První železářská společnost Kladno, s.r.o. MATERI ÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o

2

První železářská společnost Kladno, s.r.o.

MATERI ÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o.

Fakulta Metalurgie a materiálového inženýrství VŠB-TU Ostrava Připravuje odborníky a spolupracuje v následujících studijních programech Presenční a kombinované studium v bakalářských a navazujících magisterských studijních programech · · · ·

Metalurgické inženýrství Materiálové inženýrství Procesní inženýrství (pouze presenční forma studia) Ekonomika a řízení průmyslových systémů

Presenční a kombinované studium v doktorských studijních programech · Metalurgie · Materiálové vědy a inženýrství · Řízení průmyslových systémů

Hutnické listy č. 2/2008 Vydavatel OCELOT s.r.o. Pohraniční 693/31 706 02 Ostrava-Vítkovice IČO 49245848, DIČ CZ49245848 Registrace v obchodním rejstříku Krajského soudu v Ostravě, oddíl C, vložka 30879

Redakce, kontaktní adresa OCELOT s.r.o. Redakce časopisu Hutnické listy areál VŠB – TU Ostrava, A 534 17. listopadu 15/2127 708 33 Ostrava-Poruba www.hutnickelisty.cz

Vedoucí redaktor Ing. Jan Počta, CSc. 596995156 e-mail: [email protected]

Asistentka redakce Jaroslava Pindorová 596996288 e-mail: [email protected] Ing. Zuzana Ponscová 732467157 e-mail: [email protected]

Redakční rada Předseda: Prof.Ing. Ľudovít Dobrovský,CSc.,Dr.h.c., VŠB-TU Ostrava Členové: Ing. Michal Baštinský, EVRAZ VÍTKOVICE STEEL, a.s. Doc. Ing. Jozef Bílý, CSc., U.S. Steel Košice, s.r.o. Prof. dr. hab. inž. Leszek Blacha, Politechnika Šląska Prof. dr. hab. inž. Henryk Dyja, Politechnika Częstochowska Prof. Ing. Vojtěch Hrubý, CSc.n Univerzita obrany Ing. Henryk Huczala, TŘINECKÉ ŽELEZÁRNY, a.s. Prof. Ing. Zdeněk Kavička, CSc., VUT v Brně Doc. Ing. Karel Matocha, CSc., MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o. Ing. Ludvík Martínek, Ph.D., ŽĎAS, a.s. Prof. Ing. Ľudovít Pariľák, CSc., Železiarne Podbrezová a.s. Ing. Jaroslav Pindor, Ph.D., MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o. Ing. Radim Pachlopník, ArcelorMittal Ostrava, a.s. Ing. Jiří Petržela, Ph.D., VÍTKOVICE, a.s. Ing. Vladimír Toman, Hutnictví železa, a.s. Prof. Ing. Karel Tomášek, CSc., TU v Košiciach

Titulní strana a grafika Miroslav Juřica e-mail: [email protected]

Tisk T-print s.r.o., Průmyslová 1003, 739 65 Třinec

Registrační číslo MK ČR E 18087

Mezinárodní standardní číslo ISSN 0018-8069

Odborný časopis pro hutnictví a materiálové inženýrství

Obsah výroba oceli Prof. Ing. Karel Michalek, CSc., Ing. Jan Morávka, Ph.D. Identifikace RH procesu pomocí anizochronního modelu

6

výroba neželezných kovů Ing. Ivo Szurman,, Prof. Ing. Miroslav Kursa, CSc., RNDr. Antonín Dlouhý,CSc. Mikrostrukturní charakteristiky Ti50-Ni40-Cu10 studované pomocí metod TEM Prof. Jevgenij Vasilevič Sidorov, dnt. ,Prof. Ing.Jaromír Drápala, CSc. Rovnovážná krystalizace ternárních slitin tuhých roztoků Prof. Ing. Jaromír Drápala, CSc., Mgr. Zuzana Morávková, Ph.D., Prof. Jevgenij Vasilevič Sidorov, dnt., Studium rovnovážné, kvazirovnovážné a nerovnovážné krystalizace v ternárních systémech eutektického a peritektického typu

11

15 20

tváření, tepelné zpracování Prof. Ing. Ivo Schindler, CSc., Petr Kawulok, Doc. Ing. Lubomír Čížek, CSc., Ing. Stanislav Rusz, Ing. Marcel Janošec, Ing. Miroslav Legerski, Ing. Karel Milan Čmiel, Ph.D. Vliv doválcovací teploty a chemického složení na vlastnosti ocelí s obsahem uhlíku 0,5 – 0,8 % Ing. Barbora Kuřetová, Doc. Ing. Miroslav Greger , CSc. Objemové tváření hořčíkových slitin

28

34

materiálové inženýrství Dr. Ing. Zdeněk Kuboň, Ing. Šárka Stejskalová, Ing. Ladislav Kander, Ph.D. Vývoj a ověřování vlastností konstrukčních ocelí se zvýšenou odolností proti požáru Doc. Ing. Eva Mazancová, CSc., Ing. Zdeňka Rucká, Prof. Ing. Karel Mazanec, DrSc. Přínos acirkulárního feritu ke zvýšení odolnosti proti působení vodíku v nízkolegovaných ocelích Doc. Ing. Miroslav Greger, CSc., Ing. Vlastimil Karas, Ing. Michal Vlček, Ing. Barbora Kuřetová Výkovky z hořčíkových slitin a jejich využití v automobilovém průmyslu

39

Doc. Ing. Eva Mazancová, CSc., Prof. Ing. Zdeněk Jonšta, CSc., Prof. Ing. Karel Mazanec, DrSc. Srukturně metalurgické vlastnosti vysokomanganové slitiny Fe-Mn-Al-C

60

48

53

zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody Ing. Bedřich Smetana, Ph.D., Ing. Simona Dočekalová, Prof. Ing. Jana Dobrovská, CSc, Vliv experimentálních podmínek na získávané hodnoty tepelných efektů a teplot fázových přeměn čistého železa a oceli metodou DTA

64

automatizace technologických procesů, počítačová simulace, výpočetní metody Prof. Ing. Miroslav Příhoda, CSc., Doc. Dr. Ing. René Pyszko, Ing. Pavel Fojtík, Ph.D., Ing. Jiří Molínek, CSc., Ing. David Dittel, Ing. Michal Adamik Numerický model tuhnutí kruhového předlitku pro on-line monitoring

68


Časopis vychází 6x ročně. Cena jednotlivého čísla 150,- Kč (nejsme plátci DPH). Roční předplatné základní 890,- Kč, studentské 20% sleva proti potvrzení o studiu. K předplatnému se připočítává poštovné a balné. Předplatné se automaticky prodlužuje na další období, pokud je odběratel dva měsíce před uplynutím abonentního období písemně nezruší. Objednávky na předplatné přijímá redakce. Informace o podmínkách publikace, inzerce a reklamy podává redakce. Za původnost příspěvků, jejich věcnou a jazykovou správnost odpovídají autoři. Nevyžádané materiály k příspěvkům redakce nevrací. Recenzní posudky jsou uloženy v redakci. Žádná část publikovaného čísla nesmí být reprodukována, kopírována nebo elektronicky šířena bez písemného souhlasu vydavatele.

Hutnické listy č. 2/2008

Doc. Ing. Milan Heger, CSc., Ing. Ivo Špička, PhD., Ing. Jiří Franz, PhD. Využití prvků umělé inteligence pro predikci času chladnutí kovových vzorků před tvářením Prof. Ing. Longin Tomis, CSc., Doc. Ing. Jiří David, Ph.D. Využití cepstrální informace pro diagnostiku technologie plynulého odlévání oceli

73

76

hutní výroba v ČR, SR a ve světě

82

představení průmyslových společností

86

ze spolkové činnosti a odborných akcí

88

společenská kronika

91

ze života škol

93

hutnictví ve světě

98

© OCELOT s.r.o., 2008 ISSN 0018-8069

_____________________________________________________________________________ Dodavatelé příspěvků ve všeobecné informační části: ● Hutnictví železa, a.s. ● První železářská společnost Kladno, s.r.o. ● PROGRES Ekotech, s.r.o. ● VŠB – TU Ostrava ● Česká slévárenská společnost Inzerenti a objednatelé reklamy: ● První železářská společnost Kladno, s.r.o. ● VŠB – TU Ostrava, FMMI ● MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o.



Content Michalek, K. - Morávka, J: Identification of RH Process by Using of Anisochronous Model

6

The paper presents proposed appropriate a n i s o c h r o n o u s c y b e r n e t i c - m a t h e m a t i c a l m o d e l describing time behaviour of circulation at the RH process, as well as verification of this model. During the period 2006/2007 p h y s i c a l m o d e l s of pouring ladle with RH chamber on identical length (geometric) scale 1:9 were manufactured in the Laboratory of physical and numerical modelling of metallurgical processes. These models were used in 2007 for basic series of measurements. Parameters of the composed mathematical model can be used also for o p t i m i s a t i o n of the blowing mode (determination of its optimum flow), for determination of the so-called c i r c u l a t i o n m a s s (or volume) f l o w of liquid through the RH chamber and therefore also for o p t i m i s a t i o n of work of industrial RH unit. Szurman, I. - Kursa, M. - Dlouhý, A.: Microstructural Characteristics of Ti50-Ni40-Cu10 Alloy Studied by TEM

11

Alloy containing 40 at. % Ni, 50 at. % Ti and 10 at. % Cu is considered to be a standard shape memory Ni-Ti-Cu alloy. Observation of microstructure should be realized by optical microscopy, but more effective is using electron microscoty, such as SEM and TEM respectively. Experimental alloy was prepared in vacuum induction furnace in graphite crucible and then forged and heat treated. The specimes were in the form of wire with diameter 2,3 mm. This article deals with observation of microstructural characteristics of Ni-Ti-Cu shape memory alloy after different types of thermal treating by transmission electron microscopy. Sidorov, J. V. - Drápala, J.: The Equilibrium Crystallization of Three-Component Solid Solution Alloys

15

Equilibrium crystallization of continuous solid solution alloys in three-component systems has been investigated. It is shown that in any three-, four- and multi-component alloy with unrestricted solubility in liquid and solid states the equilibrium crystallization is realized by analogy with a two-component alloy due to the diffusion decomposition of liquid and the diffusion interaction with the solid phase which precipitated previously. More complex processes of the equilibrium crystallization realization in these multi-component systems have been discovered. It is shown that when temperature decreases, initially non-equilibrium liquid and solid phases are formed on the basis of the available equilibrium liquid phase by the diffusion decomposition, and the equilibrium solid phase which was present before the temperature decrease is preserved, and the diffusion interaction leads to the composition and mass change of all available phases, bringing the system into a new equilibrium state. Computer program has been developed and the equilibrium crystallization of different alloy compositions in three-component system has been calculated. In the course of crystallization alloy compositions and alloy fractions formed due to the diffusion decomposition and the diffusion interaction were determined. It is shown that in the upper region of the crystallization range of any composition a large alloy fraction is crystallized by the diffusion decomposition and in the lower region – by the diffusion interaction. This must be one of the main reasons for the process deviation from the equilibrium course during solid solution crystallization. Drápala, J. - Morávková, Z. – Svobodová, I.- Sidorov, J.V.: Study of Equilibrium, Quasi- and Non-Equilibrium Crystallization in Eutectic and Peritectic Ternary Systems

20

Thermodynamic equilibrium data presented as liquidus, solidus, and solvus projections are often used to study solidification sequences. In order to make the fullest use of such projections, information on the solid state composition on completion of the solidification of a given system is also required. A theory for the simulation and software for processing of ternary systems by the help of our own MatLab computer program based on experimental data has been elaborated. The second degree polynomial was selected for the simulation of ideal, quasi-ideal, eutectic, and peritectic types of ternary systems. Results of the calculations are: a tabular or graphical output that enables the complete displaying of ternary diagrams in the form of isothermal and vertical sections, the 3-D projection of liquidus, solidus and solvus surfaces, the mapping of tie-lines and/or tie-triangles for relevant alloys at equilibrium, quasi- or non-equilibrium crystallization, the calculation of distribution (segregation) coefficients of individual elements in alloys in dependence on the temperature. The distribution coefficients are also influenced by the fact whether a eutectic or peritectic reaction occurs in the system, by the position of the alloy composition point in the ternary system, and the curve direction in the close proximity of this point. The accuracy of reading input data from ternary and/or binary systems is of no less important. The distribution coefficients are of high importance for the prediction of macro- and micro-inhomogeneities in real structures of crystals. Schindler, I. – Kawulok, P. – Čížek, L. – Rusz, S. – Janošec, M. – Legerski, M. – Čmiel, K. M.: Effect of the Finish Rolling Temperature on Properties of Steel with Carbon Content 0,5 – 0,8 %

28

The task was to evaluate the influence of carbon content and finish rolling temperature (ca 800 – 900 °C) on structural characteristics and mechanical properties of three selected types of a medium to high carbon steel, determined for rolling of wire rod. The rolling mill Tandem installed in the Institute for Modelling and Control of Forming Processes at VŠB-TUO was used for laboratory experiments. The final properties of investigated steels are markedly influenced by their chemical composition, but they are not in effect at all dependent on the finish rolling temperature. Decrease in finish rolling temperatures leads in case of investigated steels basically only to increasing of power/force parameters of rolling. Structure and mechanical properties of these types of material have to be effectively influenced by conditions of controlled cooling after rolling. Kuřetová, B. – Greger, M.: Volume Forming of Magnesium Alloys Magnesium alloysand alluminum alloys are formed by non convential technologies (SPD procesess) to obtain high final mechanical properties, show a slope to superplastic behaviour after forming. Is well known that increasing volume of Al means a decrase of plasticity, nevertheless these alloys, if observance of rules we can mold by plastic deformation too. It si possible to achieve well ductility (hundreds of percent). It was compared the geometry and the entirety of forged pieces

34



from Mg alloys in comparison with forged pieces from Al alloy.

Kuboň, Z. - Stejskalová, Š. – Kander, L.: Development and Verification of Material Properties of Fire Resistant Steels

39

Fire resistance of buildings made of steel beams can be increased either by specified design so that the structural elements are exposed to the fire only in the limited extent (protective fire coatings, etc.) or by using bigger bearing members. Last but not least it can be done by using the steel with higher strength at elevated temperature. The basic requirements of the new structural steels with higher fire resistance are: − optimized chemical composition and minimized price of the steel, − products delivered in the control rolled or normalized state, − good weldability, the steel should be welded without preheat and post weld heat treatment, by using common welding technology and filler materials, − the resistance of the steel against high temperature deformation and lost of size stability of the structure. The paper summarizes the requirements towards the structural steel with higher fire resistance and presents the results of materials properties of newly developed fire resistant steels in comparison to the steel grade FRS 30 produced by Thyssen-Krupp. Mazancová, E. - Rucká, Z. - Mazanec, K.: Contribution of Acicular Ferrite to the Increased Hydrogen Resistance of Low Alloy Steel

48

Acicular ferrite (AF) microstructure presents an excellent contribution to mechanical properties, toughness and hydrogen embrittlement resistance. Majority of the AF plates (laths) have the mutual high-angle disorientation in contradistinction to the bainite having only the high-angle interfaces between the packets consisting of low-angle plates (laths). The cleavage unit crack path (UCP) has been found to be a distance between two grains of high-angle ferrite regions. In the AF the UCP value is defined as a distance between two neighbouring highly misorientated plates. It shows the UCP values are shorter what results in higher frequency of deviations and consequently in limited (retarded) cleavage crack propagation. In paper optimized thermomechanically controlled process (TMCP) leading to the AF formation is presented. Greger, M. – Karas, V. – Vlček, M. – Kučerová, B.: Forged Pieces from Magnesium Alloys and its Utilization in Automotive Industry

53

One of main advantage of magnesium alloys is its low density. Is the lowest of all classical alloys. Specific strength (Rm/ρ) is two times higher in comparison with aluminum. During cold forming have these alloys, particularly with alloying elements, bad formability due to their HCP grid. Main alloying elements of Magnesium alloys for forming are Al, Zn, Mn, Si, Th. When is volume of Al, or Zn higher then there has been a possibility for its hardening. In automotive industry are used magnesium alloys to wide assortment of parts i.e. chassis parts, sheets, wheels, gear box. Mazancová, E. - Jonšta, Z. - Mazanec, K.: Structural Metallurgy Properties of High Manganese Fe-Mn-Al-C Alloy

60

Material TRIPLEX is usually constituted on the followed chemical composition: Fe-26/30Mn-10/12Al-0.9/1.2C. Microstructure is preferentially based on the FCC arrangement, consists of nano-size k-carbides regularly dispersed in the FCC matrix and of low ferrite content. Strength matrix level is connected with the solid solution strengthening and with fine carbides precipitation. Uniformly arranged shear bands (SIP effect) formation influences deformation process of discussed material and achieved beneficial technical response. TRIPLEX demonstrates density reduction, strength level higher than 1000 MPa, excellent formability and high resistance to dynamic loading (high absorption and achieved dynamic capacity). Material is perspective for numerous applications in automotive industry, in cryogenic technique and for rotating machine elements. Smetana, B. - Dočekalová, S. - Dobrovská, J.: Experimental Conditions Influence on Phase Transformations Heat Effects and Temperatures of Pure Iron and Steel with use of DTA – Metod

64

Thermophysical and thermodynamical data of metallic systems are one of the most important data, from which could be ratiocinated, how is this system going to perform on accurate defined conditions. One of the most effective method of Thermal Analysis – TA, which enables to acquire thermophysical and thermodynamical data, is method DTA - Differential Thermal Analysis. This paper deals with application of DTA – method on pure iron and real multicomponent system based on Fe-C (steel). This paper deals with experimental conditions influence on heat effect amount of phase transformations and on shift of phase transformations temperatures of pure iron and steel, in high temperature region and also in low temperature region. Příhoda, M. – Pyszko, R. – Fojtík, P. - Molínek, J. – Dittel, D. – Adamik, M.: Numerical Model of Round Blank Solidification for on-line Monitoring The knowledge of round blank temperature field during its casting and cooling makes possible to solve the problematic of inner structure, surface quality, blank mechanical properties, metallurgical length, casting crust thickness growth for different casting velocities and steel overheating. From the view of cast production quality it is necessary to monitor and optimize these parameters. In the Department of Thermal Engineering, Faculty of Metallurgy and Materials Engineering, VSB – TU Ostrava was made program that solves blanks temperature field by using of explicit differential net method. Within the researching project is developed system that connects numerical solidification model with function of rush prediction and will be connect with technological process and will dynamical answer to process signals and prevention of rush origin. Its conclusions can be continuously used for optimize of casting machine operating.

