den Isolated zeugan a ar an, dass lnfolge der e l e k t r o l y t i schsn Isolierung Bindung zwisoheo den Karbiden M 23°6 und ni clít zerrissen wurde. Die obenerwáhnten Ergebnisse deuten darauf h i n , dass im Stáhl 318 im Temperaturbereich von 1100 b i s 1150 °0 elne peritektoldischa Reaktion Hj°6 + r •Mr,0 e n t s t e h t . Genaue Temperatur d i e s e r Umwandlung wurde nach der DTA-Uethode beim Gebrauoh des Thermoanalysatore CTTD-16 "Setaram" bestimmt. Die auf der Zeichnung 21 d a r g e a t e l l t e Kurva DTA fiir den Stáhl H18 weist darauf bin, dass die besprochene Reaktion bei Temperatur 1110 °C v e r l a u f t . N i i i i i MOANAUZATOP. 6DTO-18 ..SETERAM" OHZEC-Pt,DTA-100lJV fBKDŠČ 0HZANIA-447"lh PIKJZMA 5 W ' 3 T r wz v I r~ c s \ , \ t "V** 1445 1387 1318 1253 H79 1110 038 958 978 781 869 S51 458 381 333 303 7 T K ] 1172 1114 1045 980 906 845 765 685 605 508 396 278 185 W M 30 CC] Bild 1 1 . Kurre fur Stáhl HL8. Ausgedehnter "Pik" bei der Tem peratur 1110 °C zeugt vom Diffusionsoharakter der Heaktion Chemische Zusammensetzung des peritektoidischan Funktes wurde anhand der Punktmikroanalyse e r m i t t e l t . Bild 12 und Tabelle a e t e l l e n Ergebnisse der Mikroanalyse Cr und Ee dar, die fur Karbide II, l^C und fur die Grundmasse der Frobe 3B durchgefuhrt wurde. Die Ergebnisse wurden i n der Tabelle 2 zusammengefasst. 38* Blld 12. Brgebniaae dar Hlkroanalraa Or uod ía aut dan Gebietent a) Hltte daa Eaxbids HgiCg, b) Karbide IhCx, o) Karbide *?<%, d) Grnndmease tabella 2 C Hiaea Cr w Fa *ZS°6 52.80 5.52 41,66 "v°3 52.9* 8,65 58,40 Grandnaaee 13.39 0,17 86,79 w Bntetehung daa Karbide 1UC, infolge der peritektoidisohan Reaktion •aruraaobt Terarnung das umliegenden Bereichee in Cr und in C. Im Moment dar luaaohopfung eines von den Konponenten (nochatwanrBcb.einlich dea Kohlenatoffea), Infolge einsr zienlicb starken Ersotarerung der Diffueionprozesse roiaahan daa Karbid " 2 , C 6 und dar Crundaaasa durch den zwleoban ibnan entatandenen Karbid M-0, aia Baektion naáhlaast. Dar baaehriabeoa Verlauf dieser Uawandlung entaprlobt dar von Hillert and Hhmniua [J] angegebenen lntarpratation dar peritektoidieeher Reaktion. Dia arbaltanen Bxgabniese arlauban Forauliorung folgender SchluaafolgeroBgani • I» Stáhl KL8 alt 18 * Cr und 1 * C • Gehalt verlauft peritektoidisohe Reaktlon, ala folgt< r * "ajCg -» nyc, 385 - ReaktionateDperatur betrsgt 1100 °0. - Cbamische Zuseamensetzung des perltektoidlschen Punktes betragt: 32,9* % Oř UDd 8,65 « Cj Beat Fa. - Antriebskraft der Reaktion bildet Gradient des chemischen Kohle- und Chrom-Fotentials zwiachen den Karbiden M23C6 u n a d e r Grundmasse bei der thwandlungstemparatur. Pankachrelbop Wir moohten una den Laiter des Lehrstuhla fiir Stoffkunde der Technisclien Hoobsehule in Brno - dam Dozenten E. DORAZIL fiir dle Ermoglichung der Ausntttztrog der su unaaran Forschungsarbeiten notwendigen Aparatur aus der Firma JSOL und dam Ing. J. ŠVEJCAR fiir dle freundllche Hilfe ln lbrer Realisierung bedanken. Literatur [li B n n g a r d t , I. K u n z e , B. B o r n , E. : Unterauobungen uber den Aufbau des Systems Pe-Or-0. Archiv fiir das Eisenhiitten. 