68



Heger, M. - Franz, J. - Špička, I.: Exploitation of the Elements of Artificial Intelligence for Time Prediction of Cooling down Metal Specimens before Forming

73

For estimation of the time period of cooling which is necessary for achievement predefined temperature of specimens which vary in geometric shape as well as chemical composition, neural networks can be effectively exploited. Based on comparison of measured graphic cooling curves it is accordingly possible to define a factor of time transformation for each kind of the specimen so that the curves for specimens of all kind were practically matched.. Learned neural network then thanks to its feature to generalize estimates factors of time transformation even for the cases that it did not learn. By backward time transformation is then possible to obtain probable cooling down curve flow of the monitored specimen. Tomis, L. - David, J.: Exploitation of Cepstral Information for Diagnostics of Continuous Steel Casting Technology The contribution deals with problems of analysis of vibratory spectra and resonant properties of technical systems, which represents a diagnostic process, whereat signals, which given technical system signalizes to its neighborhood, are treated and evaluated. Exploitation of this method is especially effective at systems with periodical principle of activity, because at these systems the signal is rich in information. The advantage consists in the fact, that the diagnostic signal is excited by an operational activity of the production device. Cepstral information is one of diagnostic quantities, which provide possibility for an evaluation of technical state of complex mechanical systems. An exploitation of this technique is showed on ZPO (Continuous Casting Device) in the contribution, it means on simplex model determination, which would provide information usable for identification of liquid and solid phase ratio in PLP, or so-called metallurgical length determination, which is further usable for control and optimization of technological process of continuous steel casting.

76

Výroba oceli

Hutnické listy č.2/2008

výroba oceli Identifikace RH procesu pomocí anizochronního modelu Prof. Ing. Karel Michalek, CSc. a), Ing. Jan Morávka, Ph.D. b), a)VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, b)Třinecký inženýring, a. s., Frýdecká 126, 739 61 Třinec – Staré Město

Obsahem příspěvku je prezentace návrhu a ověření vhodného fyzikálně adekvátního an izo chronn íh o k yb ern e ticko - ma tema tic k ého mode lu popisujícího průběh cirkulace taveniny při RH procesu. V období let 2006/2007 byly v Laboratoři fyzikálního a numerického modelování metalurgických procesů Katedry metalurgie FMMI VŠB-TU Ostrava zhotoveny fy z ik á ln í modely licí pánve s RH komorou ve stejném délkovém (geometrickém) měřítku 1:9, na kterých byla v roce 2007 uskutečněna základní série měření. Parametry sestaveného matematického modelu mohou být použity i pro op timaliza c i režimu dmýchání (stanovení jeho optimálního průtoku), k určení tzv. c ir kula čn ího hmotnostního (anebo objemového) prů to ku kapaliny přes komoru a tedy i pro op tima liz ac i práce provozního zařízení RH.

1. Úvod RH (Ruhrstahl-Heraeus) proces je metalurgický pochod, který slouží k vakuování tekuté oceli oběžným (recirkulačním) způsobem, při kterém je ocel nasávána z licí pánve (LP), prochází přes vakuovou (RH) komoru, ve které dochází k řadě významných metalurgických reakcí, a poté se vrací zpět do pánve. Účinnost celého procesu je závislá na mnoha technických, technologických a metalurgických parametrech. Jedním z nich je i hodnota cirkulačního průtoku taveniny přes RH komoru, který je nutno optimalizovat pro dané zařízení a daný průtok dmýchaného argonu do vstupní násosky. V létech 2006/2007 byly v Laboratoři fyzikálního a numerického modelování metalurgických procesů Katedry metalurgie (KM) FMMI VŠB-TU Ostrava zhotoveny fyzikální modely LP a RH komory ve stejném délkovém (geometrickém) měřítku 1:9 k dílu. Na modelech byla uskutečněna první série experimentů v květnu roku 2007. Na základě naměřených a transformovaných údajů bezrozměrové koncentrace modelové kapaliny byl hledán vhodný fyzikálně adekvátní matematický model toku lázně přes RH komoru, který by bylo možno využít při dalším rozpracování ke stanovení cirkulačního průtoku lázně přes RH komoru.

2. Popis modelů a dějů Schematické znázornění procesu je na obr. 1.

6

fyzikálního

modelu

RH

V

mRH

A In

B S1

Tr mLP

1 2 P

S2

S3

Obr. 1. Model RH komory (mRH) včetně dmýchání argonu do licí pánve (mLP) Fig. 1. Model of RH degasser (mRH) including blowing of argon into ladle (mLP)

Stručný popis průběhu modelování je následující: pomocí podtlaku (V) dojde ke „zvednutí“ hladiny modelové kapaliny (obarvené a koncentračně obohacené vody) do RH komory. Po ustálení se do spodní části vstupní trubice (označené A - levá) začne přivádět argon (bubliny) o konstantním objemovém průtoku q1 primárně ze speciálních trysek (Tr), umístěných po obvodu trubice (v praxi je počet trysek 12, 16 nebo až 24, někdy i ve dvou řadách nad sebou). Sekundárně je možné argon (o konstantním objemovém průtoku q2) přivádět i z excentricky umístěného prodmýchávacího prvku P (dmýchací tvárnice) ve dně mLP.


Výroba oceli

Na vstup do trubice (In) se při modelových pokusech injektuje stopovací látka (čas 0). V důsledku průtoku kapaliny komorou stopovací látka projde s kapalinou přes vstupní trubici (A) a opustí komoru přes výstupní trubici (označenou B - pravá) do pánve (mLP). Ve stěně modelu pánve jsou umístěny tři vodivostní (resp. kombinované teplotně-vodivostní) sondy, přičemž horní sonda je označena „sonda1“ (S1), spodní pak „sonda3“ (S3). Sondy zaznamenávají změny koncentrace lázně v průběhu vakuování. Po průchodu kapaliny komorou je tato znova „nasátá“ vstupní trubicí (A), přičemž po projití RH komorou je indikována pomocí sond již nižší koncentrace. Tímto cyklickým způsobem dochází k postupnému zhomogenizování obsahu licí pánve až k ustálení konečné koncentrace lázně. Na molekuly kapaliny v blízkosti (níže položených) snímačů S2, a hlavně S3, v podstatě působí proti sobě dvě tlakové síly: 1 (recirkulační, cyklická, „aktivní“) a 2 (rezistentní, „pasivní“).

3. Naměřená data Analýza a syntéza fyzikálně adekvátního matematického modelu byla uskutečněna na základě výsledků první sady experimentů z období května roku 2007. Pro začátek byl konkrétně použit experiment s označením Test8, uskutečněný dne 22.5.2007. Pro názornost byl vybrán průběh naměřené koncentrace c3(t) na sondě S3 (při periodě snímání ∆t ≈ 0.5 s) – viz obr. 2: Fyzikální model RH komory - Test8, čidlo S3 0.12 sonda3

koncentrace KCl [hm. %]

0.10

0.08

0.06

0.04

cu 0.02

cp 0.00 0

20

40

60 80 čas na modelu [s]

100

120

Obr. 2. Průběh naměřené koncentrace na spodní sondě S3 Fig. 2. Time response of concentration in the lower sensor S3

Obecně je z průběhů koncentrací na čidlech zřejmých několik skutečností: • zahájení a průběh prodmýchávání oceli inertním plynem (argonem) lze aproximačně uvažovat ve tvaru Heavisideova jednotkového skoku a tím lze průběhy koncentrací chápat jako přechodové charakteristiky, • u prvního překmitu je v počáteční fázi patrné určité

dopravní zpoždění, které je dáno dobou od injektáže stopovací látky do její registrace čidlem. U dalších cyklů (překmitů) není už uvedená skutečnost přímo a navenek patrná. Existující dopravní zpoždění sice pořád působí, ale je skryté, latentní, „vnitřní“. Jak je vidět z obr. 2, počáteční koncentrace lázně není nulová, ale odpovídá zbytkové (přirozené) vodivosti modelové kapaliny (vody). Z tohoto důvodu, ale i z důvodu porovnání průběhů na všech snímačích ve všech experimentech, bylo vhodné zavést normovanou (bezrozměrovou) koncentraci lázně podle vztahu cn (t) =

c(t) − c p cu − c p

[−] ,

(1)

kde je t – čas [s], c(t) – naměřená koncentrace zabarvené vody [hm. %], cp – počáteční hodnota koncentrace [hm. %], cu – ustálená (konečná) hodnota koncentrace [hm. %]. Ze vztahu (1) je zřejmé, že počáteční hodnota normované koncentrace bude nulová a konečná (ustálená) hodnota bude rovná jedné.

4. Identifikace soustavy Na základě teoretických znalostí a zkušeností bylo v počáteční fázi odhadnuto, že přechodový děj zkoumané soustavy připomíná kmitavou proporcionální soustavu se setrvačností 2. řádu. Tato soustava by mohla být fyzikálně adekvátní pro zkoumaný děj, protože pro kapalinu lze definovat hydraulickou kapacitu i hydraulickou indukčnost [1]. Nicméně, výsledky deterministických identifikačních metod ukázaly na nevhodnost a nepoužitelnost tohoto modelu (protože pomocí něj nelze dosáhnout potřebného tlumení a současně odpovídající periody přechodového děje). Neúspěch první „heuristické“ identifikace naznačil nutnost použití složitějšího matematického modelu. Je možné buď vyjít z fyzikálně-matematického popisu dějů v soustavě anebo použít aproximace chování pomocí tzv. kompartmentů, které pak mohou vést k poměrně jednoduchým, avšak dostatečně přesným fyzikálně adekvátním modelům. V analyzovaném případě tento přístup vedl k použití tzv. anizochronní soustavy. 4.1 Přístupy k řešení Exaktní fyzikálně-matematický (teoretický) popis dějů při vakuování oceli argonem by byl velice složitý a vedl by k soustavě nelineárních parciálních diferenciálních rovnic popisujících přenos hybnosti, tepla, složek s budicí funkcí ve tvaru rovnice tzv. deterministického chaosu (probublávání argonu). Takovýto systém by byl řešitelný pouze numericky, prostřednictvím tzv. CFD (Computational Fluid Dynamics) programů (např. programu Fluent). Uvedený přístup je pro RH proces

7

Výroba oceli do určité míry popsán v literatuře, např. [2 ÷ 5], rovnice probublávání plynu jsou např. uvedeny v [6]. Dalším vhodným řešením je použití tzv. kompartmentů [7]. Kompartment je fiktivní prvek vzniklý soustřeďováním a oddělováním vlastností objektu na určitých úsecích prostoru. Je to tedy takový myšlený prvek náhradního (prostorově dekomponovaného diskrétního) a mnohdy intuitivního modelu, který na zvolené části geometrického prostoru analyzovaného 3D objektu izoluje a soustřeďuje jedinou sledovanou vlastnost tohoto objektu. Pojem kompartmentu se stal zvláště cenným nástrojem při analýze velmi komplikovaných dynamických jevů, u nichž často ani nejsme schopni exaktní matematický popis – ve smyslu spojitě rozložených parametrů – formulovat. Příkladem používání jsou „méně exaktní“ vědní obory fyziologie, biologie, ekologie, kde exaktní modely není možno sestavit. V tradičních „exaktních“ oborech přírodních a technických věd se užívání termínu kompartment nevžilo, i když je užitečné. V analyzovaném případu chování dějů v modelu LP s RH komorou lze po intuitivní prostorové diskretizaci kontinua (lázně) dospět ke dvěma proti sobě působícím kompartmentům, označeným jako „tlakové síly“ 1 a 2 (obr. 1). 4.2 Anizochronní proporcionální soustava 1. řádu V literatuře [8] je uvedeno několik příkladů hereditárních (z lat. heres, heredis = dědic, tj. „dědičných“) systémů, tzn. systémů se zcela libovolně definovaným zpožděním, soustředěným i rozloženým. Právě prvek zpoždění indukoval název hereditární, tj. systém „dědící“ vlastnosti a chování předchozích „předků“, tzn. stavů. Matematická analýza již od počátku 20. století (např. V. Volterra) budovala aparát popisu hereditárních jevů a systémů pomocí funkcionálních diferenciálních rovnic, resp. diferenciálních rovnic s posunutím v argumentu. Pro jejich řešení ve funkcionálním prostoru je nutné znát tzv. počáteční funkce (nejenom počáteční hodnoty jako v prostoru stavovém), které určují rozložení, či přesněji chování výstupních proměnných na počátečním („prehistorickém“, „rozběhovém“) intervalu. V dalším budeme uvažovat jednoduchou základní anizochronní proporcionální soustavu (model) se setrvačností 1. řádu (se zpožděním na vstupu i ve zpětné vazbě, dále s označením Sap1) s Laplaceovým (L) přenosem:

8


G( s ) =

k1 ⋅ e −Tdu s T1s + e

−Tdy s

=

k1 ⋅ exp( −Tdu s ) = T1s + exp( −Tdy s )

Y( s ) M ( s ) = = U( s ) N( s )

,

(2)

kde je k1 – koeficient statické citlivosti (≈ koeficient přenosu) modelu (soustavy), T1 – časová konstanta fáze přechodu ≈ časová konstanta soustavy [s], Tdu – dopravní zpoždění vstupní veličiny soustavy [s], Tdy – dopravní zpoždění výstupní veličiny ve zpětné vazbě [s], Y(s) – Laplaceův obraz výstupu, U(s) – Laplaceův obraz vstupu, M(s) – čitatel přenosu (nuly soustavy), N(s) – jmenovatel přenosu (póly přenosu, charakteristická rovnice). Pojem anizochronní ukazuje na „nesoučasnost“ kauzálních vztahů v zobecněné funkcionální stavové formulaci soustavy (systému) ve tvaru vektorové funkcionální diferenciální rovnice [8]. Pro lineární systémy a nulové počáteční funkce i podmínky je možné aplikovat obrazový popis těchto systémů (tj. pomocí L-transformace veličin) a stavová formulace přechází na jednoduchý tvar. Přenosu (2) odpovídá lineární diferenciální rovnice 1. řádu s posunutím v argumentu (s posunutým argumentem) s konstantními koeficienty, která má tvar:

T1 y' ( t ) + y( t − Tdy ) = k1u( t − Tdu ) .

(3)

Exaktní (přesné) řešení chování anizochronní soustavy 1. řádu je možné pomocí určení kořenů charakteristické rovnice soustavy, vycházející z L-přenosu (2). Charakteristická rovnice (která je transcendentní ve tvaru tzv. kvazipolynomu, či česky kvazimnohočlenu a připouští tedy neomezený počet řešení v komplexním oboru – viz [8]) je pro tuto soustavu následující: N ( s ) = T1s + e

−Tdy s

= T1s + exp( −Tdy s ) = 0 .

(4)

Její řešení v komplexním oboru je možné pomocí speciální funkce komplexní proměnné, tzv. Lambertovy W – funkce [9] (v programu Matlab má označení lambertw), odkud po přehlednějším a jednodušším označení Tdy = Td, dostaneme:

⎛ T W ⎜⎜ − d T s( Td ,T1 ) = ⎝ 1 Td

⎞ ⎟⎟ ⎠.

(5)

Pro názornější pohled v 2D rovině lze např. zvolit T1 = 10 s a znázornit (obr. 3) závislost reálné a imaginární části řešení (5) charakteristické rovnice (4) na parametru dopravní zpoždění Td ∈ (0, 20) s:


Výroba oceli

G1 x1(t)

u(t)

Sap1

Q(s)

G2

+

y(t)

_

C(s)

x2(t) Sp1

Obr. 5. Blokové schéma mRH Fig. 5. Block diagram of mRH

Obr. 3 Reálná a imaginární část řešení charakteristické rovnice Sap1 Fig. 3 Real and imaginary part of characteristic equation Sap1 solution

Z průběhů grafů na obr. 3 je zřejmých několik skutečností a jsou zde viditelné významné body (označené šipkami). Grafické znázornění těchto mezních hodnot změn charakteru přechodové funkce je uvedeno na obr. 4: Přechodové děje Sap1 0

1/e 0.37

0.59

silně slabě aperiodický

1

π/2 1.57

tlumeně stabilně nestabilně kmitavý, periodický

Tdy T1

Obr. 4. Přechodové děje modelu Sap1 Fig. 4. Transient effects of model Sap1

Model platí pro libovolný snímač S1, S2 nebo S3, označení Q(s) znamená L-obraz průtoku argonu, C(s) je L-obraz koncentrace. Jde tedy o zapojení dvou paralelně a proti sobě působících proporcionálních (setrvačných) členů, a to jednoho anizochronního a druhého klasického izochronního. Zobecněná funkcionální, resp. anizochronní stavová formulace navrženého modelu RH procesu má tvar: 1 ⎫ ⎧ dx1( t ) k1 ⎪ dt = T ⋅ u( t ) − T ⋅ x1( t − Td1 )⎪ 1 1 ⎪ ⎪ ⎪ ⎪ dx2 ( t ) k 2 1 ⎪⎪ dt = T ⋅ u( t ) − T ⋅ x2 ( t ) = ⎪⎪ 2 2 ⎬ ⎨ k1 − 1 1 ⎪ ⎪ u ( t ) x ( t ) = ⋅ − ⋅ 2 ⎪ ⎪ T2 T2 ⎪ ⎪ ⎪ ⎪ ⎪⎭ ⎪⎩ y( t ) = x1( t ) − x2 ( t )

(6)

4.3 Rozdílový kompartmentový model Na základě schématu mLP a mRH, jako i průběhů koncentrací, byl navržen zjednodušený, tzn. minimální (vycházející z použití principu tzv. Occamovy břitvy: „modely nemají být složitější než je nezbytně nutné“) lineární fyzikálně adekvátní model chování koncentrace oceli v LP s RH komorou při jejím prodmýchávání a vakuování. Tento model vycházel z protipůsobení kompartmentů („tlakových sil“) 1 a 2 (podle obr. 1) a v minulosti byl tento princip s úspěchem použit pro samotný model licí pánve mLP [10]. Popisovaný děj byl chápán ve tvaru kybernetického modelu, který je možné přehledně znázornit pomocí blokového schématu na obr. 5:

4.4 Modelování a simulační identifikace modelu Rozdílový kompartmentový anizochronní model byl podle obr. 5 namodelován v grafickém tvaru v prostředí programu Simulink. Pomocí simulační parametrické identifikace byl pak identifikován v prostředí programu Matlab. Podstatně jednodušší však bylo modelování a parametrická identifikace v prostředí simulačního programu 20-sim 2.3 Pro Shareware [11], a to pomocí zápisu v textovém tvaru, vycházejícího ze soustavy rovnic (6). Grafický výstup výsledku simulační identifikace v programu 20sim je viditelný na obr. 6:

9

Výroba oceli

Hutnické listy č.2/2008 Výsledky analýz budou dále rozvíjeny a použity: • pro optimalizaci režimu práce prodmýchávání (stanovení jeho optimálního průtoku) v daném zařízení RH • k určení tzv. cirkulačního hmotnostního (anebo objemového) průtoku kapaliny (oceli) přes komoru, který nelze přímo měřit (a to ani v modelových podmínkách, hlavně vzhledem k přívodu argonu), • jako i pro výuku na VŠB-TU Ostrava. Práce vznikla v rámci řešení grantového projektu č. 106/07/0407 za finanční podpory Grantové agentury České republiky.

Obr. 6. Výsledky experimentálního měření přechodové charakteristiky mRH a jejího aproximovaného průběhu Fig. 6. Results of experimental measurement of transient characteristic mRH and its approximation

Z obr. 6 je zřejmé, že model a jeho simulační parametrická identifikace poskytují přijatelné a využitelné výsledky. Pro normované hodnoty koncentrace z čidla S3 v experimentu Test8 byly získány následující hodnoty (uvedené po zaokrouhlení na desetiny) parametrů rozdílového anizochronního modelu: k1 = 5.2, T1 = 8.2 s, T2 = 12.8 s, Td = 7.5 s.