1958, 5, s. 193-203 [2] J a c k s o n , S. 163-167 R. S., Journal of the Iron and Steal Institute 1970, [ 3 ] H i l l a r t , M. U h r a n u l a , B. 1 Butektoid and Peritaktoid Eaactiona In Alloy Steals. Scandinavian Journal of Metallurgy 1972, 1, S. 223-230 [_*] O p r a v i l , 0. : XrfaMung TOD Genalt und chemlseher Zusammensetzung. Arch. Uaanhittten. T. 45, 197*, 4, S. 257-261 [5 J G l o w a o k i , Z. N i e a c z u r a , Z. : Einfluss dar AusteDitlsierungsteaperatur und dar Austenitisierungszeit auf Struktur und Hiirta das Stáhla H18. Zaszyty Naukowe PP nr 87, 1971, S. 17-31 387 OBSAH I . SEKCIA - VrSOKOPEVMŽ KOHSlBUKCNe OCELE A ZLIATMY Ing. Ceetmír L a n g , CSc. - Ing. Luboš H j i p e c k j : Zpevnění o c e l i ae sníženém obsahem p e r l i t u , mikrolegované titanem 5 Prof. Ing. Milan š 1 a a á r , CSc. - Ing. Blažej S t e f a n , CSc. Ing. Antonín Š e v č í k - Ing. ludovit P a r i 1 é k : Strukturné aspekty krehkolomovych v l a s t n o s t i zvaritel'nych vysokopevnych o c e l í 13 Prof. Dr. L. J e z i o r a k ý - Dr. Ing. J . L i s - A . L i s ; Závialoať aechanickej pevnoati vysokopevnej ocele Ti od r y c h l o s t i ochladzovania při kalení 20 Dr. Ing. J . L i s - Prof. Lr. L. J e z i o r a k ý - A. L i s : Vplyv ekvivalentního uhlíku na mechanické v l a s t n o s t i vysokopevnej nlzkolegovanaj konstrukčněj ocele bainitického typu 27 Ing. Eva U a z a n c o v a - Prof. Ing. Karel K a z b n e c , D r S c : Příspěvek k hodnocení fyzikálně metalurgických parametru zpevňovacích procesů u nikrolegovanych konstrukčních o c e l í 34 Ing. Peter Z u n a - Prof. Ing. Dr. Jaroslav P l u h a ř S o e . Ing. Karel M a c e k - m g . Jaroslav J e n í k Ing. J i ř í J a n o v e c : Závislost struktury a mechanických v l a a t n o s t í o v ě ř i t e l n é o c e l i Hn Ho Kb na podninkdch tváření za tepla 43 Dr. Ing. Ernst o ú s t b e r : Prlspevok k riadenému valcovaniu nizkolegovanych svaritelnych stavebných o c e l í s přísadou vanadu a duaíka 52 Ing. Jozaf B i l l y , CSc. - Hoc. Ing. Vojtech K a r e l , C S c : Vplyv Kb na hrxdenie rekrystalizaSnycb procesov v podmienkach kontrolovaného valcovania 66 Ing. H. B u c h h o l c : bo poeobenia korózie 71 Ovplyvnenie aedze únavy o c e l i za siíSaané- Ing. Jaroaír B a l u ě a k - Ing. Ludmila H y s p e c k á , DrSc. prof. l a g . Karel M a z a n e c , D r S c : úíinek tepelně mechanic kého zpracovaní na některé v l a s t n o s t i vybraných konstrukčních ocelí 82 388 Ing. Jozef Z r n í k , CSo. - Doc. Ing. Vojtech K a r e l , CSe. Vplyv reauatenitizácie po popúSťaní martenzitu na mechanické vlastnosti a poruSovanie martenzitu modelovej zliatiny Fe-Ni-C ... 92 RNDr. Petr P a h u t a - Ing. Ludmila H y s p e c k á , DrSc. prof. Ing. Karel U a z a n e c : Vliv tepelně-mechaniokého zpraco vaní na vodíkovou křehkost ocelí 100 Ing. Hiroalav T v r d ý - Ing. Ludmila H y s p e c k á , DrSc. Prof. Ing. Karel II a z a n e c , D r S c : Odolnoat tepelně mechanic ky zpracovaných vysokop^vných martenzitickych oceli proti korozní mu praskání za napětí 107 Ing. Peter W y a 1 y ch - Ing. Ludmila H y s p e c k é , DrSc. Prof. Ing. Karel M a z a n e c , D r S c : Příspěvek k fyzikálně metalurgické interpretaci procesu zpevnění při atárnutí čerstvě zakaleného martenzitu i 11$ Prof. Dr. Ing. T. Y a m a n e : Vnntorné trenie v neutrónmi ožiarenych ocelových zliatinách 12; V.N. O r i d n e v - S.P. O s k a d e r o v t i a rýchlostného tepelného spracovania L.I. L y s á k : kaleni o c e l e : Perspektivy použi134 Nové aspekty fázových a Strukturných zmien pri 140 Doc. Ing. František H a b r o v e e , GSc. - Ing. J i ř í S k a r e k - Prof. Ing. Dr. Přemysl R y i , D r S c : O v l i v u několika legur na lomovou houževnatost pevných o c e l í s nízkouhllkovýa a a r t e n z i tem 14? A.G. D r a í i n a k a j a - N.A. S t o r S a k - N.I. Ly s á k : Vplyv tepelného spracovania na krys t a l i cko-strufcttírne změny vo vysokouhlíkových železných z l i a t i n á c h legovaných h l i níkom 159 Dr. Sc. techn. H. P a u l : Vztah med z i kinetikou vytvrdzovania a mechanickými vlastnosťami vysokopevných martenzitickych v y t v r d i temých o c e l í , 107 Prof. m g . Jaroalav K c u t s *- ý , DrSc. - Ing. Václav P e c h • a n : Příspěvek k podstatě vytvrzování martenzitickych v y t v r ditelných o c e l í typu Crl2Ni5MoNb a Crl2Ni5CuHoNb 181 389 Ing. František B e n e S , DrSc. - Ing. Jan S i n n r e i c h Ing. Karel i l h a , CSc. - Ing. Luděk K o n e č n ý : Vysokopevnoatnl konstrukční ocel pro náročné p o u ž i t i 187 Prof. E. V y t e v - Ing. ft. E u o e v - m g . E. R u a e v a I n s . S. C h a r á z a n o v a : Plynná karbonitridácia v atmosfé ra anoniaka a nauhlicujdceho plynu 194 Doc. Dr. Tadeuez K a r p i i í s k i - Ing. Antoni K i e X a a Ing. Jacek R u d n i c k i : Vplyv i o n i t r i d á c i e na medzu únavy o c e l i 38 BIU 202 Prof. Dr. V.N. T k a í a v - l o g . B . J . A v i 1 o v : Mechanizmus foraovania Struktury odolnej opotrebovaniu l i a t e j ocele a vysokými mechanickými vlaatnoaťami • 211 Ing. Vladimír V a n ě č e k , CSc. - Ing. Josef K r u m p o a : V l i v chemického s l o ž e n í a tepelného zpracováni na mechanické a žarupevná hodnoty nlzkolegované CrláoV žarupevná ocele pro r o t o ry parních turbin 218 Ing. liilan G o t t w a l d - Ing. Rudolf 0 1 a d i i - Ing. Venane W a 1 i e r , C S c : Nová ocel pro jadernou energetiku na bázi Oř Ho Ni Nb 226 Doc. Ing. Václav NiCrMoB o c e l i 234 F i l o u s , D r S c : Svaritelnost vyaokopevné Ing. Miloslav K e p k a , CSc. - Ing. Zdenek K l e t e č k a , CSc. m g . zdanik M a i a k : Vliv elektrostruskoveho přetavováni na zvyjenl č i s t o t y • Mechanických v l a s t n o s t i o c e l i Skoda I 60, určené pro koncová lopatky parních turbin 245 Ing. Zdeněk H a m i a , CSc. - Prof. Sag. Karel M a z a n e c , D r S c : příspěvek ke k i n e t i c e restaurace Cr-Ni o c e l í při deformaci za tepla 252 Doc. Ing. Milan Z í d e k , CSc. - Ing. Miroslav L i í k a Ing. Marcela Z e z u l o v á : Korozivzdorná o c e l i se zvySenými pevnostními charakteristikami legovaná dusíkem 261 Doc. Ing. Václav B e n e ě , CSc. - Doc. Ing. Káral M a c e k , CSc. Prof. Ing. Dr. Jaroalav P l u h a ř - Ing. Petr Z u n a , C S c : Některé probláqr struktury a mechanických v l a s t n o s t í o c e l i 1 Cr 17 Ni 2 269 390 Prof. A. M a c i e j n y - Ing. H. H e t a a n c z y k Ing. Q.N. H i e w i e l s k i : Mechanická a fyzikálnoeheaická v l a s t n o s t i niektorých austenitických o c e l i typu 17Cr-17Mn 276 Ing. Jaromír S o b o t k a - Ing. Tasilo P r n k a , CSc. Ing. Jan D o 1 é n e k : Vliv přísady dusíku na žárupevnost a creepovou p l a a t i c i t u nestabilizovaných CrNillo austenitických ocelí 2B2 Dr. Ing. Henrik L e d a - Andrzej W a c h o w i a k : Výskům zlepSovanla nechaniclcých v l a s t n o s t í feretických cbroaovych o c e l i 290 Ing. O.A. H k r t S j a n : Mechanické v l a s t n o s t i ocele po c y k l i e ko> elektrotepelnoa opracovaní 300 I I . SEKCŮ - VTSQKQyfKONHf KÁSTP.OJ0VČ MtlERIÍLT Ing. Josef B y s t ř i č k y - prof. Ing. Jaroslav K o n t a k ý , D r S c : Materiálová problematika nožů pro s t ř i h á n i ocelového irotu 307 Ing. Vladiair D ě d e k , CSc: Ková kalitelná pásová ocel pro přesné stříháni