5. Závěr Příspěvek popisuje přístup k hledání vhodného kyberneticko-matematického modelu chování zařízení licí pánve s RH komorou pomocí signálu naměřené a normované koncentrace stopovací látky ve zmenšeném fyzikálním modelu. Procesy probíhající při vakuování pomocí dmýchání plynu (argonu) byly zjednodušeně aproximovány pomocí Heavisideova jednotkového skoku a odezvu koncentrace pak bylo možné chápat jako přechodovou charakteristiku soustavy. Její tlumeně kmitavý průběh byl modelován pomocí kompartmentového kombinovaného (rozdílového) modelu, obsahujícího anizochronní proporcionální soustavu 1. řádu.

Literatura

[1]

NOSKIEVIČ, P. Modelování a identifikace systémů. Ostrava: MONTANEX, 1999. 276 s. [2] KLEIMT, B. et al. Dynamic process model for denitrogenation and dehydrogenation by vacuum degassing. In Proceedings of 1st International Conference on Process Development in Iron and Steelmaking, 7-8 June 1999, Lulea, Sweden. 25 p. [3] KLEIMT, B., KÖHLE, S. & JUNGREITHMEIER, A. Dynamic model for on-line observation of the current process state during RH degassing. Steel research 72 (2001), pp. 337-345. [4] KLEIMT, B., KÖHLE, S. & JUNGREITHMEIER, A. Model based on-line observation of the vacuum circulation (RH) process. In Proceedings of ICS 2001, 10 p. [5] ALMEIDA, A. T. P. et al. Physical Modeling of Vacuum Decarburization in an RH Degasser. AISTech 2006 Proceedings - Volume 1, pp. 761-770. [6] BARTRAND, A. High Resolution Experimental Studies and Numerical Analysis of Fine Bubble Ozone Disinfection Contactors. Ph.D. thesis. Drexel University. 2006, 311 p. [7] ZÍTEK, P. Simulace dynamických systémů. 1. vyd. Praha : SNTL, 1990. 420 s. [8] ZÍTEK, P. & VÍTEČEK, A. Návrh řízení podsystémů se zpožděními a nelinearitami. 1. vyd. Praha : Vydavatelství ČVUT Praha, 1999. 165 s. [9] WEISSTEIN, E. W. Lambert W-function [online]. Available from www: [10] MORÁVKA, J., MICHALEK, K. & KOHOUT, J. Matematické zpracování přechodových dějů při prodmýchávání oceli v licí pánvi. In Sborník příspěvků 22. konference s mezinárodní účastí Výpočtová mechanika 2006, Hrad Nečtiny, 6.-8.11 2006. Plzeň : ZČU, listopad 2006, Volume II, s. 379-386. [11] ZÍTEK, P. & PETROVÁ, R. Matematické a simulační modely. 1. vyd. Praha : skripta FS ČVUT Praha, 1996. 128 s.

Recenze: Prof.Ing. Zdeněk Adolf, CSc.

10


Výroba neželezných kovů

výroba neželezných kovů Mikrostrukturní charakteristiky Ti50-Ni40-Cu10 studované pomocí metod TEM Ing. Ivo Szurman,1., Prof. Ing. Miroslav Kursa,CSc.1., RNDr. Antonín Dlouhý,CSc.2,1 VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, 2Ústav fyziky materiálů AV ČR, Žižkova 22, 616 62 Brno Slitina obsahující 40 at. % Ni, 50 at. % Ti a 10 at. % Cu je považována za standardní slitinu s jevem tvarové paměti ze systému Ni-Ti-Cu. Pozorování mikrostruktury je možno provádět pomocí světelné optické mikroskopie, ovšem mnohem efektivnější je použití elektronové mikroskopie, ať už SEM či TEM. Experimentální slitina byla připravena ve vakuové indukční peci v grafitovém kelímku a následně byla tvářena a tepelně zpracovávána. Použité vzorky byly ve formě drátu o průměru 2,3 mm. Tento článek je zaměřen na pozorování mikrostruktur slitiny Ni-Ti-Cu po různých typech tepelného zpracování pomocí transmisní elektronové mikroskopie.

Úvod Slitiny ze systému Ni-Ti-Cu, které bývají připravovány legováním Cu na úkor Ni v množství do cca 30 at. %, vykazují obdobně jako binární slitiny Ni-Ti tvarově paměťové projevy. Taktéž přídavek Cu snižuje vysoký vliv složení na transformační teplotu, transformační hysterezi a deformační napětí v martenzitickém stavu [1]. Množství přidané mědi rovněž významně ovlivňuje způsob přeměny. Přídavek mědi způsobuje tvorbu martenzitu B19. Dle probíhajících transformací ve vztahu k obsahu mědi mohou nastat dva případy [2, 3, 4]: 1) při obsahu Cu do 5 at. % (obr.1), dochází k transformaci jako u slitin binárních (Ni-Ti). Probíhá tedy jednostupňová transformace B2→B19´. 2) pokud je obsah Cu ve slitině vyšší než cca 7 at. % (obr. 1), dochází k transformaci vysokoteplotní B2 fáze na martenzit B19 a následně na martenzit B19´. Transformační sled je tedy možno vyjádřit jako B2→B19→B19´.

ochlazování kubické fáze B2, mají nižší krystalovou symetrii než výchozí fáze B2. Při existenci definované krystalografické relace mezi mateřskou fází (B2 austenitem) a dceřinnými fázemi (martenzitem R nebo B19´) vede nižší symetrie martenzitických krystalů k možnosti formovat více krystalografických variant martenzitu uvnitř jednoho původně austenitického zrna. Saburi uvádí existenci čtyř krystalograficky ekvivalentních variant pro martenzit typu R, B2 šesti variant martenzitu B19 a dvanácti variant pro martenzit typu B19´ [5, 6].

Technika TEM umožňuje kombinovat morfologickou informaci získanou z obrazu, který se formuje ve světlém nebo tmavém poli, s informací z difrakčních snímků pořízených metodou selekční (SAD) nebo konvergentní (CBED) difrakce. Pro tvarově-paměťové slitiny na bázi Ni-Ti-(Me) je charakteristické, že martenzitické fáze R, B19 a B19´, vznikající při

Obr. 1 Vliv obsahu mědi na změnu existenčních oblastí martenzitů B19 a B19´[4] Fig. 1 Influence of copper contents on change of areas of occurrence of martensites B19 and B19´[4]

Experiment Experimentální slitina byla připravena tavením v grafitovém kelímku ve vf. indukční vakuové peci. Před vlastním tavením byla pec evakuována a 3x propláchnuta Ar 6N. Poté byla slitina vakuově přetavena. Odlití materiálu bylo provedeno do grafitové kokily. Takto byl získán ingot kruhového průřezu o

11



průměru 10 mm a výšce 300 mm. Pro přípravu předmětných slitin je nutno použít co nejčistších vstupních materiálů, aby byla zajištěna požadovaná kvalita připravené slitiny a uspokojivě nízký obsah plynů. V tomto případě bylo použito Ni 4N (nečistoty C 0.01 %, Fe 0.0048 %, Al < 0.0002 %, Ti 0.0056 %, O2 0.002 %, N2 0.0002 %), tvářený Ti 2N8 (nečistoty C 0.025%, Fe 0.016 %, Al < 0.002 %, Ni 0.051 % O2 0.061 %, N2 0.0002 %). Vsázka byla v kelímku rovněž vhodně uspořádána, přesně v souladu s prací [7]. Tímto způsobem byla připravena slitina s následujícími obsahy nežádoucích prvků: O2 – 0,0548, N2 – 0,0013, C – 0,035 hm. %. Po metalurgické přípravě slitiny bylo provedeno tváření, a to kombinacemi rotačního kování za teploty 850°C a následného tažení. Touto technologií byl připraven drát o průměru 2,3 mm. Připravené vzorky drátu (délka cca 60 mm) byly podrobeny různým způsobům tepelného zpracování. První etapa tepelného zpracování sestávala z rozpouštěcího žíhání a ochlazením ve vodě v režimu 850°C / 30 min. / voda. Tento krok byl proveden v odporové peci s atmosférou Ar 4N6. Druhým krokem bylo stárnutí slitiny za nízkého tlaku při teplotě 500°C a různých dobách setrvání v peci. Přehled vzorků je uveden v tab. 1.

Výsledky a diskuse TEM snímky na obr. 2 zobrazují mikrostrukturu vzorku A a SAD z oblasti karbidické částice vymezené kruhovou selekční clonou. Vzhledem k transformačním teplotám zjištěným metodou DSC pro materiálový stav A a vzhledem k teplotě elektrolytu použitého pro přípravu TEM fólií se lze domnívat, že příprava TEM fólie ze vzorku A probíhala při teplotě blízké hodnotě M1f. Této skutečnosti odpovídá i podíl fází na obr. 2a, kde podstatná část mikrostruktury je tvořena fází B19. Difraktogram na obr. 2b potvrzuje přítomnost karbidických částic TiC. Symetrie difraktogramu odpovídá zóně osy krystalografických rovin [111]TiC. Zatímco přítomnost karbidických fází byla v mikrostruktuře slitiny potvrzena, ve studovaných fóliích se nepodařilo detekovat oxidickou fázi Ti4Ni2O.

Tab. 1 Přehled vzorků. Table 1 Summary of samples Rozp. žíhání

stárnutí

A

850°C/30 min/voda

500°C/30 min

B

850°C/30 min/voda

500°C/30 min

Vzorky pro TEM byly odebrány z objemu komponenty elektrojiskrovým řezáním. Standardní držáky TEM fólií jsou řešeny tak, aby nesly fólii ve formě terčíku o průměru cca 3 mm. Nařezané plátky tloušťky cca 0,6 mm byly dále ztenčovány mechanicky broušením na metalografických papírech na tloušťku cca 0,15 mm. Při této operaci je třeba zajistit dobrý odvod vyvinutého tepla a, v případě austenitických fólií, nepoužívat vysokou přítlačnou sílu vzorku k brusnému papíru proto, aby bylo zamezeno vzniku fáze B19´ indukované mechanickým napětím. Při přípravě TEM fólie je důležité věnovat pozornost tepelnému režimu během manipulace se vzorkem. Z tohoto důvodu bývá obecně výhodnější volit podmínky následného elektrolytického ztenčování fólie (v zařízení TENUPOL firmy Struers) tak, aby teplota elektrolytu během procesu neklesla pod +10°C. Uvedenou podmínku lze splnit při použití elektrolytu 95% CH3COOH a 5% HClO4. Proud elektrolytu tryskami je třeba volit ve střední části stupnice. Oplach perforované fólie byl proveden v kádince s destilovanou vodou s několika kapkami čpavku a následně v čistém etanolu. Výsledkem procesu jsou TEM fólie s dostatečně tenkými oblastmi pro pozorování mikrostruktury při urychlovacím napětí elektronů 120 a 200 kV.

12

Obr. 2a Mikrostruktura vzorku A. TEM světlé pole s vyznačením polohy selekční clony při difrakční analýze precipitátu Fig. 2a Microstructure of the sample A. TEM of light field with marked position of selective shutter at diffraction analysis of precipitate

Obr. 2b Difrakce dokumentující přítomnost karbidické fáze TiC v matrici fáze B19 (zóna [111]TiC) Fig. 2b Diffraction documenting presence of carbidic phase TiC in the matrix of the phase B19 (zone [111]TiC)

Malý objemový podíl výchozí fáze B2 nalezený v TEM fóliích a dokumentovaný na obr. 3 svědčí o skutečnosti, že transformace B2 → B19 není při teplotě přípravy fólie a jejím pozorovaní metodou TEM dosud zcela ukončena. Jak je patrné z obr. 3, výchozí fáze B2 obsahuje nezanedbatelnou hustotu dislokací, která patrně souvisí se zpracováním ternární slitiny při její přípravě a velmi



pravděpodobně stabilizuje tuto fázi při tepelném režimu během přípravy a průběhu TEM pozorování.

Obr. 4b Dislokační struktura ve zbytkové fázi B2 nalezené v majoritní fázi B19 Fig. 4b Dislocation structure in residual phase B2 found in the majority phase B19 Obr. 3 Mikrostruktura vzorku A. Dislokace ve zbytkové fázi B2 nalezené v majoritní fázi B19 Fig. 3 Microstructure of the sample A. Dislocation density in residual phase B2 found in majority phase B19

Výsledky téměř shodné s těmi, které byly dosaženy pro vzorek A, jsou prezentovány i pro vzorek B. Na obr. 4a je přehledový snímek dokumentující přítomnost fází B19 a B2 a na obr. 4b je detailní pohled na dislokační strukturu nacházející se ve zbytkové fázi B2 po tepelněmechanickém zpracování ternární slitiny. Přesto, že se doba výdrže na teplotě stárnutí pro vzorky A a B významně liší, v mikrostruktuře těchto dvou materiálových stavů se metodou TEM nepodařilo nalézt významné rozdíly, konkrétně se nepodařilo detekovat žádné další precipitáty sekundárních fází.

V další fázi byly provedeny experimenty s teplotním cyklem během TEM pozorování. K těmto experimentům byla vybrána TEM fólie ze vzorku B. Tato fólie byla vložena do držáku Gatan 636-DH, který umožňuje řízeným způsobem měnit teplotu vzorku v rozmezí od –170 do 110°C [8]. Cílem těchto experimentů bylo zejména vyvolat ohřátím fólie zpětnou transformaci B19 → B2 a pokusit se charakterizovat stav mikrostruktury austenitické fáze B2. Výsledek získaný během ohřevu vzorku je dokumentován na obr. 5a, kde je zachyceno jedno zrno polykrystalu při teplotě 24,7°C a na obr. 5b pak stejné zrno při teplotě 90,0°C.

Obr. 5a Mikrostruktura vybraného zrna vzorku B při teplotě 24,7°C Fig. 5a Microstructure of selected grain of the sample B at the temperature 24.7°C Obr. 4a Mikrostruktura vzorku B. Typické uspořádání variant fáze B19 tvořící strukturu minimalizující elastickou energii martenzitu Fig. 4a Microstructure of the sample B. Typical arrangement of variants of the phase B19 forming a structure minimising elastic energy of martensite

Obr. 5b Mikrostruktura vzorku B při teplotě 90,0°C. Stejné zrno je zobrazeno během insitu teplotního cyklu v TEM po zpětné transformaci B19 →B2 Fig. 5b The same grain at temperature 90°C is shown during in-situ temperature cycle in TEM after reverse transformation B19 →B2

13

Výroba neželezných kovů Odpovídající difrakční snímky prezentované na obr. 6 jednoznačně potvrzují, že zpětná transformace B19 → B2 se uskutečnila v očekávaném teplotním intervalu a že mikrostruktura je při teplotě 90°C tvořena téměř výhradně fází B2. Další pozorování při teplotě 90°C jasně prokázala, že v mikrostruktuře ternární slitiny nedochází k precipitaci niklem bohatých fází. V důsledku artefaktů vznikajících na površích TEM fólie při relaxaci oxidické vrstvy po přímé a zpětné martenzitické transformaci se však nepodařilo zjistit, zda výchozí fáze B2 obsahuje po tepelném zpracování zbytkovou dislokační hustotu.


Závěr Byla provedena příprava slitiny ve vakuové indukční peci a rovněž byly připraveny dráty vhodné pro další experimenty. Během studia mikrostruktur metodami TEM bylo zjištěno, že v mikrostruktuře zkoumaných vzorků jsou přítomny karbidické částice, související s procesem přípravy slitiny v grafitovém kelímku. Nebyly nalezeny oxidické inkluze typu Ti4Ni2O. Při porovnání materiálových stavů A a B bylo zjištěno, že i přes podstatný rozdíl v tepelném zpracování vzorků nejsou rozdíly mikrostruktur výrazné. Netvoří se zde žádné další fáze, na rozdíl od binárního Ni-bohatého systému Ni-Ti. Slitina Ni40-Ti50-Cu10 transformuje podle schématu B2→B19→B19´. Pro dané podmínky přípravy a průběhu TEM pozorování se podařilo nalézt dominantní fázi B19 a zbytkovou fázi B2 stabilizovanou dislokacemi. Dosažené výsledky byly získány v rámci řešení projektu MSM 6198910013 „Processes of preparation and properties of high-purity and structurally defined special materials “. Literatura

Obr. 6a Difrakce pořízené ze stejného místa vzorku B během in-situ teplotního cyklu v TEM při stejném náklonu fólie. SAD v ose zóny [101]B19 při teplotě 13,1°C (odpovídá mikrostruktuře na snímku 4a) Fig. 6a Diffraction patterns taken at the same place of the sample B during in-situ temperature cycle at TEM with identical inclination of the foil. SAD in the axis of the zone [101]B19 at the temperature 13.1°C (it corresponds to the microstructure in the Fig. 4a)

[1] RONG, L., MILLER, D. A., LAGOUDAS, D. C.: Transformation behavior in a thermomechanically cycled TiNiCu alloy, Metallurgical and materials transactions A, Vol. 32A, 2001, p. 2689 – 2693. [2] NAM, T.H. et al.: Effect of thermal cycling on martensitic transformation temperatures in Ti-Ni-Cu shape memory alloys, Materials science and technology, vol. 16, 2000, p. 1017. [3] RONG, L., MILLER, D.A., LAGOUDAS, D.C.: Transformation behavior in a thermomechanically cycled TiNiCu alloy, Metallurgical and materials transactions A, Vol. 32A, 2001, p. 2689. [4] TANG, W. et al.: Experimental investigation and thermodynamic calculation of the Ti-Ni-Cu shape memory alloys, Metallurgical and materials transactions A, vol. 31A, 2000, p. 2423. [5] SABURI T., in: Shape Memory Materials, eds. K. Otsuka and C.M. Wayman, Cambridge University Press, 1998, Cambridge, pp. 49-96. [6] DLOUHÝ, A. et al.: Mikrostrukturní analýzy slitin na bázi Ni-Ti a Ni-Ti-Cu, Zpráva 3511/06, Brno 2006 [7] ZHONGHUA, Z. et al.: On the reaction between NiTi melts and crucible graphite during vacuum induction melting of NiTi shape memory alloys, Acta Materialia, vol. 50, 2005, p. 3971 [8] DLOUHÝ, A. et al.: Multiple-step martensitic transformations in Ni-rich NiTi alloys--an in-situ transmission electron microscopy investigation, Philosophical Magazine Vol. 83, No. 3, 2003, p. 339-363.DLOUHÝ, A. et al.: Phil. Mag. A 83, 339 (2003).

Recenze: Prof. Ing. Jaromír Drápala, CSc. Obr. 6b Difrakce pořízené ze stejného místa vzorku B během in-situ teplotního cyklu v TEM při stejném náklonu fólie. SAD v ose zóny [111]B2 při teplotě 90,0°C (odpovídá mikrostruktuře na snímku 4b). Fig. 6b Diffraction patterns taken at the same place of the sample B during in-situ temperature, cycle at TEM with identical inclination of the foil. SAD in the axis of the zone [111]B2 at the temperature 90.0°C (it corresponds to the microstructure in the Fig. 4b).