a náročné tvarováni zastudena 314 Prof. Ing. I . D i a o v -C. H a S e v - I. R a 8 e v a A. B e d a n o v a - S. C h r i s t o v a - E. K o v a i e v I . M i n t o v a : U a o v a c i e matrice z nedeformované^ e l e k t r o struskovej o c e l e pre prácu za tepla 319 Ing. Jan S t r a n a : Rodnotenie pevnosti v ťahn náatrojovej ocele kolno na aner vlákien 325 Ing. A. L o i d 1 - Dr. r. S c h w a r z - Ing. A. S c h i n d l e r - R. fireitler: Martenziticky v y t v r d i t e l n é Ni-Oo-Mo ocala a ich p o u ž i t i e na faray na tlaková l i a t i e 331 Prof. Ing. J.A. 0 e 1 1 e r : Býchlorezná ocala a i n t e r a e t a l i c k y a apevnenlB . . . . . . . . . . . . . . . . ,.•.....•..........,..•....•. 337 Dr. Ing. V. P a n a a j u k - prof. Ing. £ . W y á k o w a k i S . K o p r e k : Ková metoda spevnovania povrchov nástrojov z rychlořezných o c e l í 345 - 391 Proa. chea. Jaroslav H o f a a n n : Britové destičky ee olinutích karbid*, a povlakem karbonitridu titanu 351 Ing. Ivo K v a e n i C k a : Technologické vlastnosti rychlořez ných oceli vyrobených práškovou metalurgii / W HO/ 357 m g . Ladislav S t a n C e k - doc. Ing,. Ladislav I r i l i n , CSc. Ing. Miroslav F r o k a a , CSc: StUdiua vlastnosti termorezistentnýeh nástrojových aateriálov připravených z granulátov .... 363 Ing, Zbigniew O l o w a c k i - Tiv . Zofia N i e a c z u r a : Peritektická reakci* vo vjsokopt. 377 392 COJJEPIAHHE i . csaina - atcoKonpotďE KOHCTPyKaioHMis CTAJM H CMABH Htm. « . JI a a r , xaan.. aaya - Max. J!. r > c m a n : ynpoiaa«»• paaaax Txnoa xoacTpyxaaoaaax caapaaaxmaxca C T U I ! raTaaoa . . . 5 npoij). aaa. II. I j i c i p , aaaa. aayx - Haa. B. 11 T • ť » • , l a u . aaya - Maa. A. m • a « a t - Haa. JI. C a p a x a a : Crpyarypatia aenaani caotcTs zpycaoro aajoaa caapaaamaxca ancoaonponaux craxal 13 npo$. a-p A. E a a o p e a a - A-p aaa. H. JI a c - A. J l a c : SaaacaaoCTb aaxeaaqacaot npoqaocTX aacoxoapoqaoft cvaxa Ti OT CXOpocmi oxxaxaaaaa npa aaxaxaa SO Jt-p m . ft. JI a c - npoft. jt-p JI. E a a o p e a a - Haa. A. JI a e : Bxaaaa* aaaaa&ieaTBoro yrjapoxji aa »xaaa«ccaa* caoicraa aucoxonpoiaoa aaaaoxarapoaasaol aoacTpyanaoxaot ciaxa Seaaaraoro Tana 27 Haa. E. K a a a a K o a a - npo$. aaa. K. H a > a a • u , xoriop aaya: K oneaaa $aaaao-K«Tuxypra 34 Haa. n. 3 y a a - npo$. aaa. j!-p X. n x y r a p « - aaa. B. II a U • a - Haa. II. E a a a - Haa. H. fl a o a • u : SaaacaaocTk aexaaa 43 JL-P aaa. E. r •> a t • p : K aonpocy ynpaaxanaoi npoaana aaaaoaarapoBaaaux caapaaaRgaxec cTpoataataax craxtt e npautcts aaaaxaa a aaova •••••.•••.. ....••• S2 Haa. 0. 6 a x a a , K S U . aaya - Ron. aaa. B. H a p • x , aaax.. aaya: Bxaaaa* Nbaa ropuoxaaa* aponaecoa paapacTUjaaanaa a usxaaaitcaaa caolcTaa u u o n : spoaaaaax ctaxat a ycxoaaxx yapaaxa*noI npoaaraa • . . • • • « • • • • • . » ••..... •• 06 Haa. r . B y x o x k q : Haaaaaaa* npaxexa ycraxocra craxal npa oxaoapamaaoa aoax*lc*aaa aoppoaaa 71 Maa. H. B a x y a o a - Has. JI. T a e n a q a a , xoiTop aaya opo$. aaa. K. M a a a a a n . , xparop aaya: Bxxxma TapHomzaaxiacaol oOpaSoraa aa aaaOTopaa caoicraa aaSpaaaux aoae*pyxnaoaaax cTaxat . , . • • • . . r * 8S 393 Haa. I. 3 p a a i , aaaA. aaya - Aon. aax. B. K a p • x , XXKA. aayx: Bxaaaaa paaycTaBBTaaanaa nocxa oTnycxa aapTaaeaTa aa aaxaaaaaeaaa caoacTaa a aapyuaaaa aapTaaeaTa aoAaxaaoro cnxaaa re-tti-C 98 A-p D. n a x y T a - Haa. X. r a c n a n x a , AOXTOP aayx npo$. aaa. K. X a a a a a q , AOXTOP aaya: Bxaaaaa Tapaoaaxaaavaciol ofipaSoTxa aa BOAopoAayn xpynxocT* eraxal 100 Haa. U. T a * x a - Haa. JI. r x c n a q x a , AOXTOP aaya np<xf. aaa. K. K e i i i M i AOXTOP aaya: Coaporaajaaaa xoppoaalxoay paCTpacxxaanaii vapaaaacxx o6pa6oT»HHUx aucoxonpoiaiix CTaxal . 107 Max. It. B a c x a x - Haa. JI. P x c n e q x a , AOXTOP aayx npo$. E. K a a a a a q , AOXTOP xayx: K taaaao-acTaxxypraiecKOB aa*apnpa*aqaa npooaeca ynpoaaaaaa npa cTapaaaa aoaoofipaaoaaaxoro aapTaacava 115 Bpo$. A-P aax. I . H a a a • i Bayrpaaata vpaaaa a oOxyqtxaax xatTpoaaaa cTaxbxax cnxaaax 125 B.H. r p x A a • a - C.n. O n x a A a p o B : ataxx cxopocTxoi vapaxaacxot oSpaOoTxx 134 neponax*aaa npaaa- JT.H. l í c i l : Boaa* acnaxTa 4aaoaax a CTpyxrypaax aaaaaezal npa aaxaxxa CTaxa 140 Aoa. aaa. » . r a S p o a a n , aaax. aayx - Haa. ft. D a a p a x npo$. aax. A-p n. P a • , AOXTOP aaya: 0 axaxaaa aaxOTopax j n r x pyaantx npaaaeat aa axtxal xaxoa npovaax CTaxal c aaaxoyrxapoAacw a aapTtacBTOa H7 A . r . A P a a a'a e a a a - H.A. C T o p u a x - H.H. JI a c a x : Bxaaaaa Tapaanacxot oOpafioTaa aa xpacTaxxocTpyxTypaaa n u t i e i u a aacoaoyrxapoAar.Tax aaxaaaax cnxasax, xerapoaaaaax axBouxxxea . . . 159 A-p T. n a y x a : OrBoataaaa aaxay xxxarxxot aaxaxxa a aaxaxavaexaaa eaolCTaaaa BvcoKonpoiKUx aapraacBTxax «axaxxaamuixci CTaxal 187 .3. K o y v c x a , AOXTOP aaya - Hux. B. n a x a a a : X aonpoey cyaxoc»a aaxaxxa Bapxaaamaax aapTaacaTaiacxx aaxaxaaa:ex eraxal raná Crl2Ni5HoHb a Crl2Ni5CuMoNb 181 39+ Mn. • . B • a • m • BQJMBTBB: Bucoxonpooita e r u t w* a CJOZOUZ ycaoaaax npamaaaaa Dpof. S. B a * • a - Haa. F. F y c • a - Haa. E. P y e * a a Haa. C. X a p a s a a o a a : raaoao* aapeoaaTpapoaaaaa a aTaoeiptpt u u u n a yraaaacaoro raaa 1B7 184 Aoo.. x-p T. K a p n a aa e s a - Mas. 4 . I i t i t c i - Has. H. F y x a a a x a : Bxaaaaa aoaaTpapoaaaaa aa npaxa* ycTaaocTa CTSJI.Í 38 KUJ 802 IlpoJ. x-p B.H. T a a << • a - Haa. B. B. A a a a o a : Haxaaaan 4>opuapoaaaaa aaaococToiaof CTpyxTypa j a r o t CTUB e a t e o u m a«zaaa<»CKaaa caoicraaaa 211 Haa. B. B a a a v a a , n u . aaya - Haa. H. H p y a n o c : Baaaaaa xaaaqacaoro coc*asa a Tapaaiacxol oSpaSOTaa aa mxaaatacaat a aapoynopasa caolcraa aaaaonrapoaaaaoA craia CrMoV xaa poropoa napoau TypSaa 818 Kas. ii. r s T T B a j b S - Has. P. r a s x a s - Haa. B. B a a a x a p , aaax. aaya: Hoaaa C T U B aa Saaa CrlloNiNb xaa M«paol aaapravaaa 226 Aon,. Haa. B. n a a o y c , XOXTOP aaya: Caapaaa«Hoeva aucoKoapovaol NiCrHoB E34 Hra. II. K a o a a , aaax. aaya - Haa. 3 . K x a r a i a a , aaax. Haya - Haa. 3 . U a m • a : Baaaaaa aaaa*poouaaoaol mpanaaasa aa noaaawaa* IBCOTH a mxaHavacaaz caolcra cTaaa UKOJ* T SO, npaxaaaaaiaaaol xaa Boaaaaax aonaroa napoaaz *yp3aa 245 Has. 3 . r a a a a , aaax. aaya - Ilpnp. a a s . K. H a a a a t q , xoarop aaya: K aonpoey aaaavaaa aoccTaaouaaaa c r u a l CrNi npa rapaavacaol x*4x>paaaaa 252 Aoa.. a a s . II. X a A a a , aaax. aaya - Has. H. X a a a a Has. H. 3 * a y a o a a : Aaraaoppoaslaiia CTUB e noaamaauaa xapaaTapaeTaaaaa cpowocTB aarapoaaaas* aaoTou 261 don. Haa. B. B • a • • , XOBTop aaya - Aon,, aas. K. H a n • a , aaax. aaya - Hpwf. a a s . x-p 1 . I l ; n p > - Has. n. 3 y a a , aaax. aaya: HtaoTOpK* apoSacaa CTpyarypa. a aaxaaavacaaz CBOICTB c w a l lCr 17Ni 2 269 395 IIpod>- A* II a a x i I i u - K u , H. r e T M M i i Ma*. r.H. U « e e j b c x i : BlaxaaaqacKKB x Qasaxo-XKUBitCKH* CBOICTBB. aexOTOpux aycT«HHTtoix