14



The Equilibrium Crystallization of Three-Component Solid Solution Alloys Rovnovážná krystalizace ternárních slitin tuhých roztoků Prof. Jevgenij Vasilevič Sidorov, dnt. a,Prof. Ing.Jaromír Drápala, CSc.b, aVladimir State University, Department of Casting Processes and Constructional Materials; 87, Gorky St., Vladimir, 600000, Russian Federation, b Vysoká škola báňská - Technical University of Ostrava, Faculty of Metallurgy and Materials Engineering; Department of Non-ferrous Metals, Refining and Recycling; 15., Av. 17. listopadu, 708 33 Ostrava - Poruba, Czech Republic, Equilibrium crystallization of continuous solid solution alloys in three-component systems has been investigated. It is shown that in any three-, four- and multi-component alloy with unrestricted solubility in liquid and solid states the equilibrium crystallization is realized by analogy with a two-component alloy due to the diffusion decomposition of liquid and the diffusion interaction with the solid phase which precipitated previously. More complex processes of the equilibrium crystallization realization in these multi-component systems have been discovered. It is shown that when temperature decreases, initially non-equilibrium liquid and solid phases are formed on the basis of the available equilibrium liquid phase by the diffusion decomposition, and the equilibrium solid phase which was present before the temperature decrease is preserved, and the diffusion interaction leads to the composition and mass change of all available phases, bringing the system into a new equilibrium state. Computer program has been developed and the equilibrium crystallization of different alloy compositions in three-component system has been calculated. In the course of crystallization alloy compositions and alloy fractions formed due to the diffusion decomposition and the diffusion interaction were determined. It is shown that in the upper region of the crystallization range of any composition a large alloy fraction is crystallized by the diffusion decomposition and in the lower region – by the diffusion interaction. This must be one of the main reasons for the process deviation from the equilibrium course during solid solution crystallization. Byla studována rovnovážná krystalizace nepřetržitých tuhých roztoků v tříkomponentních systémech. Bylo zjištěno, že v libovolné tří-, čtyř- a vícekomponentní slitině s neomezenou rozpustností v kapalné a tuhé fázi probíhá rovnovážná krystalizace analogicky jako u binárních systémů díky difuznímu rozpadu taveniny a difuzní interakci s dříve vyloučenou tuhou fází. Současně byly zjištěny mnohem složitější procesy realizace rovnovážné krystalizace v těchto multikomponentních systémech. Při poklesu teploty v přítomné rovnovážné kapalné fázi na úkor difuzního rozpadu vzniká primárně nerovnovážná tuhá a tekutá fáze, avšak tuhá fáze se po snížení teploty uchová. Difuzní interakce má za následek změnu všech existujících fází z hlediska složení i hmotnosti vedoucí systém k novému rovnovážnému stavu. Byl vytvořen počítačový program a proveden výpočet rovnovážné krystalizace různých slitin v ternárním systému. V průběhu procesu krystalizace bylo stanoveno složení a podíly slitin vznikající v důsledku difuzního rozpadu a interakce. Bylo zjištěno, že v horní části intervalu krystalizace libovolného složení krystalizuje velký podíl slitiny díky difuznímu rozpadu a v dolní části intervalu krystalizace na úkor difuzní interakce. To je pravděpodobně jednou z hlavních příčin odklonu procesu od rovnovážného rozvoje při krystalizaci tuhých roztoků.

1. Introduction It is well-known that equilibrium crystallization of solid solution alloys is realized through two processes taking place simultaneously – the formation of crystals as a result of the diffusion “decomposition” of liquid owing to the temperature decrease and the diffusion “interaction”, i.e. the composition change of the previously precipitated phases up to a new equilibrium composition. The first process results from the component diffusion in the liquid phase, the second one is realized by means of the component diffusion between the liquid and solid phases and in the solid phase volume. These both processes take place simultaneously and if they are realized completely in the crystallization range they ensure equilibrium between the liquid and solid phases as far as the mass and the

component content in both phases are concerned. This process is studied in detail for two-component metallic systems and described analytically for the case of the straight liquidus and solidus lines [1, 2]. In a twocomponent system the liquid phase composition changes along the liquidus line and the solid phase composition along the solidus line, and the tie-line plotted at any temperature in the crystallization range indicates corresponding equilibrium compositions of the liquid and solid phases (fig. 1). Temperature decrease by t leads to the formation of the solid phase fraction with the mass mDEC and composition CS.E + CS and a new liquid phase of the composition CL.E + CL which are formed as a result of the diffusion decomposition of the liquid with the composition CL.E (being equilibrium for the temperature t). Simultaneously diffusion interaction of the solid phase of the mass mS.E which

15



existed earlier (being equilibrium for the temperature t) and composition CS.E with the liquid of the composition CL.E + CL takes place, this leading to the change of the composition CS.E up to the new equilibrium composition CS.E + CS and the mass increment of the solid phase by the value mIA. Accordingly, after these processes’ realization the alloy comes to the equilibrium state for the temperature t – t by the mass and the composition of both phases.

Here mS.E and mL.E are mass fractions of the solid and liquid phases at the temperature under consideration. As at any temperature mS.E + mL.E = 1 from equation (1) we derive:

mLt . E 

Co  CSt .E CLt .E  CSt . E

(2)

mSt .E 

CLt .E  Co CLt .E  CSt .E

(3)

Thus at temperatures t and t – t compositions of both t

t  t

t

t  t

phases are known ( CL. E , CS . E , C L. E , CS . E ) and t

mLt . Et ,

t

also their mass fractions ( mL. E , mS . E ,

mSt .Et ).

Fig. 1. Phase diagram of the two-component system A – B with isothermal sections at t and t – t.

2. Theory In any multi-component alloy with unrestricted component solubility in liquid and solid states the equilibrium crystallization is realized also through the diffusion decomposition of the liquid and the diffusion interaction of the liquid with the solid phase which precipitated earlier. However in compound systems one should expect some differences in the realization processes of the equilibrium crystallization. Let us examine the equilibrium crystallization of the three-component solid solution alloy of the A – B – C system in which component melting temperatures relate as tB > tC > tA. In fig. 2 such system with two isothermal sections at the temperatures t and t – t is represented, where tie-lines at these temperatures for alloy Co and also compositions of the coexisting equilibrium liquid and solid phases

CLt .E , CLt . Et ,

CSt . E , CSt .Et are shown. Masses of the equilibrium liquid and solid phases for any temperature in the crystallization range are determined with regard to the law of constant amount of any alloy component: (1) mS.E CS.E + mL.E CL.E = Co

16

Fig. 2. Isothermal sections of the phase diagram of the ternary system A – B – C at t and t – t (tB > tC > tA). Let us analyze now crystallization process of the composition Co in the three-component system A – B – C according to fig. 2 taking into account decomposition and interaction. When temperature decreases by t, t

from the liquid phase with the mass mL. E

and

composition CL.E, being equilibrium for temperature t, as a result of the decomposition a non-equilibrium solid t  t

phase with the composition CS . N

and a nont  t

equilibrium liquid phase of the composition CL. N

are

formed. These compositions are determined in accordance with the tie-line passing through the t

composition of the equilibrium liquid CL. E .



Based on the well-known principles of the equilibrium crystallization of solid solutions one can determine mass fractions of the non-equilibrium phases, which have been formed, with regard to the law of constant amount of substance in a system:

CLt .E  CSt . Nt t mL.E CLt . Nt  CSt . Nt

(4)

CLt . Nt  CLt .E t  t  t mL.E CL. N  CSt . Nt

(5)

mLt . Nt  t  t S .N

m

general multi-component alloys and two-component ones, in which compositions of the newly available nonequilibrium liquid and solid phases after decomposition coincide with compositions of the equilibrium liquid and solid phases at t – t (fig. 1). As a result of the diffusion interaction, which is taking place, not only phase compositions must change but their mass fractions either, which after achieving the equilibrium will be equal:

mLt .Et 

Thus, after the diffusion decomposition of the liquid t

t

which had the mass mL. E and the composition CL. E

mSt .Et 

t  t

the new non-equilibrium liquid phase of the mass mL. N t  t

and composition CL. N

and the non-equilibrium solid

t  t S .N

phase with the mass m

t  t

and the composition CS . N

were formed. At the same time the previous solid phase t

t

Co  CSt .Et CLt . Et  CSt .Et

(9)

t  t L. E t  t L. E

C C

 Co  CSt .Et

(10)

The total increment of the solid phase or reduction of the liquid one (m) at the temperature decrease by m will be equal m =

mSt .Et  mSt .E or m =

being

mLt .E  mLt .Et . The fraction of the solid phase which

equilibrium for the temperature t was preserved. The sum of the mass fractions of the phases existing at this stage can be written in the following way:

was formed as a result of the diffusion decomposition of

with the mass mS . E and composition CS . E

mSt .E  mLt . Nt  mSt . Nt  1

(6)

The balance of any alloy component is expressed by equation:

CSt . E mSt .E  CLt . Nt mLt . Nt  CSt . Nt mSt . Nt  Co

(7)

From equation (6) it is evident that

m

t  t L. N

t  t S .N

m

1 m

t S .E

m

t L. E

(8)

t  t

the liquid is equal mDEC = mS . N and is determined by the formula (5). Then the fraction of the solid phase which was formed as a result of the diffusion interaction (mIA) can be determined as the difference:

mIA  mSt . Et  mSt . E  mSt . Nt

(11)

or

mIA 

CLt .Et  Co CLt .E  Co CLt .Nt  CLt .E t mL.E   CLt .Et  CSt .Et CLt .E  CSt .E CLt .Nt  CSt .Nt (12)

Thus, after the first step of the equilibrium crystallization, i.e. the diffusion decomposition of the liquid, the whole system is in the non-equilibrium state which is described by equations (4), (5) and (8). The equilibrium state of the system at the temperature t – t must be in compliance with the availability of the solid t  t

t  t

phase of the composition CS . E

and mass mS . E and t  t

one liquid phase with the composition CL. E and mass

mLt . Et . These compositions are characterized by the tie-line passing through the composition Co at the temperature t – t (fig. 2). Therefore, equilibrium must be achieved as a result of the diffusion change of the t

t  t

t  t S .E

and the change of

two solid phase compositions CS . E and CS . N new equilibrium composition C

t  t

the non-equilibrium liquid composition CL. N

to the

to the

t  t

new equilibrium composition CL. E . These are the essential distinctions between the equilibrium crystallization process of three-component and in

3. Results To study the equilibrium crystallization process the alloy composition 50 % B, 20 % A and 30 % C was chosen in the system with continuous solid solutions and the following component melting temperatures [°C]: tB = 1000; tC = 920; tA = 740; tL = 960; tS = 910; t = tL – tS = 50. In table 1 equilibrium (CL.E, CS.E) and nonequilibrium (CL.N, CS.N) phase compositions for the component B in the crystallization range of the alloy being studied are represented. The data were obtained as a result of the graphic plotting of isothermal sections. Also the table contains the calculated by means of the formulae given above mass fractions of equilibrium (mL.E, mS.E) and non-equilibrium (mL.N, mS.N) phases and the alloy fraction which was formed through the diffusion interaction (mIA). In table 2 several steps of the alloy crystallization and the graphic images of the alloy states are shown.

17



So at the liquidus temperature the alloy composition corresponds to Co and the content of the component B in it is 50 % and the liquid phase mass equals a unity, the solid phase is not available. When temperature decreases by 8 °C the solid phase of the composition CS.E = 68.6 % B and the mass mS.E = mDEC = 0.0837 is formed from the liquid with the composition Co only

through the diffusion decomposition, and the composition of the liquid phase becomes equal CL.E = 48.3 % B and the mass mL.E = 0.916. When temperature decreases further by 8 °C the non-equilibrium solid phase with the composition CS.N = 65.0 % B and the mass mS.N = mDEC = 0.1636 and the non-equilibrium liquid phase of the composition CL.N = 44.67 % B and

Table 1 Data of the equilibrium crystallization process for alloy 50 % B – 20 % A – 30 % C.

t = tL–tPR

mL.E

CS.E [%]

mS.E

[°С]

CL.E [%]

CL.N [%]

0 8 16 24 32 40 48 50

50.0 48.3 45.3 42.0 38.7 34.0 30.3 -

1.0 0.916 0.765 0.594 0.415 0.212 0.0305 0

68.6 65.3 61.7 58.0 54.3 50.6 50.0

0.0837 0.235 0.406 0.586 0.788 0.971 1.0

44.67 41.7 38.4 33.67 30.1 -

the mass mL.N = mDEC = 0.753 are formed from the liquid phase with the composition CL.E = 48.3 % B through the diffusion decomposition. After the diffusion interaction of all coexisting phases the composition of the liquid is equal to CL.E = 45.3 % B and the mass is mL.E = 0.765 and the composition of the solid phase is CS.E = 65.3 % B and the mass mL.E = 0.235. The change of the solid phase mass at the diffusion interaction according to formula (11) was mIA = 0.235 – 0.0837 – 0.1636 = - 0.0123. Correspondingly the liquid phase mass increased by this value (0.0123). Similarly calculations for other temperatures in the crystallization range were performed. At all further steps of crystallization the value mIA was positive, i.e. after the diffusion interaction of the liquid phase with the solid ones the increment of the solid phase and losses of the liquid one took place. When temperature decreased by 48 °C the equilibrium compositions and masses of the liquid and solid phases became equal: CL.E = 30.3 % B; mL.E = 0.0305; CS.E = 50.6 % B; mS.E = 0.971. Temperature decrease by 2 °C (when solidus temperature is reached) leads to crystallization process finishing which corresponds to the formation of the solid phase with the mass mS.E = 1.0 and composition CS.E = Co = 50 % B. The mass increment and the change of the composition of the solid phase at the final step was due only to the diffusion interaction of the liquid phase remainders of the mass mL.E = 0.0305 and composition CL.E = 30.3 % B. That is why at the final step of crystallization mIA = 0. 0305. The plotted diagrams and calculations done by formulae showed that the mIA value in the three-component system for some compositions at definite steps of crystallization can be negative, which is impossible at the crystallization process of two-component solid 18

mL.N 0.753 0.625 0.483 0.311 0.07115 -

CS.N [%] 65.0 61.33 57.6 53.9 50.4 -

mS.N = mDEC

mIA

0.0837 0.1636 0.14 0.111 0.103 0.041 -

-0.0123 0.0308 0.0681 0.0996 0.1417 0.0305

solution alloys. The negative mIA value indicates that during the diffusion decomposition of the liquid in the three-component system a larger amount of the solid phase can be formed than it is needed for the equilibrium state. Therefore the further diffusion balancing of all phase components must lead to the decrease of the solid phase mass and increase of the equilibrium liquid phase mass. In the two-component system during crystallization of continuous solid solutions diffusion interaction between liquid and solid phases definitely results in the increase of the solid phase mass and decrease of the liquid phase mass at any temperature within crystallization range.

4. Conclusion 1.

2.

More complex equilibrium crystallization processes of solid solution alloys in three-, four and multi-component systems have been revealed. It has been discovered that when equilibrium crystallization process is realized in multicomponent alloys and when temperature decreases, at first non-equilibrium liquid and solid phases are formed from the available equilibrium liquid phase by means of the diffusion decomposition, and the diffusion interaction leads to the changing of all available phases regarding their composition and mass, bringing the system into the new equilibrium state.

Acknowledgements This work was solved with the financial support of the Ministry of Education, Youth and Sports of the Czech Republic within the scientific research project CEZ No. 6198910013 „Processes of preparation and



properties of high-purity and structural defined special materials“ and in the frame of solution of the grant project of GA ČR No. 106/06/1190 „Study of crystallization processes in multi-component alloys with the aim to determine regularities of interaction of elements and structure formation".

Literature [1] Пикунов М.В., 1959, Анализ равновесной кристаллизации твёрдого раствора. Изв. вузов Цветная металлургия, № 5, с. 151 – 158. [2] Пикунов М.В., 1959, О кристаллизации твёрдого раствора. ЖФХ, т. XXXIII, вып.10, с. 2253 – 2258.

Table 2. Crystallization process steps for the alloy 50 % B – 20 % A – 30 % C at the temperature decrease by 8, 16 and 24 °С. t = tL–tPR [°С]

0

Graphic image of the alloy state

The process steps and the alloy state at the temperature decrease Initial state mL.E = 1.0 CL.E = Co = 50 % B mS.E = 0

Diffusion decomposition of the liquid phase of the composition CL.E = Co = 50 % B

8

16

Formed: mS.E = mDEC = 0.0837 CS.E = 68.6 % B mL.E = 0.0916 CL.E = 48.3 % B

Diffusion decomposition of the liquid phase of the composition CL.E = 48.3 % B Formed: mS.N = mDEC = 0.1636 CS.N = 65.0 % B mL.N = 0.753 CL.N = 44.67 % B Retained: mS.E = 0.0837 CS.E = 68.6 % B Diffusion interaction and reaching of the equilibrium state Formed: mS.E = 0.235 mL.E = 0.763

24

CS.E = 65.3 % B CL.E = 45.3 % B

mIA = - 0.0123 (the solid phase mass decreased) Diffusion decomposition of the liquid phase of the composition СL. E = 45,3 % B Formed: CS.N = 61.33 % B mS.N = mDEC = 0.14 mL.N = 0.625 CL.N = 41.7 % B Retained: mS.E = 0.235 CS.E = 65.3 % B Diffusion interaction and reaching of the equilibrium state Formed: mS.E = 0.406 mL.E = 0.594

CS.E = 61.7 % B CL.E = 42.0 % B

mIA = 0.0308 Recenze: Doc. Dr. Ing. Monika Losertová

19



Studium rovnovážné, kvazirovnovážné a nerovnovážné krystalizace v ternárních systémech eutektického a peritektického typu Prof. Ing.Jaromír Drápala, CSc. a , Mgr. Zuzana Morávková, Ph.D., a, Prof. Jevgenij Vasilevič Sidorov, dnt.,.b, a VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba ,b Vladimirskij gosudarstvěnnyj universitět, ul. Gorkogo 87, 600000 Vladimir, Ruská federace Termodynamicky rovnovážná data prezentovaná jako projekce křivek či ploch likvidu, solidu a solvu jsou používána často pro studium krystalizace slitin. Pro komplexní využití takových projekcí jsou také požadovány informace o změnách chemického složení po ukončení tuhnutí v daném systému. Byla vypracována teorie pro simulaci a software pro zpracování ternárních systémů pomocí vlastního počítačového programu v MatLab založeném na experimentálních datech. Pro simulaci ideálního, kvaziideálního, eutektického a peritektického typu ternárních systémů byl zvolen polynom druhého stupně. Výsledky výpočtů jsou: tabelární nebo grafický výstup, který umožní komplexní zobrazování ternárních diagramů ve formě izotermických a polytermických řezů, 3-D projekce povrchů ploch likvidu, solidu a solvu, mapování konod pro důležité slitiny při rovnovážné, kvazi- nebo nerovnovážné krystalizaci, výpočet rozdělovacích (segregačních) koeficientů jednotlivých prvků v slitinách v závislosti na teplotě. Rozdělovací koeficienty jsou ovlivněny skutečností, zda v systému probíhá eutektická nebo peritektická reakce, polohou bodu daného složení slitiny v ternárním systému a charakterem translace složení kapalné a tuhé fáze v průběhu krystalizace a vzdáleností tohoto bodu od bodů či křivek peritektických či eutektických reakcí. Přesnost vstupních dat z ternárních či binárních systémů je neméně důležitá. Rozdělovací koeficienty mají značný význam pro prognózu makro- a mikronehomogenit v reálných strukturách krystalů.

1. Teorie modelování ternárního systému Byla vypracována teorie pro modelování a softwarové zpracování ternárních systémů pomocí vlastního výpočetního programu v systému MatLab vycházející z experimentálních dat. Pro geometrický popis ploch likvidu, solidu a solvu používáme tyto dva druhy ploch: 1. Kvadratická plocha T definována nad oblastí P (obr. 1) :

T : z = k1 x 2 + k 2 y 2 + k 3 xy + k 4 x + k 5 y + k 6 , (1) kde P je oblast, jejíž hranici tvoří části kuželoseček. 2. Válcová plocha T definována nad křivkou P (obr. 2):

T : 0 = k1 x 2 + k 2 y 2 + k 3 xy + k 4 x + k 5 y + k 6 ;

z = Tmin ( x, y ), Tmax ( x, y )

(2)

Každou plochu zadáme pomocí vhodně vybraných bodů na hranici plochy. Pro dobré modelování ploch je rozhodující přesnost těchto vstupních dat, proto u každého bodu lze zadat i jeho procentuální důležitost. Pokud bod známe přesně, nastavíme jej na hodnotu 100% a pak bude plocha tímto bodem procházet. Neznáme-li bod přesně, zadáme procentuální důležitost na hodnotu mezi 99 % - 1 % a pak bude tato hodnota brána jako váhový koeficient u regrese. Z rovnic (1), (2) je zřejmé, že počet pevně zadaných bodů nesmí přesáhnout počet parametrů, tj. šest. Pro přesnější modelování je nutno zadávat více bodů, a to jak z oblasti periferní části diagramu, tak i z oblastí uvnitř ternárního systému a využít tak lépe regresní analýzu.

20

1.1 Hledání průsečíků Při vyhodnocení jak horizontálního tak vertikálního řezu systémem ploch vzniká následující problém: Jednotlivé plochy jsou definovány nad oblastmi, jejíchž hranice jsou části kuželoseček. Řez plochou je v projekci do roviny x-y také část kuželosečky. Obecně jsou průnikem dvou kuželoseček čtyři průsečíky. K nalezení správných průsečíků bylo potřeba pracovat s vhodnou rotací souřadného systému vždy podle aktuální hraniční křivky. Vhodnou rotací se rozumí lokální souřadný systém, který má osy rovnoběžné s osami kuželosečky. A to ať už jde o osy reálné nebo imaginární. Jinými slovy jde o tuhou deformaci globálního systému souřadnic. Jestliže si kuželosečku charakterizujeme trojicí tak, že pak lze nalézt vhodnou rotační matici rozkladem symetrické matice

k3 / 2 ⎞ ⎛ k ⎛k ⎞ ⎟⎟ , b = ⎜⎜ 4 ⎟⎟ , c = k 6 , A = ⎜⎜ 1 ⎝ k3 / 2 k 2 ⎠ ⎝ k5 ⎠ (3) A = Q · D · QT

(4)

Sloupce matice Q jsou vlastní vektory matice A a diagonální matice D obsahuje vlastní čísla A. Platí tedy vztah A·Q=Q·D.

(5)

Matice rotace je ortogonální (QQT = QTQ), čehož se využije při implementaci výpočtu do programu. Standardním rozkladem s využitím předdefinované funkce v systému MatLab nalezneme matici rotace Q. Potom platí, že v novém lokálním souřadném systému



Obr. 1. Kvadratická plocha Fig. 1. Quadratic surface

se jednotlivé koeficienty kuželosečky přepočítají podle vztahu (6) KQ = {QT · A · Q; QT · b; c}. V této chvíli máme k dispozici vhodný souřadný systém. V případě, že pracujeme s hyperbolou, zvolíme z vypočtených reálných průsečíků ty, které leží v průniku dvou polorovin: jedna je definována přímkou, na které leží imaginární poloosa křivky a hraničními body definičního oboru, druhá je definována přímkou procházející hraničními body a bodem středu kuželosečky. Pro elipsu zvolíme z vypočtených reálných průsečíků ty, které leží v polorovině, která je definována přímkou procházející hraničními body a bodem ležícím na požadované části křivky. V případě paraboly zvolíme z vypočtených reálných průsečíků ty, které leží v průniku dvou polorovin: obě jsou definovány přímkami rovnoběžnými s osou paraboly a procházející vždy jedním hraničním bodem.

2. Výpočetní program a jeho charakteristika Výpočetní program byl vytvořen pomocí software MatLab, který má integrované prostředí pro vědeckotechnické výpočty, modelování, návrhy algoritmů a simulaci. Vstupní data pro jednotlivé plochy se zadávají pomocí souřadnic bodů xA, xB, xC [at. %] a teploty T, příp. lze zadat fixně regresní parametry rovnic jednotlivých binárních systémů z vlastní databáze. Hodnoty rozdělovacích koeficientů jednotlivých prvků pro konkrétní slitinu v ternárním systému A–B–C lze určit ze spojnic (konod) dvou v rovnováze se nacházejících bodů na ploše solidu xS a likvidu xL pro zvolenou teplotu T.

Obr. 2. Válcová plocha Fig. 2. Cylindrical surface

k oAA− B −C =

x SA A− B −C x SB A− B −C x SC ; ko B = ; k oC = ; T = konst. x LA x LB x LC (7)

Program má 9 voleb různých výpočtů a možných tabelárních či grafických výstupů: 1) tabulka a grafy vypočtených teplot jednotlivých ploch solvu, solidu a likvidu ternárního, resp. binárních systémů 2) izotermické řezy ternárním systémem A–B–C pro zvolené teploty 3) polytermický řez pro konstantní koncentraci prvku A, B, resp. C [at. %] 4) polytermický řez pro zvolený koncentrační poměr B : C = konst. 5) izotermický řez s konodami pro zvolenou teplotu 6) vykreslení konod a výpočet rovnovážných rozdělovacích koeficientů komponent pro zadanou teplotu, odpovídající izotermě likvidu či solidu 7) vykreslení konod a výpočet rovnovážných rozdělovacích koeficientů pro slitinu daného chemického složení, včetně výpočtu podílu přítomných fází při rovnovážné krystalizaci 8) tabulka rozdělovacích koeficientů a grafické zobrazení koncentrační, resp. teplotní závislosti koeficientů jednotlivých rozdělovacích komponent v zvolené oblasti ternárního systému 9) výpočet trajektorie změny chemického složení slitiny při nerovnovážných nebo kvazirovnovážných podmínkách krystalizace.

21



3. Modelování ternárních systémů eutektického a peritektického typu Obr. 3 prezentuje prostorové znázornění ternárního systému A–B–C, kde každý ze tří binárních systémů je eutektického typu s částečnou rozpustností komponent v tuhém stavu. Primární tuhé roztoky, příslušející základním prvkům A, B, C, jsou označeny α, β, γ - viz obr. 4. Nejsou zde přítomny žádné intermediární fáze. Jednotlivé binární eutektické body jsou spojeny s ternárním eutektikem (bod G, resp. g) prostorovými křivkami DG, EG a FG (resp. dg, eg, fg na obr. 4), přičemž teplota bodu G je nižší než kterákoli z eutektických teplot binárních systémů. Ternární eutektickou reakcí taveniny slitiny o složení odpovídajícímu bodu G dojde k vzniku všech třech tuhých roztoků α, β, γ podle reakce L → α + β + γ.

Obr. 4. Projekce ternárního systému zobrazeného na obr. 3 Fig. 4. Projected view of ternary system of Fig. 3

3.1 Rovnovážná krystalizace ternárních slitin

Obr. 3. Prostorový model ternárního systému s eutektickou reakcí L → α + β + γ [1, 2] Fig. 3. Space model of system showing a ternary eutectic reaction L → α + β + γ [1, 2]

22

Krystalizace slitin v různých oblastech ternárního systému může být diskutována na základě obr. 4 za předpokladu rovnovážných podmínek. Jestliže slitina leží v jedné z monofázových oblastí, probíhá krystalizace v podstatě klasicky za vzniku jednoho tuhého roztoku (např. v oblasti Am1mm2). Pro slitiny (např. slitina X na obr. 4), ležící uvnitř dvoufázových oblastí, tj. mimo eutektických sedel (spojnice dg, eg, fg), vznikají při primární krystalizace nejprve tuhé roztoky α, β nebo γ, v závislosti na poloze oblasti, v které se složení slitiny nachází. Následkem vylučování primární fáze dosáhne složení likvidu jednoho z eutektických sedel (údolí) a dojde k příslušné binární eutektické reakci. Krystalizace je ukončena při klesající teplotě, vyloučením směsi dvou tuhých fází. Např. v slitině X po primárním vyloučení tuhého roztoku α následuje reakce L → α + β. Během této reakce spojují vrcholy trojúhelníku bod likvidu ležící na křivce dg s vrcholy fází α a β na křivkách m1m, resp. n1n a krystalizace je ukončena, když strana tohoto trojúhelníku obsahuje bod X. Jestliže složení slitiny leží v třífázové oblasti, dosáhne složení likvidu v konečné fázi ternárního eutektického bodu g, např. u slitiny Y, jako důsledek výskytu eutektika dle reakce L → α + β. Trojúhelník Lαβ se bude postupně přesouvat směrem dolů k ternární eutektické rovině. Při ternární invariantní teplotě nastává reakce L → α + β + γ; složení likvidu odpovídá bodu g a jednotlivé fáze α, β, γ svým složením bodům m, n, o. Ve finální struktuře slitiny Y lze tedy očekávat tři typy struktur: primární fázi α, binární eutektikum α + β a ternární eutektikum α + β + γ.

Hutnické listy č. 2/2008 Třífázová reakce začíná, když složení taveniny během primární krystalizace protne některou křivku na projekci likvidu – např. dg na obr. 4. Křivka dg, tj. eutektické sedlo, představuje trajektorii, podél které se mění složení taveniny při postupující třífázové krystalizaci. Likvidus koexistuje se dvěma tuhými fázemi při eutektické nebo peritektické reakci nebo s pevnou a další kapalnou fází při monotektické reakci. Třífázová reakce pokračuje dále, protože se mění složení taveniny podél příslušné křivky do bodu g; šipky na křivkách obvykle určují směr klesající teploty. Při vylučování tuhých roztoků se mění jejich složení podél příslušných křivek rozpustností (solidus). Proto jsou požadovány detailní experimentální nebo termodynamicky vypočtené údaje pro lokalizaci konod v koncentračním trojúhelníku (anglicky tie-triangle), které jsou nutné pro výpočet množství kapalné a tuhých fází koexistujících při různých teplotách za použití pákového pravidla. Vymezení oblastí tuhých roztoků (projekce křivek solidu pomocí izotermických řezů) ukáže, jestli je ukončena krystalizace dané slitiny třífázovou reakcí na dvoufázovou slitinu (např. slitina X na obr. 4). Tavenina může podstoupit invariantní reakci nebo pokračovat k třífázové reakci, (např. slitina Y na obr. 4) dále po spojnici dg, kde zbývající podíl taveniny utuhne ternární eutektickou reakcí L → α + β + γ v bodě g. V systémech, kde primární fázi tvoří tuhý roztok, je nutné přesně sledovat trajektorie, podél kterých se mění složení likvidu a solidu, tj. mít k dispozici experimentální nebo termodynamicky vypočtené údaje, týkající se poloh a délek konod. Tato data jsou v praxi často nedostupná. Pak je výhodnější pokusit se o odhad změn koncentrací likvidu a solidu s ohledem na projekci solidu, která přinejmenším pomůže v nalezení polohy pravděpodobného složení kapalné a tuhé fáze, koexistující na začátku třífázové reakce bezprostředně po primární krystalizací. Další varianta, kterou umožňuje vlastní výpočetní program, spočívá v modelování trajektorie změny složení jednotlivých fází (nacházejících se v rovnováze) v průběhu krystalizace i při ochlazování v tuhém stavu. Pro zvolené složení slitiny se v prvé etapě testují jednotlivé oblasti ternárního systému, kterými bude slitina procházet. Zjistí se teploty, kdy dochází k významné fázové přeměně a určí se počet fází v systému v individuálních teplotních intervalech. V druhé etapě se při zvoleném teplotním kroku počínaje teplotou likvidu určí příslušné konody a zjistí složení jednotlivých rovnovážných fází. Počet fází v systému se v průběhu krystalizace může měnit od dvou do max. čtyř - viz tab. 1.

Výroba neželezných kovů – solidus, zelená, azurová a magenta – solvus, viz obr. 5a. Rovinnou projekci ploch likvidu, solidu a solvu uvádí obr. 5b, zobrazení izotermických čar obr. 6 a na obr. 7 jsou znázorněny konody pro izotermický řez při 600 °C. V rámci výpočetního programu má uživatel další možností zobrazení, včetně vertikálních (polytermických) řezů. Program umožňuje výpočet konod pro danou slitinu v průběhu rovnovážné krystalizace, což umožní stanovit rozdělovací (segregační) koeficienty jednotlivých komponent a podíl jednotlivých fází v průběhu krystalizace. Program dále umožňuje zakreslení jednotlivých izotermických řezů pro zvolené teploty, kde je patrný charakter reakcí a vznik jednotlivých fází v daném teplotním intervalu. Dalším významným přínosem modelování je grafický a tabelární výstup hodnot segregačních koeficientů pro danou oblast ternárního systému. Např. můžeme sledovat chování slitin v regionu vymezeném teplotou tání prvku A a dvěma eutektickými křivkami spojující binární eutektika (E1, E2) s ternárním eutektikem (E), viz obr. 5b. Charakter polytermických (vertikálních) řezů ternárním diagramem A–B–C eutektického typu dle obr. 5a je jako příklad uveden na obrázku 8. Na obr. 8a) je prezentován polytermický řez vedený rovnoběžně s binárním diagramem A–B pro konstantní koncentraci prvku 12.5 at. % C. V jednotlivých uzavřených polích jsou vyznačeny příslušné fáze, které se zde vyskytují. Polytermický řez na obr. 8b) je veden přes bod ternárního eutektika (25 at. % A, 35 at. % B, 40 at. % C) pro konstantní koncentraci prvku 35 at. % B, tedy rovnoběžně s binárním diagramem A–B. Význam polytermických řezů spočívá v tom, že pro konkrétní slitinu snadno určíme, kterými fázovými přeměnami a při jakých teplotách prochází daná slitina za termodynamicky rovnovážných podmínek. Fázové přeměny a změny chemického složení vybrané slitiny o složení 50 at. % A, 20 at. % B, 30 at. % C při rovnovážných podmínkách ochlazování dokumentuje tab. 1 a obr. 9. Při rovnovážné krystalizaci slitiny nejprve dochází v prvé etapě ke vzniku tuhého roztoku α, po dosažení taveniny eutektického sedla se začnou vylučovat současně fáze α + γ. Dále se s klesající teplotou mění složení taveniny do bodu ternárního eutektika, kde pří teplotě 600 °C utuhne zbývající podíl taveniny eutektickou reakcí za současného vzniku všech tří fází α + β + γ. Pod teplotami 600 °C koexistují vedle sebe pouze tyto tři fáze za postupného snižování jejich rtozpustnosti ve shodě s ternárním systémem dle obr. 5.

Současný stav výpočetního programu umožňuje celkové zobrazení diagramu v 3 - D projekci s barevným rozlišením barevných ploch: červená – likvidus, modrá

23



E3 E2

E1

C B A

a) 3-D projekce (3-D view)

b) 2-D projekce (2-D view)

Obr. 5. Projekce modelového ternárního systému A–B–C eutektického typu Fig. 5. Projected view of the model ternary system A–B–C of eutectic type

C

C

Point E 600 °C

800 °C

700 °C

900 °C

B

A

Obr. 6. Izotermické řezy pro teploty 625 ÷975 °C Fig. 6. Isotherms for temperatures 625 ÷975 °C

24

A

B

Obr. 7. Projekce konod pro teplotu 625 °C Fig. 7. Projected view of tie-lines for 625 °C



Liquidus

Liquidu s L+β

L+γ

L+α+β

L+α

L+γ

L+ β+γ

β

γ

L+β+γ β+ γ

α+β+γ α+β

α+γ

β+γ

β+γ

α + β+ γ

a) 12.5 at. % C = const.

b) 35 at. % B = const.

Obr. 8. Vybrané polytermické řezy ternárním systémem A–B–C eutektického typu Fig. 8. Selected vertical sections of the ternary system A–B–C of eutectic type

Tab. 1. Změny chemického složení jednotlivých fází při rovnovážné krystalizaci vybrané slitiny 50 at. % A, 20 at. % B, 30 at. % C Table 1. Changes of the chemical composition of particular phases at equilibrium crystallization of selected alloy 50 At. % A, 20 At. % B, 30 At. % C

[At. %] T [°C]

xL(B)

756.9 736.9 716.9 696.9 676.9 656.9 636.9 622.1 612.1 602.1 600 550 500 450 400 350 300 250 200

20.00 21.34 22.64 23.88 24.99 26.48 27.69 28.51 31.57 34.42 35 0 0 0 0 0 0 0 0

Liquidus xL(C) xL(A) 30.00 32.08 34.12 36.15 38.24 39.92 41.81 43.24 41.74 40.30 40 0 0 0 0 0 0 0 0

50.00 46.59 43.24 39.97 36.77 33.60 30.50 28.25 26.68 25.28 25 0 0 0 0 0 0 0 0

xα(B) 5.40 5.99 6.62 7.35 8.38 8.47 9.33 10.15 12.29 14.52 15 14.44 13.87 13.28 12.68 12.05 11.39 10.71 10

Phase α xα(C) xα(A) 7.47 8.26 9.11 9.99 10.79 12.35 13.63 14.68 14.82 14.97 15 14.45 13.88 13.29 12.68 12.05 11.40 10.72 10

87.13 85.75 84.27 82.66 80.83 79.18 77.04 75.18 72.89 70.51 70 71.11 72.25 73.42 74.64 75.90 77.21 78.57 80

xβ(B) 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 60 63.78 66.88 69.58 72 74.21 76.27 78.19 80

Phase β xβ(C) xβ(A) 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 20 18.11 16.56 15.21 14 12.89 11.87 10.91 10

0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 20 18.11 16.56 15.21 14 12.89 11.87 10.91 10

xγ(B) 0 0 0 0 0 0 0 10.22 12.26 14.48 15 14.38 13.75 13.13 12.5 11.88 11.25 10.63 10

Phase γ xγ(C) xγ(A) 0 0 0 0 0 0 0 73.88 72.31 70.45 70 71.25 72.50 73.75 75 76.25 77.50 78.75 80

0 0 0 0 0 0 0 15.89 15.43 15.07 15 14.38 13.75 13.13 12.5 11.88 11.25 10.63 10

Graficky tuto situaci dokumentuje také obr. 9.