CTajiat 17Cr-17Mn • £76 Has. ft. C o C o T x a - MHX. T. 0 p • • a ,-xanA. "ay* - K*»« ft. A o JI e a e x : BixnaHt npaaecx aaota na xapoycroBiBSocTb a xpxnoByv njiacratiBOCTb KecTafiajiiiiBpoBaHHiix cTaxat CrNilío 282 A~P aax. r. JI • A, a - A. B a x o s s x : HccieAOBaaae yxyqia«aRK H«xaaatiecKXX CBOBCTB êppHTBux xpoaacrsx CTaxtt . , • 290 Max. 0. A. M p x T t i i a a ; M*xa«MMecEna CBoftcTBa craja nocxe aaxJaqacxoft T«p*R*iecxox oflpaOoTxx « 300 II. CSKOHfl - SJCOttOIIPCmaBQJIMTEJIbHiE MHCTPy«EHTAJn»HaE MATEPMAJH Max. A. B H c T p i i q K i - npo$* aaa* 3. K o y T e x a, AOXTOP Hayx: npoflxeaaraxa Ha-rapxaxoa peaytqaro aacTpyneBTa AX a peaaaa* cvajibaoro cxpana . . Max. B. Jl • A e x , xaaA. aayic: HOBBH eaxaxaBaxoiaflca JtearoRaaa croib A*a Tonxoro paaaaas a cxoxaoro $opMupOBaaax nyT«N XOXOAXOB oópaGOTKB ................. 314 UpcxJ). ax*, ft. A B M O B - U. P a m e B - ft. P a m * a a A. P a j a x o B a - C. X p a c T O B a - £• K o a a n e B H. M a a T o s a : UpaccoKU* Marpaipt • • H«4tt$opMBpoBaaBoa *«Jtaxvpoouaaoaol craaa A J « vapMxuaexoft oOpaOoTKB Mpanx a UBSTRHX atrax* *o» 319 HBB. ft. C T p a y c : Oueaxa nponHOCTa xa psepua BacTpyaeaTaxbHOa CTaxa napn#aA«xyjxpao aa Banpaaxeuae BOXOXOB . . . . . . . . . 325 Max, A. JI o I A J b - 3-p B. 21 B a p D, - HHX. A. ifl • a A -» « P ~ P. B p a x T x - a p : MapMBaxTXwcxa aacaxaBaroiaaca craxa Ni-Co-Mo a ax acncibBOBaaaa AXB (fopa A " xxrba DOA ABBjeaxen 331 Hpo$. aax. ft.A. r « x a * p : Bucrpoptxymae CTBXB C aaT«putTajuaqacxaa ynpo«eaa»M .*.. 337 A-p aaa. B. n a a a c s x - npo. aaa. E. B i t m x o B c x a C. K o D p • x : HOBUI HSTOA ynpo^xeHix noaepxHocra BBCTpyuaaTa x» OacTpopaayxiXX cvaae! . . . . 345 396 I a n * , zaaaa fi. r o 4 a a a : Putynaa aiac*aaaa aa e m n t a a xapSaAoa e noapaTaaa zapSoaaTpMoa Taraaa 361 Hax. ft. K a a c a a v a a : Tanojoraaaczaa caoacn* oaerpopaayasax CTBJCI, oozyvaaaz no a«TOAjr nopouoaoz aarauypraa 357 Kaa. JT. C r a a i c a - Aon. aaa. X. X p a a a a , z a a j . aayx Maa. M. n p o a c • , « » M . aayx: Htyutaa* caolcta T«paoc*olzaz aacTpya«a*ajtkaaz aanpauoa aaroToaaaaaax a* rpaayuaToa 363 Kaa. 3. T a o a a q z a - Haa. 3. Hamypa: ItepanzTaiMczaa p«azuaa a aacoaoopoiaol ««px»»»B««t CTaza K18 377 397 CONTENDS l e t SECTIOH - HIOH-STHEWQTH STRUCTURAL STEELS AND ALLOYS Eng. 5 . L a n g , CSc. - Eng. L. l y B p « t k j : Titanium hardening of various types of constructional weldable steels .... 5 Prof. Eng. U. Š 1 e s a r , CSc. - Eng. B. S t e f a n , CSc. Eng. A. Š e v č í k - Eng. I. P a r i 1 a k : Structural aspects of brittle-facture properties at weldable high-strength steels 13 Prof. Dr. L. J e z i o r a k y - Dr. Eng. J. L i s - Eng. A. L i s : Mechanical strength dependence of high-strength steel Ti on quenching rate at hardening 20 Dr. Eng. J. L i s - Prof. Dr. L. J e z i o r s k ý - Eng. A. L i s : Equivalent carbon effect on mechanical properties of high-strength low-alloyed structural steel of bainite type ....... 27 Eng. E. l i a z a n c o v á - Prof. Eng. K. M a z a n e c , DrSc: Contribution to evaluation the physical and metallurgical parame ters of hardening processes at microalloyed structural steels .... 34 Eng. P. Z u n a - Prof. Eng. Dr. J. P l u h a ř - Assoc. Prof. Eng. K. M a c e k - Eng. J. J e n í k - Eng. J. J a n o » v e c : Dependence of mechanical properties the weldable eteel MoNb under hot forming conditions 43 Dr. Eng. E. Q u n t h e r : Contribution to controlled rolling of low-alloyed weldable structural steels with vanadium and nitrogen addition 52 Eng. J. B i l l y , CSc. - Asaoc. Prof. Eng. V. K a r e l , CSc: Nb effect on braking the recrystallizational processes and mecha nical properties of micro-alloyed steels under controlled rolling conditions 66 Eng. H. B u c h h o l z : Affection of fatique limit steels under corrosion action 71 Eng. >T. B a l u d e k - Eng. L. H y s p e c k á , DrSc. - Prof. Eng. t. M a z a n e c , DrSc: Heat-mechanical treatment effect on some properties of selected atructional steels 82 398 Eng. J. Z r n i k , GSc. - Assoc. Prof. Eng. V. K a r e l , CSc: Beaustenitizing influence after nartenaite tempering on nechá ni cal properties and marteneite failure of model alloy řa-Ni-C ... 92 Eng. P. P a h u t a - Eng. L. H y s p e e k a , DrSc. - Prof. Eng. K. I l a z a n e c , DrSc.: Heat-mechanical treatment effect on hydrogen brittleneae of eteela 100 Eng. M. T v r d ý - Eng. L. H y a p e c k é , DrSc. - Prof. Eng. K. I l a z a n e c , DrSc.: Resistance of heat-mechanical treated high-atrength martenaitic ateela to corrosion cracking ........... 107 Eng. P. W y s l y c h - Eng. L. H y e p e c k á , DrSc. - Prof. Eng. K. I l a z a n e c , DrSc.: Contribution to physical and meta llurgical interpretation of hardening procesa at ageing of fresii based martensite 115 Prof. Dr. Eng. T. Y a n a n e : Internal friction in neutron-irradia ted iron alloys .. 12$ V.N. O r i d n e v - S.P. O a h k a d e r o v : perspectives of high-speed heat treatment Application 134 L.I. L y s a k : New aspecta of phase and structural changes at steel hardening 140 Assoc. Prof. Eng. F. H a b r o v e c , CSc. - Eng. J. S k a r e k Frof. Eng. Dr. P. R y i , DrSc: About effect of some alloying additions on failure toughneaa of strength ateels low-carbon martensite 147 A.Q. D r a t a c h i n a k a y a - N.A. S t o r t a c h a k N.I. L y a a k : Heat treatment effect on crystalline and structural changes in high-carbon ferrous alloys alloyed by aluminium - 159 Dr. H. P a u l : Kinetics hardening and mechanical properties realtion at high-strength martensitic hardened ataels 167 Prof. Eng. J. K o u t a k ý , DrSc. - Eng. V. P e c h a a n : To the hardening substance of stainless aartensitic hardened steels - type Crl2Ni5MoNb and Crl2Ni5CuMoNb 181 Assoc. Prof. Eng. P. B e n e á and co-authors: Hight-strength steel for exacting use 187 399 Prof. E. 7 j t a T - Eng. R. R u a e v - Eng. E. R u a e v a Eng. S. C h a r i s a n o v a : Oaaaoua cerbonitridation in aamonia etmoepbere and carburization gaa 194 Aaaoc. Prof. Dr. Eng. I . E a r p i n t k i - Eng. A. JC i e 1 a a Sng. J. R u d n i c k i : lonitridation efftct on fatigue limit of ataela 3a OU 202 Prof. Dr. V.N. T k a t a c h e v - Eng. V.J. A v i 1 o v : Mechaniea of ahaping tha atructura wear-reaiatant caat steal with high aechanical propartiea 211 Eng. V. V a n i S a k , CSc. - Eng. J. K r u n p o s : Effect of chemical composition and of heat treatment on mechanical and creep-resieting values at low-alloyed CrMoV creepireaisting steel for eteaa turbine rotars 218 Eng. M. G o t t w a l d - Eng. R. Q l a d i S - Eng. 7. I t 1 • d e r , CSc: Mew steels for nuclear energetice on CriloNiNb basa . . 