25



X

Obr. 9. Charakter konod při rovnovážné krystalizaci slitiny X 50 at. % A, 20 at. % B, 30 at. % C Fig. 9. The character of tie-lines and tie-triangles at equilibrium crystallization of the alloy X with 50 At. % A, 20 At. % B, 30 At. % C

4. Nerovnovážná krystalizace V slévárenské praxi běžně používané způsoby lití neumožňují zachování rovnovážných podmínek, které jsou požadovány během tuhnutí slitin. Významnou roli zde hraje difuze v pevných fázích, vznikajících během tuhnutí. Licí mikrostruktury obvykle vykazují "jádra", kde existuje koncentrační gradient napříč dendritickými rameny. Při rychlé solidifikaci, např. při rychlostech ochlazování >103 K.s-1 se může vyskytovat mnohem více nerovnovážných stavů. Značné přechlazení vede k potlačení rovnováhy fází, k tvorbě amorfní struktury atd. Tak např. slitina X na obr. 4 může obsahovat i fázi γ, díky dosažení bodu g v likvidu za nerovnovážných podmínek ochlazování. Účinky nerovnovážného ochlazování jsou zvláště výrazné v systémech, obsahujících peritektické reakce, z důvodu potlačení některých reakcí. Kvantitativní přístup k nerovnovážné krystalizaci rozpracovali Scheil [3], Pikunov et al. [4]. V prvním přiblížení se předpokládá, že difuze rozpuštěné látky v pevné fázi je velmi malá, takže má zanedbatelný účinek na krystalizaci. Na druhé straně, difuze v kapalném stavu je extrémně vysoká, asi o tři až pět řádů vyšší než v pevné fázi.. V této souvislosti navrhl Scheil [3] matematické přiblížení, které popisuje tuhnutí za podmínek rovnovážné i nerovnovážné krystalizace a uvedl vzorce, pomocí kterých lze vypočíst množství transformované pevné látky jako funkci teploty. Scheilovy rovnice jsou běžně užívané pro popis krystalizace za předpokladu konstantní hodnoty rozdělovacího koeficientu k = const., což v praxi není reálné. Proto je nutno pro objektivní výpočet zavést do rovnic funkční závislost k = f(C), resp. k = f(T). Scheilovy rovnice lze použít i pro případ dendritického tuhnutí, ale nemohou být aplikovány pro eutektickou krystalizaci.

26

Proces krystalizace v binárních, ternárních i polykomponentních systémech sestává při kvazirovnovážných podmínkách z rozpadu taveniny a interakce primárních krystalů s koexistující taveninou. Rozpad se uskutečňuje díky difuznímu přenosu hmoty v kapalné fázi. Interakce je určena přenosem hmoty mezi taveninou a krystalem i v samotném krystalu [4]. Výše popsané jevy mají velký vliv na průběh krystalizace se všemi důsledky. Prozkoumáme nerovnovážnou krystalizaci podle Scheila a Petrova za podmínek difuzivit DS = 0, DL → ∞. Slitiny v ternárních systémech s úplnou mísitelností v kapalném i tuhém stavu v celém koncentračním rozsahu (tzv. ideální typ diagramu) začnou krystalizovat při individuálních teplotách likvidu. Za nerovnovážných podmínek bude krystalizace libovolné slitiny ukončena při teplotě kovu s nejnižší teplotou tání, kdy složení tuhé i tekuté fáze bude stejné. U ternárních systémů s minimem na křivkách solidu a likvidu (např. v ternárním systému Cu–Mn–Ni – viz obr. 10, bude trajektorie kapalné fáze směřovat prakticky nejkratší cestou k minimu spojujícímu oba binární systémy (v tomto případě Cu–Mn a Ni–Mn). Vzhledem k tomu, že teplota binárního minima je nižší u systému Cu–Mn (871°C) nerovnovážná krystalizace bude ukončena zde. Vybrané údaje o složení jednotlivých fází za těchto podmínek uvádí tab. 2, kde jsou uvedeny rovněž segregační koeficienty jednotlivých přítomných prvků v průběhu nerovnovážné krystalizace. V případě eutektických a peritektických systémů bude situace analogická. Nejnižší teplota likvidu v rámci celého diagramu bude významně ovlivňovat trajektorii změny koncentrace likvidu. Na obr. 10 je zakreslena trajektorie změny složení v ternárním systému Cu–Mn–Ni při nerovnovážné krystalizaci vybrané slitiny.



Obr. 10. Trajektorie likvidu při nerovnovážné krystalizaci slitiny M o složení 60 at. % Cu, 20 at. % Mn, 20 at. % Ni ke křivce minima. Fig. 10. Non-equilibrium crystallization of alloy containing 60 at. % Cu, 20 at. % Mn, 20 at. % Ni – the path and tie-lines of the composition from the point M to the minimum line („valley“)

M Tab. 2. Změny chemického složení jednotlivých fází při nerovnovážné krystalizaci vybrané slitiny 60 at. % Cu, 20 at. % Mn, 20 at. % Ni a segregační koeficienty k jednotlivých prvků. Table 2. Changes of the chemical composition of particular phases in non-equilibrium crystallization of selected alloy 60 At. % Cu, 20 At. % Mn, 20 At. % Ni and segregation coefficients k of individual elements

T [°C] X(L,Mn) X(S,Mn) k(Mn)

X(L,Ni) X(S,Ni) k(Ni)

X(L,Cu)

X(S,Cu) k(Cu)

1054

20.00

16.44

0.8221

20.00

23.30

1.1651

60.00

60.26

1.0043

1034

21.95

18.67

0.8505

18.07

21.45

1.1871

59.99

59.89

0.9983

1014

23.82

20.81

0.8737

16.00

19.31

1.2074

60.18

59.87

0.9949

994

25.75

22.90

0.8895

13.93

16.96

1.2177

60.32

60.14

0.9969

974

27.75

25.08

0.9039

11.88

14.57

1.2265

60.37

60.34

0.9996

954

29.86

27.39

0.9172

9.86

12.16

1.2331

60.28

60.45

1.0028

934

32.13

29.89

0.9302

7.91

9.78

1.2360

59.95

60.33

1.0063

914

34.64

32.69

0.9436

6.04

7.44

1.2321

59.32

59.87

1.0093

894

37.49

35.94

0.9587

4.29

5.20

1.2120

58.23

58.87

1.0110

874

40.82

39.96

0.9788

2.67

3.06

1.1462

56.51

56.98

1.0084

5. Závěr V článku jsou prezentovány základní zákonitosti solidifikace ternárních slitin za podmínek rovnovážné i nerovnovážné krystalizace. Znalost segregačních koeficientů jednotlivých komponent v ternárních slitinách umožní predikci makro- a mikronehomogenit v krystalech. Úspěšné modelování rovnovážných ploch v ternárních systémech je závislé především na volbě vstupních dat, která lze získat z reálných experimentálně sestavených systémů. Problematika studia ternárních systémů se týká nejen rozdělovacích koeficientů, ale také i izotermických a polytermických řezů, izotermických řezů s konodami. Mezi izotermickými a polytermickými řezy existuje vazba, kterou lze využít pro zpětnou kontrolu.

Poděkování Tato práce vznikla v rámci řešení projektu Grantové agentury ČR, reg. č. 106/06/1190 „Studium procesů krystalizace vícekomponentních slitin s cílem stanovení zákonitostí interakce prvků a tvorby struktury“ a v rámci výzkumného záměru fakulty Metalurgie a materiálového inženýrství VŠB – TU Ostrava, reg. č. MSM 6198910013 „Procesy přípravy a vlastnosti vysoce čistých a strukturně definovaných speciálních materiálů“. Literatura [1] PETROV, D.A. Dvojnye i trojnye sistemy. Moskva: Metallurgija, 1986, 334 s. [2] WEST, D.R.F. SAUNDERS, N. Ternary Phase Diagrams in Material Science, 3rd Edition, MANEY for the Institute of Materials, 2002, 224 p.. [3] SCHEIL, E. Z. Metallkunde, 1942, s. 34-70. [4] PIKUNOV, M.V., BĚLJAJEV, I.V., SIDOROV, E.V. Kristallizacija splavov i napravlennoe zatvěrděvanie otlivok. Vladimir, 2002, 218.

27

Tváření, tepelné zpracování


tváření, tepelné zpracování Vliv doválcovací teploty a chemického složení na vlastnosti ocelí s obsahem uhlíku 0,5 – 0,8 % Prof. Ing. Ivo Schindler, CSc., Petr Kawulok, Doc. Ing. Lubomír Čížek, CSc., Ing. Stanislav Rusz, Ing. Marcel Janošec, Ing. Miroslav Legerski, VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, Ing. Karel Milan Čmiel, Ph.D., Třinecké železárny a.s.

Úkolem bylo posoudit vliv obsahu uhlíku a doválcovací teploty na strukturní charakteristiky a mechanické vlastnosti tří vybraných typů středně- až vysokouhlíkové oceli, určené pro válcování drátu. K laboratorním experimentům posloužila válcovací trať Tandem v Ústavu modelování a řízení tvářecích procesů VŠB-TUO. Doválcovací teploty byly zvoleny v rozsahu zhruba 800 – 900 °C. Konečné vlastnosti zkoumaných ocelí jsou výrazně ovlivněny jejich chemickým složením, ale prakticky vůbec nejsou závislé na doválcovací teplotě. Snižování doválcovacích teplot vede u zkoumaných ocelí v podstatě jen k nárůstu energosilových parametrů válcování. Strukturu a mechanické vlastnosti těchto typů materiálu je třeba účinně ovlivňovat podmínkami řízeného ochlazování po válcování.

1. Popis experimentu Úkolem bylo posoudit vliv změny doválcovací teploty na strukturní charakteristiky a mechanické vlastnosti tří vybraných typů středně- až vysokouhlíkové oceli ve spojitosti se zamýšleným normalizačním, resp. termomechanických válcováním na spojité drátové trati (KDT) v Třineckých železárnách a.s. Tyto materiály se používají jako vázací drát pro papírenský průmysl, resp. jako patní lanka do pneumatik. Polotovary s chemickým složením, které uvádí tabulce 1, byly řezáním a frézováním opracovány do podoby plochých vzorků, na nichž byly realizovány laboratorní zkoušky válcováním za tepla. Při nezbytném předběžném stanovení teploty Ar3 se vycházelo z již dříve ověřeného předpokladu, že fázové složení oceli se projeví na hodnotě válcovacích sil v závislosti na měnící se teplotě [1,2], jsou-li všechny ostatní parametry tváření (deformace, deformační rychlost) víceméně konstantní.

celkové válcovací síly F [kN] byly vyneseny do grafů v 28

Tabulka 1. Chemické složení ocelí v hm. % Table 1. Chemical composition of steels in wt. %

C Mn Si P S Cu Cr Ni Al(c) Mo V Ti Nb N Ceq

0,5 % C 0,536 0,56 0,203 0,009 0,013 0,03 0,04 0,02 0,003 0,007 0,004 0,0015 0,002 0,0026 0,64

0,7 % C 0,734 0,51 0,219 0,008 0,012 0,01 0,03 0,01 0,002 0,004 0,003 0,0012 0,002 0,0023 0,83

0,8 % C 0,830 0,51 0,204 0,010 0,012 0,01 0,03 0,02 0,002 0,005 0,003 0,0013 0,002 0,0021 0,92

Vzorky o tloušťce 6 mm, šířce 25 mm a délce 110 mm byly jednotně ohřáty v elektrické odporové peci na teplotu 1050 °C. Následovalo volné chlazení příslušného vzorku na tvářecí teplotu (optickým pyrometrem byla při tom měřena povrchová teplota vzorku) a jeho proválcování jedním úběrem na stolici A laboratorní válcovací trati Tandem [3,4]. Byla nastavena mezera mezi válci 4,0 mm; válce o průměru 158 mm se otáčely nominální rychlostí 200 min-1. Naměřené závislosti na teplotě tváření T [°C] a ze změn jejich



trendů byly určovány teploty fázové přeměny za daných podmínek. Směrnice získaných křivek je mírně ovlivněna větším skokem válců při nejnižších teplotách válcování, ale všeobecné trendy tímto faktorem nejsou překryty. Výsledky jsou dokumentovány křivkami na obr. 1. Z průběhu křivek je zřejmé, že u zkoumaných ocelí lze teplotu přeměny austenitu na ferit, resp. perlit na základě výše popisované techniky odhadnout takto – pro ocel s 0,5 % C je to asi 860 °C, pro ocel s 0,7 % C asi 775 °C, pro ocel s 0,8 % C asi 795 °C. Tyto údaje platí pro danou rychlost ochlazování. Další ploché vzorky ze všech tří typů oceli (o tloušťce 10 mm, šířce 30 mm a délce 110 mm) byly jednotně austenitizovány při 1050 °C a následně

předválcovány dvěma průchody na stolici A tratě Tandem (úběr 20 % – pauza pro reverzaci asi 4 s – úběr 20 %; rychlost otáčení válců o průměru 159 mm byla vždy 100 min-1). Následovalo volné chladnutí vzorku na zvolenou doválcovací teplotu a téměř spojitý dvojúběr za využití obou stolic (stolice A – nominální rychlost otáčení válců 250 min-1; meziúběrová pauza 0,15 až 0,20 s; stolice B – válce o průměru 158 mm se otáčely nominální rychlostí 350 min-1). Tento závěrečný dvojúběr o celkové velikosti asi 57 % představoval zvláště za nejnižších teplot zcela mezní momentové možnosti laboratorní tratě Tandem. Výsledná tloušťka vývalku se pohybovala okolo 2,8 mm.

Obr. 1 Teplotní závislost válcovacích sil a teploty fázových přeměn Fig. 1 Temperature dependence of the rolling forces and transformation temperatures

Obr. 2 Časový průběh teploty a válcovacích sil (měřených na stolici A i B) – ocel s 0,8 % C, doválcování při 830 °C Fig. 2 Time dependencies of temperature and rolling forces (measured at stand A and B) – steel with 0.8 % C, finishing rolling at 830 °C

Doválcovací teploty byly buď běžné, zvolené jako 850 °C, nebo modifikované tak, aby byl experimentálně pokryt celý rozsah technologicky zajímavých teplot zhruba 800 – 900 °C (s respektováním energosilových možností použité laboratorní válcovny). Příklad průběhu

celkových válcovacích sil a pyrometrem měřené povrchové teploty rozvalku před jeho doválcováním uvádí obr. 2. Vývalky byly vždy do 2 s po výstupu ze stolice B zakaleny do vody nebo naopak zpomaleně ochlazovány tím způsobem, že byly vloženy do pece vyhřáté na 29



280 °C a zde ponechány po dobu asi 10 minut (poté následovalo volné chladnutí na vzduchu). 2.

Metalografické rozbory

Z takto získaných vývalků byly nařezány vzorky pro metalografické analýzy, prováděné na podélných svislých řezech rovnoběžných se směrem válcování, a to vždy ve středu tloušťky provalku. Struktury po rychlém ochlazení do vody byly popuštěny a nesmírně obtížně leptány na původní austenitické zrno. Pro srovnání byly provedeny i metalografické analýzy všech ocelí ve výchozím stavu (tzn. před laboratorním válcováním – viz obr. 3). Výchozí struktura je u oceli s obsahem uhlíku 0,8 % tvořena výhradně perlitem. Při nižším obsahu uhlíku jsou perlitické bloky lemovány feritickým síťovím výrazně (ocel s 0,5 % C) nebo jen v náznacích (ocel s 0,7 % C). Z výsledků dosažených leptáním na původní zrno lze odvodit, že všechny zkoumané oceli mají sklon k poměrně rychlému průběhu dynamické, resp.

0,5 % C

metadynamické rekrystalizace za zkoumaných teplotních i rychlostních podmínek válcování. Ve všech takto naleptaných vzorcích byla prokázána úplná rekrystalizace austenitu, tedy i po nejnižších teplotách tváření – viz např. snímky na obr. 4. V případě zpomaleného ochlazování v peci (obr. 5 a 6) byla struktura vzorků z oceli s 0,5 % C tvořena směsí perlitu a feritu. Ve srovnání s výchozím stavem bylo rozložení obou fází rovnoměrnější, tzn. že perlitické bloky nebyly lemovány feritickým síťovím. Nebylo možné odhalit žádný evidentní vliv doválcovacích podmínek na charakter výsledné mikrostruktury, zejména co se týče velikosti perlitických bloků. Tento závěr ostatně platí pro všechny zkoumané materiály. Struktura oceli s 0,7 % C byla už tvořena téměř výhradně perlitem, místně bylo možno nalézt malé ostrůvky feritu – jejich četnost byla poněkud vyšší při nízkých doválcovacích teplotách (pod 825 °C). Prakticky shodné závěry lze učinit v případě oceli s 0,8 % C.

0,8 % C

Obr. 3 Výchozí mikrostruktura dvou ze zkoumaných ocelí Fig. 3 Initial microstructure of two selected steels under investigation

0,5 % C, 850 °C

0,8 % C, 800 °C

Obr. 4 Mikrostruktura vybraných laboratorních vývalků po kalení z doválcovací teploty – leptáno na původní austenitické zrno Fig. 4 Microstructure of selected laboratory rolling stocks after quenching from the finishing rolling temperature – etched austenitic grains

30



doválcovací teplota 900 °C finishing rolling temperature 900 °C

doválcovací teplota 800 °C finishing rolling temperature 800 °C

Obr. 5 Mikrostruktura laboratorních vývalků z oceli s 0,5 % C po ochlazování v peci Fig. 5 Microstructure of laboratory rolling stocks from the steel with 0.5 % C after cooling in the furnace

0,7 % C

0,8 % C

Obr. 6 Mikrostruktura laboratorních vývalků po ochlazování v peci z doválcovací teploty 800 °C Fig. 6 Microstructure of laboratory rolling stocks after cooling in the furnace from the finishing rolling temperature 800 °C

3.

Mechanické vlastnosti

Z každého zpomaleně ochlazovaného laboratorního vývalku byly odebrány 1 – 2 vzorky pro zkoušení tahem za pokojové teploty a pomocí nich určeny hodnoty meze kluzu Rp0,2 [MPa], pevnosti Rm [MPa] a tažnosti A5 [%]. Dosažené výsledky prezentují v závislosti na doválcovací teplotě Tf [°C] grafy na obr. 7 – 9. I při uvažování reálného rozptylu mechanických vlastností laboratorních vývalků z nich jednoznačně vyplývá, že pevnostní ani plastické vlastnosti

zkoumaných ocelí za pokojové teploty de facto nezávisí na doválcovacích podmínkách v celém rozsahu aplikovaných teplot Tf. Pro jednotlivé materiály zprůměrované hodnoty meze kluzu, pevnosti a tažnosti byly pro názornost vyneseny v závislosti na uhlíkovém ekvivalentu Ceq (viz tabulka 1) do grafu na obr. 10. Pevnostní vlastnosti se zvyšují a plastické vlastnosti naopak snižují s rostoucím obsahem uhlíku.

31


Obr. 7 Mechanické vlastnosti oceli s 0,5 % C v závislosti na doválcovací teplotě Fig. 7 Mechanical properties of the steel with 0.5 % C depending on the finishing rolling temperature



32




Obr. 10 Srovnání průměrných hodnot mechanických vlastností zkoumaných ocelí v závislosti na uhlíkovém ekvivalentu Fig. 10 Comparison of the mean values of mechanical properties of the investigated steels depending on the carbon equivalent

4.

Závěr

Smyslem práce bylo zhodnotit vliv doválcovací teploty na strukturu a mechanické vlastnosti tří vybraných typů středně- až vysokouhlíkové oceli. Měly být zjednodušeně simulovány podmínky doválcování na KDT v a.s. TŽ. Metalografické analýzy vývalků byly doplněny tahovými zkouškami. Realizované experimenty a analýzy vyústily v jednoznačné poznání, že konečné vlastnosti zkoumaných ocelí jsou výrazně ovlivněny jejich chemickým složením (obsahem uhlíku), ale téměř vůbec nejsou závislé na doválcovací teplotě. Snižování doválcovacích teplot vede víceméně jen k nárůstu energosilových parametrů válcování. Aplikované postupy normalizačního, resp. termomechanického válcování tedy neměly žádný praktický význam. Strukturu a mechanické vlastnosti těchto typů materiálu je třeba účinně ovlivňovat podmínkami řízeného ochlazování z doválcovací teploty [5], nikoli parametry vlastního doválcování drátu.

Poděkování Experimentální práce byly realizovány v rámci řešení projektů MSM 6198910015 (MŠMT ČR) a FI-IM2/043 (MPO ČR). Literatura [1]

[2]

[3] [4]

[5]

MAREK, M. – SCHINDLER, I. et al.: Transformation temperatures determined by laboratory hot forming. In: FORMING 2003. Politechnika Śląska Katowice. Podlesice k/Kroczyc 2003, s. 105-110. SCHINDLER, I. et al.: Mathematical description of deformation resistance of IF steel including influence of phase transformations. Computer Methods in Materials Science, 7, 2007, č. 1, s. 24-28. http://fmmi.vsb.cz/model/ SCHINDLER, I. – JANOŠEC, M.: Deformation Behaviour and Properties of Selected Metallic Materials. Editoři I. Schindler a E. Hadasik. Publishers of the Silesian University of Technology. Gliwice 2007. 248 s. Chapter 5, Thermomechanical processing of HSLA steels, s. 83-103. JING, YU-AN et al.: Study on rolling process optimization of high carbon steel wire. Journal of University of Science and Technology Beijing (English Edition), 14, 2007, č. 5, s. 431436.

Recenze: Ing.Rudolf Pernis, CSc.

_____________________________________________________________________________________________

ArcelorMittal možná převede brazilskou vysokou pec na dřevěné uhlí Steel Business Briefing

22.2.2008

Brazilský výrobce nerezavějících a speciálních ocelí ArcelorMittal Inox Brasil (dříve Acesita) se bude rozhodovat o realizaci projektu na konverzi jeho vysoké pece č.2, který umožná použití dřevěného uhlí namísto koksu. Společnost se snaží snížit emise CO2 asi o 500 000 tun ročně. Investice na projekt včetně nákladů na pěstování lesa a zpracování dřeva budou dosáhnou výše 51 mil. USD. Podle místních agentur by to od příštího roku mělo umožnit provozování vysoké pece kompletně na dřevěné uhlí. LZ

33



Objemové tváření hořčíkových slitin Ing. Barbora Kuřetová, Doc. Ing. Miroslav Greger , CSc., VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 OstravaPoruba Hořčíkové a hliníkové slitiny jsou zpracovávány nekonvenčními technologiemi (SPD procesy k získání vysokých finálních mechanických vlastností, které ukazují sklon k superplastickému chování po tváření. Je velmi známé, že zvyšující se objem Al znamená snížení plasticity přesto tyto slitiny, jestliže se dodrží pravidla, můžeme také formovat plastickou deformací. To je možné při objevení dobré tažnosti (stovky procent). Porovnávala se geometrie a celistvost výkovků ze slitin Mg ve srovnání s výkovky ze slitiny Al. [1]

1. Úvod Článek popisuje metody zjemnění zrna a demonstruje vývoj struktury a vlastností Mg slitin po SPD procesech. Dominantní skluzový systém v hexagonální mřížce mají kovy s burgersovým vektorem 1/3 [1120] a v hořčíku primární skluzová rovina je basální (0001). Mechanické dvojčatění, které se vyskytuje na rovině (1012) ve směru [1011], se objevuje jen při napětí na ose c. Skluz dislokací na nebasální prismatické rovině a pyramidálních rovinách je tepelně aktivován a přispívá ke zvýšení tvařitelnosti hořčíku nad teplotu ~225◦C. Tvářitelnost hořčíku je omezena z důvodu kluzu dislokací, který nezajišťuje dostatečný nezávislý skluzový systém vyhovující k získání kritérií podle Miseho pro homogenní plastickou deformaci. V posledních 20 letech se pozornost vědecké činnosti soustředila na zkoumání nanostrukturních materiálů za účelem dosažení nových mechanických a jiných fyzikálních vlastností ve srovnání s jejich hrubozrnnými ekvivalenty. Podíl využití materiálů na bázi hořčíku v současnosti velice rychle vzrůstá. Je to dáno užitnými vlastnostmi zkoumaného kovu, mezi které patří jeho nízká hustota. Výrobu finálních součástí z hořčíkových slitin však provází řada faktorů, které je třeba pro úspěšnou implementaci do praxe zvládnout [2]. Jedná se mimo jiné i o problémy při tváření těchto slitin, vyplývající z jejich krystalografické podstaty, jako je malý počet skluzových rovin či výskyt intermetalických fází jež zhoršují tvařitelnost. Slitiny hořčíku pro tváření krystalizují v hexagonální krystalografické soustavě (vyjímaje slitiny Mg-Li). Za normální teploty se při tváření hořčíku v každém krystalu tvoří jen jedna soustava kluzných rovin. Nízká tvárnost je ještě při teplotě 200 ºC zaviněna skluzem, který probíhá v základní rovině (0001). Při teplotách 212 ºC až 225 ºC se tvoří více skluzových rovin. Skluz začne probíhat i v rovinách (1011) a (1012) a tvařitelnost hořčíku a jeho slitin prudce zvýší.

34

Tvářitelnost hořčíkových slitin výrazně závisí na teplotě, rychlosti deformace a velikosti zrna. Slitiny hořčíku jsou kovány při teplotách přibližně 40ºC pod čarou solidu. Optimální teploty tváření se u hořčíkových nízkolegovaných slitin pohybují v rozmezí 320ºC až 340ºC. Nízká rychlost difúzních procesů a omezený počet skluzových soustav v mřížce hořčíku zaviňují, že na deformační rychlosti významně závisí tvařitelnost. Z tohoto důvodu se velká spousta hořčíkových slitin kove na lisech. Pro slitiny, které se obtížně tváří je vhodnější použít pomalu pracující hydraulické lisy. Slitiny s vyšší tvařitelností se zpracovávají například na bucharech. Slitiny se sklonem k výraznému růstu zrna při teplotách tváření (AZ31, AZ61) jsou obvykle kovány při postupně snižujících se teplotách [3]. Při popisu závislosti pevnostních vlastností hořčíkových slitin na velikosti zrna se vychází především z představy platnosti Hall-Petchova vztahu, až do oblasti zrn nanometrických rozměrů:

σ i = σ 0 + kd σ0 k d

−

1 2

(1)

třecí napětí v monokrystalu, [MPa] koeficient zpevnění velikost zrna,[mm]

Jemné zrno je nezbytnou podmínkou pro zvýšení pevnostních vlastností (obrázek 1) a pro vytvoření superplastického efektu.



2.1 Kování tvaru 11291 (zátka) Kovalo se na vřetenovém lisu PA 200. Pro experiment byl použit výkovek tvaru zátka. Výchozí polotovary se ohřály na teplotu v rozmezí od 320 ºC do 350 ºC. Hmotnost přířezu u materiálu AZ31, AZ61 a AZ91 byla 30 g a teplota nástroje se pohybovala 90 ºC do 100 ºC. Tabulka 1 uvádí základní rozměry tvaru zátky, které byly hodnoceny na dvou výkovcích [5]. Tabulka 1. Základní rozměry Table 1. Basic dimensions

Obr.1. Závislost vlastností na velikosti zrna Fig. 1. Dependence properties on grain size [4]

1.1 Kování Kováním můžeme zmenšit velikost zrna výchozích polotovarů. Před vypracováním technologie je nutné zvážit tvar, rozměry a průběh vláken výchozího materiálu, stanovit ideální průběh vláken výkovku a pak vybrat takový způsob kování, aby byl zaručen průběh vláken. Tento technologický způsob musí rovněž zaručit správné rozdělení vnějších a vnitřních vrstev v průřezu výkovku a minimální mechanické opracování. Jakékoliv mechanické opracování je spjato s přerušením vláken a také s odebráním jakostních povrchových vrstev materiálu a to snižuje kvalitu požadovaného výrobku. Kování je založeno na využití plastických vlastností kovů. Tvářecí nástroje se musí předehřívat, protože hořčík má dobrou tepelnou vodivost a při styku s nástroji chladne.

Číslo vzorku

Kontrolní rozměr (Φ 30+0,5/0,3mm)

1

30,4mm

2 (ostřižený kus)

30,4mm

Na obrázcích 2 a 3 je značeno místo, kde bylo zjišťováno dosažení tvaru (zaplnění dutiny) výkovku zátky ze slitiny AZ31. Obrázky 2 až 5 jsou deformovány-tvar je úzký a vysoký.

Obr. 2. Tvar 11291 zátka, materiál AZ31 Fig. 2. Shape 11291 plug, material AZ31

Práce se zabývá především zápustkovým kováním. Jde především o výrobu drobnějších výkovků ve větších sériích. U postupové zápustky rozlišujeme dutiny předkovací (jednoduchý tvar, volné šíření) a dutiny dokončovací (většinou s výronkem). Účelem předkovacích dutin je základní přemístění materiálu (předběžné tvarování) do míst budoucího složitějšího tvaru výkovku. Dokončovací dutiny dávají výkovku konečný tvar.

2.

Experimentální část V experimentální práci jsme se zaměřili na ověření možnosti nahrazení výkovků z hliníkových slitin slitinami hořčíkovými. Experimentálně byly ověřovány slitiny AZ91, AZ61, AZ31. Výkovky z uvedených slitin byly porovnány s výkovky ze slitiny hliníku AW-6082.

Obr. 3. Tvar 11291 zátka, materiál AZ61 Fig. 3 Shape 11291, plug, material AZ61

Na obrázku 4 jsou výkovky i s výrokem. Kusy jsou opět kusy dokovány bez viditelných vad, ale lze zde pozorovat drolení materiálu ve výronku, které je na obrázku vyznačeno.

35



3. Vyhodnocení mikrostruktury Metalografická analýza byla provedena na hořčíkových slitinách AZ31, AZ61 a AZ91 a na hliníkové slitině AW-6082, která sloužila k porovnání mikrostruktury Pro přehlednost orientace ve vzorku bylo zavedeno značení podle obrázku 6. Obr. 4. Tvar 11291 zátka, materiál AZ91 Fig. 4. Shape 11291 plug, material AZ91

Výkovky z uvedené slitiny hořčíku byly srovnány s výkovky hliníkové slitiny tvaru AW-6082. U kování AW-6082 je hmotnost přířezu 45g. Kusy z hliníkové slitiny byly ohřáté na teplotu v intervalu od 320 ºC do 350 ºC a také teplota nástroje byla totožná jako u hořčíkových slitin, teplota se pohybovala v rozmezí od 90 ºC do 100 ºC. Základní rozměr ve směru výšky AW-6082 byl totožný jako u AZ31, AZ61 a AZ91. Lišil se o jednu desetinu milimetru vzorek s označením 1, kde kontrolní rozměr u AW-6082 byl 30,3 mm a ostřižený kus byl stejný jak uvádí zmíněná tabulka 1.

Obr. 6 Zátka v příčném řezu Fig. 6 Plug in Cross section

Také jednotlivé kusy tohoto typu nevykazovaly žádné viditelné vady dosaženého tvaru (zaplnění dutiny), což je vidět na obrázku 5, kde je opět znázorněno místo kontrolování geometrie.

Obr.7 31místo Akraj Fig.7 31 zone Aedge

Obr. 5. 11291 zátka, materiál AW-6082 Fig. 5. 11291 plug, material AW-6082

2.2 Měření sil Na stroji byla nastavena energie 45% a zdvih 220mm. Toto jsou nejnižší možné hodnoty nastavení, protože stroj je pro dané výkovky příliš silný. K vybití energie do dosedacích ploch dojde při úderu. Nejmenší tvářecí odpor byl zjištěn u slitiny AW-6082. Deformační síla se pohybovala kolem 4679,3 kN. Z hořčíkových slitin vykazovala nejmenší deformační sílu slitina AZ31, která byla 4864,8 kN a AZ61 ( 4858,6 kN), AZ91 (5166,8 kN).

36

Mikrostruktura byla naleptána a pozorována. pod mikroskopem. Nejlepší výsledky při kování hořčíkových slitin se dosáhly u zátky ze slitiny AZ31, u nichž byl celý příčný řez bez trhlin, viz. obrázky 7-8.



Na obrázcích 11 a 12 jsou vyobrazeny zmíněné trhliny a praskliny. V oblasti AZ91C došlo k velké trhlině přes celou součást.

Obr.8 31místo Bstřed Fig.8 31zone Bcentre

Slitina AZ61 neobsahovala žádné trhliny ve středové části obrázek 9, avšak pod povrchem se tvořily dutiny obrázek 10. Dutiny by při následném zavedení do provozu mohly způsobit porušení součásti.

Obr. 9 61místo Astřed Fig. 9 61zone Acentre

Obr. 11 91místo Bstřed Fig. 11 91zone Bcentre

Obr. 12 Fig. 12

91 místo Ckraj 91 zone Cedge

Hliníková slitina AW-6082 obrázek 13, a obrázek 14, nevykazovala žádné trhliny v porovnání s AZ91 a AZ61 a měla velmi pravidelnou mikrostrukturu kopirující průběh deformace uvnitř materiálu.

Obr. 10 61místo Bkraj Fig. 10 61zone Bedge

Nejvíce porušená byla slitina AZ91. U této slitiny se vyskytovaly trhliny a praskliny těsně pod povrchem v oblastech (B, C)

Obr. 13 S1 místoCkraj Fig. 13 S1 zoneCedge

37



Acknowledgement The presented paper was realised within the frame of the project of the Ministry of Education, Youth and Sports, project No. 619 891 0013 and project EU MagForge. The authors of paper thank management of division smithery KOVOLIT, a.s. for helping during realisation of service forging

Literatura [1] Obr. 14 Fig. 14

[2]

S1místo Cstřed S1 zone Ccentre

[3]

4.

Závěr

[4]

Při kování hořčíku je důležité dodržení kovacích teplot. Po provedených zkouškách, lze říci, že slitiny AZ31, AZ61 a AZ91 mají oproti hliníkové slitině AW-6082 nižší hmotnost, skoro o 25 %.

[5]

KUŘETOVÁ, B., KOCICH, R., GREGER, M. Superplastické chování slitiny AZ91. Den doktorandů 2006, Ostrava: VŠB-TU Ostrava 2006, s. 20, ISBN 80-248-1242-8 GREGER, M., KOCICH, R., KUŘETOVÁ, B. Grain refinement and superplasticity in magnesium alloys. In NANO 2006. Brno: VUT Brno, s. 37-43. ISBN 80-214-3331-0 SNÁŠEL, V. Bakalářská práce. Zpracování Mg slitin technologií ARB, Ostrava : VŠB-TU, 2006, s. 15. KUŘETOVÁ, B., GREGER, M. Vývoj struktury a vlastností uhlíkové oceli metodou ARB. Den doktorandů 2007, Ostrava : VŠB-TU Ostrava 2007, s. 31, ISBN 978-80-248-1675-3 VLČEK M., KARAS V. Výsledky z kování hořčíkových slitin. Kovolit, 2007, 15s.

V porovnání s hliníkovými slitinami nebyly zjištěny u hořčíkových slitin žádné tvarové a rozměrové nedostatky .

Recenze: Ing. Ladislav Jílek, CSc.

____________________________________________________________________________________________________________________

15. mezinárodní vědecká konference na téma PLASTICITA MATERIÁLŮ

Brno, Česká republika 10. 9. – 13. 9. 2008 www.fmm.vsb.cz/forming2008

38


Materiálové inženýrství

materiálové inženýrství Vývoj a ověřování vlastností konstrukčních ocelí se zvýšenou odolností proti požáru Dr. Ing. Zdeněk Kuboň, Ing. Šárka Stejskalová, Ing. Ladislav Kander, Ph.D., MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o., Ostrava-Vítkovice Požární odolnost budov, jejichž nosná konstrukce je tvořena ocelovými nosníky, může být zvýšena několika různými způsoby, mezi které patří zejména návrh konstrukce a použití konstrukčních prvků tak, aby byly vystaveny účinkům požáru pouze částečně (ochranné požární nástřiky, apod.), dále pak použití větších nosných průřezů konstrukčních prvků a konečně použití ocelí se zvýšenou pevností za vysokých teplot ve srovnání s klasickými konstrukčními ocelemi. Základní požadavky na nové typy konstrukčních ocelí se zvýšenou odolností proti požáru jsou: − optimalizované chemické složení oceli a minimalizovaná cena, − výrobky dodávané ve stavu po řízeném válcování nebo normalizačním žíhání, − zaručená svařitelnost, nejlépe bez předehřevu a tepelného zpracování po svařování, dostupnými technologiemi a přídavnými materiály, − garance zvýšené odolnosti proti deformaci za zvýšených teplot, resp. ztrátě tvarové stability konstrukce. Příspěvek jednak shrnuje požadavky kladené na konstrukční oceli, vyznačující se zvýšenou odolností proti požáru, jednak uvádí výsledky ověřování vlastností nově vyvíjených typů těchto ocelí spolu se srovnáním materiálových charakteristik s již zavedenou ocelí FRS 30 vyráběnou konsorciem Thyssen-Krupp.

1. Úvod Rostoucí nebezpečí teroristických útoků a zkušenosti s požárem a následným zřícením budov World Trade Center v New Yorku v září 2001 obrátily pozornost i laické veřejnosti k problematice požární únosnosti staveb a možnostem jejího zvyšování. Renesance výstavby obřích mrakodrapů a výškových budov zejména v Asii pak celé problematice dodává stále aktuální rozměr. Tento příspěvek shrnuje požadavky kladené na konstrukční oceli, vyznačující se zvýšenou pevností v intervalu teplot, kterým mohou být vystaveny právě během požáru a uvádí výsledky užitných vlastností dvou laboratorních taveb tohoto typu oceli spolu se srovnáním materiálových charakteristik s již zavedenou ocelí FRS 30 vyráběnou konsorciem Thyssen Krupp.