226 Aaaoc. Prof. Bag. V. P i l o u s , BrSc: (Voidability of high-strength KiCrteoB eteel 234 Sag. H. K a p k a , OSe. - Eng. Z. K l e t e S k a , CSc. - Eng. Z. M á l e k : Eleetroalag reaelting effect on purity increase and aachaaioal properties of Skoda ateela T SO determined tor teraiaal blade* of steaa turbin* 245 Sag. Z. a • a 1 a - Prof. Eng. K. l i a z a n e c , BrSc: Contribution to rwatoration kinetics of CrNi ateels at thermal deformation 252 Asaoe. Prof. Sag. M. Z l d i t , CSc. - Eng. li. L i i k a lag. M. Z e a u l o r á : Corrosion-resisting steels with higher strength characteristics alloyed by nitrogen 261 Aaaoc. Prof. Bag. T. B e a s t , IrSc. - Assoc. Prof. Eng. K. • • c e k , CSc. - Prof. Bag. Or. J. P l u h a ř - Eng. P. Z u n a , CSc: Sons atractur* and aeehanical properties problems relating to lCr 17*1 2 steel 269 Prof. A. M a c i e j n y - Eng. H. H e t a a n c z y k - Eng. O.JI. l i o w i e l a k i : Hechanical and physico-chemical properties of aoaa auatenitic ateala - type 17Cr-17an 276 400 Eng. J* S o b o t k a - Eng. I . P r n k a , CSc. - Eng. J. D o l a n e k : Nitrogen additive effect on bigh-teaperature strangth and creep plasticity of CrHiMo instability ataala 282 Dr. Eng. H. L a d a - A. W a c h o w i a k : mveetigation on improving at tba mechanical propartiaa of tha farrltie chromium ataala 290 Eng. O.A. M k r t t e c h y a n : Hacbanlcal propartiaa of ataal after cyclic electrotheraal treatment . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 300 TTnd BRnr-Tnfi - HMH-Dtmt IQfiT, M«TF,BTtIfl Eng. J. B y a t ř i c k y ' - Prof. Eag. J. K o u t s k f, DrSc: Material probléme of toola for cutting tha ataal acrap 307 Eng. V. t i d t k , 08a.: Hew herdeaiag atrip wteel for praeiae cutting and exacting cald forming 314 Prof. Eng. J. D i m o v - C. R a a h e r - J. H a a h e v a A. R a d a n o v a - S. O h ř i e-t o r e - I . K o v a S e v - I . * i n t o v a • preaaing diaa from non-deforming eloctroalag ateal for bat working 319 Eng. J. S t r a n a : feneile strength evaluation of tool ataal normal to grain flow 325 Eng. A. í o i d 1 - Br. V. S c h w a r I - Xag. A. S c h i n d l e r - K. B r e i t l e r : Harteneitie hardened Ni-Co-elo ataela and tbeir uae for die easting die 331 Prof. Eng. J.A. hardening a a 1 1 a r : High-speed ataala with intermetallic 337 Dr. Eng. V. P a n a e j u k - Prof. Xag. • • W y a h k o w a k i S. K o p r o k : Beer larrtanlng method of tool aurfaee from high-apeed ateala 345 J. H o f m a n n : Cutting eemented-carbide tips with titanium earbonitrida coating 351 Eng. J. K v a e n i i k a , CSc.: Technological propartiaa of high-apaed ataala produced by powder metallurgy 357 401 Stag. L. S t m í i k - Aaaoc. Prof. L. K r i i a n , CSc. Bug. U. P r o x a ; CSc.: Study of propartiaa of tharnoraaiatant tool aa.taria.la praparod fron granulation (irodueta 363 Eng. Z. O l o w a c k i - Sag. Z. N i a n t a c h u r a : Paritactic raactiaa in hign-atrangtn corroaion-raaiatant atael K 18 377 RTÎTOMSK^ VBDECKOTECHSICKŽ SPOLOCtfOSt - EDlCKČ STŘEDISKO - BRATISLAVA Len pre vnntornú potřebu CSVTS Autu? Kolektiv Názov Zbornlk prednások z medzinárodneho sympózia KOVOVÍ lUTERIÍIď S VYSOrflU UEOHAMICKO-FTřZIKXlHIHI VUSnrOSfaVI - l . d i a l Lektoři Prof. Ing. Karel Vydavatel Slovenek* vědeckotechnická epoločnosť - Ediíne s t ř e d i s k o Bratislava Mazanec, D r S c , m g . Vladimír Kraus, CSe, Vydeoie Prví, September 1977 Náklad 380 Uotaah 404 s t r á ň , 261 obrázkov, 29,323 AH, 30,447 VH C. vyr. 272 S. pov. SÍKK-747/I-196B Tlač EdiSné středisko SVIS Bratislava 87 019 77

KOVOVÉ MATERIÁLY S VYSOKÝMI MECHANICKO-FYZIKÁLNYMI VLASTNOSTAMI

Recommend Documents