2. Materiálová problematika odolnosti konstrukcí proti požáru Nosné ocelové konstrukce obytných a občanských budov nebo konstrukce průmyslových staveb mohou být při požáru vystaveny účinkům velmi vysokých teplot. S tímto faktem se pracuje již ve fázi návrhu konstrukce, která musí zaručit, že se ocelové nosné prvky při požáru

neporuší v čase, potřebném především pro evakuaci a záchranu osob. To je možné zajistit jednak návrhem konstrukce tak, aby nosné prvky byly vystaveny účinkům požáru pouze částečně (stínění, ochranné požární nástřiky, apod.), použitím větších nosných průřezů konstrukčních prvků anebo právě použitím značek ocelí odolných proti požáru, tedy ocelí se zvýšenou pevností za vysokých teplot ve srovnání s klasickými konstrukčními ocelemi. 1.1 Materiály v normách pro stavební konstrukce Požární odolnost stavebních konstrukcí se určuje podle ČSN EN 1363-1 [1] a souvisejících ČSN a vyjadřuje se časem, po který je garantováno zachování stability a únosnosti konstrukce. Tento čas se pohybuje podle typu, složitosti a důležitosti objektu v intervalu od 15 minut až do 3 hodin. Stavební konstrukce se pak podle požární odolnosti zařazují do stupnice 15, 30, 45, 60, 90, 120 a 180 minut. Během požáru dochází k intenzivnímu ohřevu ocelového konstrukčního prvku, což s sebou přináší pokles jeho pevnostních charakteristik, zejména pak meze kluzu, meze pevnosti a také Youngova modulu E. Pokud je pokles meze kluzu v důsledku požáru tak vysoký, že jeho hodnota podkročí okamžité pracovní

39



napětí, konstrukční element se zdeformuje nebo poruší. Teplota, při níž k tomu dojde, se udává jako kritická teplota, dosahuje u běžných typů konstrukčních ocelí asi 550°C, ale může kolísat i v závislosti na velikosti konstrukčního prvku. Při této teplotě si ocel zachovává pouze asi 60% své původní meze kluzu za normální teploty. Pro výpočet únosnosti konstrukcí vystavených účinkům požáru jsou jednotlivé materiálové charakteristiky (Xd, fi) v EN 1993-1-2 [2] definovány následujícím způsobem:

kθ ⋅ X k

X d ,fi =

(1)

γ M ,fi

kde Xk je příslušná materiálová charakteristika při normální teplotě, kθ je redukční faktor platný pro tuto charakteristiku a teplotu materiálu při požáru (viz dále) a

γ M , fi

je pak faktor bezpečnosti pro danou

materiálovou charakteristiku a požární situaci. Pro jednotlivé pevnostní charakteristiky při zvýšených teplotách jsou v EN 1993-1-2 k dispozici redukční faktory, které charakterizují pokles příslušné materiálové charakteristiky s teplotou, konkrétně vyjádřené jako poměr její hodnoty při dané teplotě a hodnoty téže charakteristiky při teplotě laboratorní: −

redukční faktor pro mez kluzu

k y ,θ = −

f y ,θ

(2)

fy

redukční faktor pro mez úměrnosti

k p ,θ =

f p ,θ

fp

(3)

redukční faktor pro Youngův modul

k E ,θ =

E a ,θ

Ea

(4)

kde f y, θ, f p, θ, E a, θ v čitateli vztahů (2) až (4) představují hodnoty meze kluzu, meze úměrnosti a Youngova modulu pružnosti při sledované teplotě a ve jmenovateli jsou pak uvedeny tytéž charakteristiky při teplotě laboratorní. Hodnoty výše uvedených součinitelů uvedené v normě ČSN EN 1993-1-2 a platné pro uhlíkovou ocel jsou uvedeny v tabulce 1.

Tab.1: Redukční součinitelé kyθ, kpθ a kEθ uhlíkové oceli podle EN 1993-1-2

T, °C 20 100 200 300 400 500 550 600 650 700 750 800

k yθ 1.0000 1.0000 1.0000 1.0000 1.0000 0.7800 0.6250 0.4700 0.3500 0.2300 0.1700 0.1100

kpθ 1.0000 1.0000 0.8070 0.6130 0.4200 0.3600 0.2700 0.1800 0.1275 0.0750 0.0625 0.0500

kEθ 1.0000 1.0000 0.9000 0.8000 0.7000 0.6000 0.4550 0.3100 0.2200 0.1300 0.1100 0.0900

Tyto parametry představují také minimální rozsah zkoušení a prokazování vlastností, který musí každý nový materiál splňovat, aby mohl být zahrnut do skupiny konstrukčních ocelí se zvýšenou odolností proti požáru. Materiálová problematika je ovšem v normě EN 19931-2 omezena pouze na uvedení dvou skupin materiálů, a to jedné uhlíkové konstrukční oceli a tří značek austenitických ocelí. Navíc v normě uvedená uhlíková konstrukční ocel P 235 je ocel s minimální mezí kluzu, což způsobuje, že výpočty jsou značně konzervativní a naprosto ignorují různé materiálové charakteristiky a pevnostní úroveň ocelí. Například, při výpočtu je použita ocel P 235 s charakteristickou mezí kluzu při pokojové teplotě 235 MPa, avšak skutečná mez kluzu reálného výrobku může dosahovat (a také zpravidla dosahuje) hodnoty až 300 MPa. Toto zvýšení pevnosti s sebou přináší rovněž zvýšení kritické teploty až o 75°C. Pro zavedení nového materiálu do skupiny ocelí se zvýšenou odolností proti požáru (oceli označované jako oceli typu FRS – Fire Resistant Steels) je ovšem vhodné a do značné míry i nezbytné provést ověření i další charakteristik, jako jsou charakteristiky únavové pevnosti, mikrostruktury, apod., v případě materiálů určených pro vysoké teploty pak také odolnost proti creepové deformaci. Je sice pravdou, že stále značná část konstrukcí je spojována nýtováním, avšak ověření svařitelnosti musí být nedílnou součástí vývoje nové konstrukční oceli, a to spolu s výběrem vhodných přídavných materiálů, technologií svařování a následným prověřením jakosti vyrobených svarových spojů. 1.2 Stručná patentová rešerše Nejvíce pozornosti je ocelím se zvýšenou odolností proti požáru věnováno hlavně v Japonsku [3-5], ale také obecněji v Asii. Je to dáno zejména překotným vývojem v této oblasti, masivními investicemi i ze strany vyspělých zemí a stále rostoucím průmyslovým potenciálem těchto ekonomik (Čína, Indie, Malajsie). V Evropě pak přihlásily své oceli k patentové ochraně přední výrobci jako je Mannesmann [6], Thyssen-Krupp

40



[7], či Corus [8] nebo ILVA [9]. V tabulce 2 jsou uvedeny některé z patentovaných ocelí typu FRS. Na základě provedené patentové rešerše [10] lze konstatovat, že požadovaných vlastností ocelí se zvýšenou odolností proti požáru se dosahuje jednak optimalizovaným chemickým složením oceli a jednak cestou termomechanického zpracování. Z hlediska fyzikálně metalurgického je zřejmé, že většina výrobců vsadila na kombinaci zpevnění tuhého roztoku

molybdenem v kombinaci se zpevněním precipitačním, za tímto účelem jsou jednotlivé značky legovány vanadem, resp. niobem, bór je pak přidáván s cílem zvýšit prokalitelnost oceli. Cílem termomechanického zpracování je pak podpořit vznik jemných částic precipitátů, které jsou významným přínosem k precipitačnímu zpevnění.

Tab. 2: Chemické složení ocelí typu FRS podle jednotlivých patentů Patent Výrobce

EP 0347156

EP 0347156

Nippon Steel [3]

Název

ocel 1

ocel 2

EP 047055

EP 1008667

GB 2388845

JP 10204573

ILVA [9]

Thyssen [7]

Corus [8]

-

FR 275 N

-

-

-

-

C

0.04–0.15

0.04–0.15

0.03-0.14

0.01-0.14

0.12-0.21

0.01–0.08

0.05-0.15

0.06–0.13

max. 0.6

max. 0.6

max. 0.20

max. 0.30

max. 0.50

0,05

0.1–0.5

0.15–0.50

Mn

0.5–1.6

0.5–1.6

0.4–1.1

0.2–1.2

max. 1.6

0.8–1.6

0.1–0.6

1.0–2.0

Mo

0.4-0.7

0.2-0.7

0.3–0.8

0.10–0.25

-

0.7–1.0

0.3–0.6

0.20–0.40

Cr

0.05–1.0

0.05–1.0

max. 0.20

0.70-0.90

-

-

0.05–0.2

-

Ni

0.01-0.5

0.01-0.5

-

-

-

-

-

-

Cu

0.05–1.0

0.05–1.0

max. 0.20

max. 0.50

-

-

-

-

V

0.005–0.10

0.005–0.10

0.003-0.05

0.01–0.05

0.10-0.14

0.05–0.20

0.05–0.10

-

Nb

0.005–0.04

-

0.003–0.05

max. 0.02

-

0.05–0.15

0.01–0.04

0.02–0.05

Al

max. 0.1

max. 0.1

max. 0.04

0.020-0.045

max. 0.060

-

-

0.005-0.040

Ti

0.005–0.10

0.005–0.10

max. 0.04

max. 0.02

-

0.005–0.025

-

-

Zr

0.005–0.03

0.005–0.03

-

-

-

-

-

-

N

0.001-0.006

0.001-0.006

0.002–0.01

max. 0.008

0.010-0.022

0.002–0.006

-

-

B

0.0003–0.002

0.0003–0.002

-

max. 0.004

-

-

-

-

V:N min. 4.5

0.003–0.006 O

Ti, Zr, V volitelně

Z uvedených skutečností pak vyplývají požadavky na nový typ konstrukční oceli se zvýšenou odolností proti požáru, a to:

-

PYROVAN

M&V [6]

Si

Pozn.

-

EP 1319731

NIPPON [4]

JP 8269620 TOPY IND [5]

minimalizovaná cena oceli, optimalizované chemické složení oceli, výrobky dodávané ve stavu po řízeném válcování nebo normalizačním žíhání, zaručená svařitelnost, nejlépe bez předehřevu a tepelného zpracování po svařování, dostupnými technologiemi a přídavnými materiály, garance zvýšené odolnosti proti deformaci za zvýšených teplot, resp. ztrátě tvarové stability konstrukce.

K výrobcům nových značek ocelí se zvýšenou odolností proti požáru se v poslední době zařadily také dvě přední české hutnické společnosti. V další části příspěvku budou proto srovnány vlastnosti těchto ocelí a oceli FR 275 N (obchodní značka FRS 30) výrobce ThyssenKrupp.

0.40–0.70 W

3. Srovnání vlastností ocelí typu FRS Srovnání užitných vlastností ocelí typu FR tak bylo provedeno u celkem 5 zkušebních sérií, které reprezentovaly čtyři tavby (série A a B byly vyrobeny z jedné tavby) zpracované do několika hutních polotovarů. Použitá označení, druh a rozměry výrobků včetně příslušné legující báze oceli jsou uvedeny v tabulce 3. Ve všech případech byly oceli podrobeny normalizačnímu žíhání bez následného popouštění. Tab.3: Materiály pro ověřování vlastností ocelí typu FRS

Značení

Polotovar

Rozměry

Legující báze

A

Tyč

20x20 mm

C-Mn-Cr-Ti-B

B

Plech

tl. 12 mm

C-Mn-Cr-Ti-B

C

Tyč

20x20 mm

C-Mn-Cr-Ti-B

D

Plech

tl. 9.6 mm

C-Mn-Mo-V

FRS 30

Plech

tl. 25 mm

C-Mn-Cr-Mo-V

41



Jednotliví výrobci použili u svých ocelí rozdílné legující báze. Zatímco v případě oceli FRS 30 je legování založeno na kombinaci C-Mn-Cr-Mo-V, u ocelí A-C byla využita kombinace legur C-Mn-Cr-Ti-B a tavba D je založena na kombinaci legur C-Mn-Mo-V, nevyužívá tedy vůbec legování chrómem. Ve všech případech je však použito mikrolegování buď vanadem nebo niobem. U taveb A-C byla zvolena ekonomicky úsporná legující báze bez molybdenu. Skutečný přínos použití mikrolegur se projeví až při řízeném válcování, kdy jsou vytvořeny podmínky pro precipitaci extrémně jemných částic karbidů, resp. karbonitridů vanadu a niobu a významné zvýšení precipitačního zpevnění. 3. 1 Mechanické a křehkolomové vlastnosti sledovaných ocelí Nejdůležitější materiálovou charakteristikou ocelí odolných proti požáru je teplotní závislost meze kluzu, resp. meze pevnosti. Při hodnocení mechanických vlastností se vycházelo z požadavků, které jsou uvedeny v materiálové sekci normy ČSN EN 1993-1-2, a proto byly prováděny zkoušky jednoosým tahem v teplotním rozmezí +20 až 800°C. Výsledky zkoušek mechanických vlastností jsou uvedeny v grafické podobě na obrázcích 1 až 3, kde jsou srovnány právě teplotní závislosti jednotlivých materiálových charakteristik včetně meze kluzu a meze pevnosti všech hodnocených ocelí.

Na základě hodnocení mechanických vlastností sledovaných typů ocelí odolných proti požáru s vlastnostmi oceli FRS 30 lze vyvodit, že v celém sledovaném teplotním intervalu se největší pevností vyznačuje ocel FRS 30, následovaná tavbou D a ostatními tavbami, přičemž maximální rozdíl na mezi kluzu činí až 100 MPa a u meze pevnosti až 200 MPa. Jak ocel D, tak i ocel FRS 30 se tak vyznačují větším deformačním zpevněním v oblasti teplot 200 až 500°C, přičemž v obou případech se jedná o oceli legované molybdenem a vanadem. Křehkolomové charakteristiky byly ověřovány zkouškou rázem v ohybu na zkušebních tyčích s Vvrubem v takovém teplotním rozmezí, které umožňovalo stanovit celou Vidalovu křivku. U tyčí byla zkušební tělesa orientována v axiálním směru, u plechů pak byla použita přednostně orientace ve směru příčném. V těch případech, kdy tloušťka plechu neumožnila použít klasické rozměry zkušebních těles, byla použita tělesa o rozměrech 5x8x55 mm a výsledky pak byly přepočteny na normalizované hodnoty. Ve všech případech byly určeny také přechodové teploty houževnatý-křehký lom – FATT (charakterizované 50% podílem obou typů lomu na lomové ploše) a přechodové teploty, které odpovídají velikosti vrubové houževnatosti 35, resp. 50 J.cm-2. Výsledky jsou shrnuty v tabulce 4 a ukazují, že u tohoto typu ocelí není problémem dosáhnout velmi dobré úrovně vrubové houževnatosti. 250 000

300 A

250

200 000

B

200

D FRS 30

E [MPa]

Rp0,001 [MPa]

C

150

150 000

A

100 000

B

100

C 50 000

50

D FRS 30

0

0 0

100

200

300 400 500 Teplota [°C]

600

700

0

800

90

100

200

300 400 500 Teplota [°C]

600

700

800

120 A

80

B

70

C

60

D

100 80 Z [%]

A5 [%]

FRS 30 50 40 30

60 A B

40

C

20

D

20 10

FRS 30

0

0 0

100

200

300 400 500 Teplota [°C]

600

700

800

0

100

200

300 400 500 Teplota [°C]

600

700

800

Obr. 1: Teplotní závislost meze úměrnosti (Rp0.001), Youngova modulu pružnosti (E), lomové tažnosti (A5) a kontrakce (Z) sledovaných taveb a oceli FRS 30

42



400 350

Rp0,2 [MPa]

300 250 200 A

150

B 100

C D

50

FRS 30 0 0

100

200

300

400

500

600

700

800

500

600

700

800

Teplota [°C] Obr. 2: Teplotní závislost meze kluzu (Rp0.2) u sledovaných taveb a oceli FRS 30

700

600

Rm [MPa]

500

400 300

A

B

200

C

D

100

FRS 30 0 0

100

200

300

400 Teplota [°C]

Obr. 3: Teplotní závislost meze pevnosti (Rm) pro sledované tavby a ocel FRS 30 Tab. 4: Hodnoty KCV, T35Jcm-2, T50Jcm-2 a FATT pro sledované oceli

Charakteristika

A

B

C

D

FRS 30

KCV (0°C), Jcm-2

351

376

209

164

339

T35Jcm-2,

°C

-35.9

-51.6

-35

-62.0

-78.5

T50Jcm-2, °C

-34.3

-50.0

-29

-54.8

-73.1

FATT (T50%,) °C

-28.4

-44.6

-0.8

-34.5

nehodnoceno

43



Tab. 5: Redukční faktor kyθ podle EN 1993-1-2 a sledovaných ocelí

kyθ,

kyθ,

kyθ,

kyθ,

kyθ,

1993-1-2

A

B

C

D

FRS_30

20

1.00

1.04

1.09

1.14

1.25

1.27

100

1.00

0.91

1.02

1.05

1.17

1.17

200

1.00

0.86

0.88

0.90

1.07

1.04

300

1.00

0.74

0.74

0.82

0.85

0.97

400

1.00

0.68

0.68

0.78

0.90

0.95

500

0.78

0.65

0.65

0.74

0.76

0.87

550

0.63

0.59

0.62

0.68

0.71

0.85

600

0.47

0.51

0.51

0.54

0.59

0.73

650

0.35

0.38

0.38

0.39

0.42

0.54

700

0.23

0.26

0.26

0.27

0.25

0.33

750

0.17

0.16

0.16

0.17

0.17

0.18

800

0.11

0.12

0.13

0.14

0.13

0.14

T, °C

kyθ dle EN

3.2 Redukční součinitel ky,Θ Nejdůležitější užitnou vlastností tohoto typu materiálu je bezesporu teplotní závislost pevnostních charakteristik, zejména pak meze kluzu a z pohledu standardu EN 1993-1-2 také příslušné minimální hodnoty jednotlivých redukčních faktorů (viz rovnice (2) až (4)), které charakterizují poměr dané veličiny při sledované teplotě vzhledem k hodnotě téže veličiny při teplotě laboratorní. Hodnoty redukčního faktoru pro mez kluzu kyθ podle EN 1993-1-2 jsou uvedeny v tabulce 5. V této tabulce jsou barevně vyznačeny ty hodnoty redukčního faktoru kyθ, které u sledovaných ocelí leží pod příslušným požadavkem daným normou EN 19931-2 (hodnota v levém sloupci tabulky 5). Je patrné, že ani jedna ze sledovaných ocelí nedosahuje v celém teplotním intervalu standardem požadované velikosti redukčního faktoru kyθ, a to ani tehdy, když jsou porovnávány hodnoty meze kluzu za zvýšených teplot se standardizovanou hodnotou této veličiny při 20°C platnou pro ocel typu S 275, tedy 275 MPa. Takový přístup není v rozporu s požární bezpečností, protože při návrhu konstrukce se nutně musí vycházet z hodnoty minimální požadované meze kluzu a všechny další výpočty z této hodnoty vycházejí. Skutečnost, že hodnot požadovaného parametru plně nedosahuje ani komerčně velmi úspěšná ocel FRS 30 však není příliš překvapující. Nároky na vysokoteplotní odolnost jsou totiž takové, že jejich splnění naráží (minimálně u variant finálně tepelně zpracovaných normalizačním žíháním) na limity dané chemickým složením, resp. cenou oceli a požadavky na její svařitelnost. Experimenty pak potvrdily jinou, velice důležitou skutečnost, a to že téměř všechny sledované

44

tavby v kritickém teplotním rozmezí 550 až 800°C přesahují požadovanou minimální hodnotu korekčního faktoru na mez kluzu. Toto rozmezí teplot lze totiž považovat za kritické z hlediska únosnosti konstrukce během požáru. Ocel FRS 30 pak oproti ostatním experimentálním tavbám v teplotním intervalu 500 -750 ° C dosahuje významně vyšších pevností.. 3. 3

Ověření svařitelnosti

Na plechu z oceli D (tl. 9.6 mm) byl vyroben tupý svarový spoj metodou ručního obloukového svařování (111) na podložce v poloze PA za použití elektrody OK 74.46 (výrobce ESAB Vamberk, s.r.o.) o φ 4 a 5mm. Elektroda OK 74.46 je představitelkou přídavných materiálů pro svařování nízkolegovaných ocelí pro výrobu tlakových nádob a obsahuje 0.5% Mo. Je klasifikována podle EN 1599 jako E Mo B 32 H5. Svařování bylo v souladu s výše uvedenými požadavky provedeno bez předehřevu, s mezihousenkovou teplotou max. 150°C. Po svařování nebylo zařazeno relaxační žíhání, neboť charakter použití oceli a skutečnost, že se v naprosté většině případů bude jednat o montážní svarové spoje na stavbách, vyžaduje maximální možné zjednodušení zpracovávání plechu po svaření. Provedené svarové spoje byly podrobeny nedestruktivní kontrole utrazvukem podle EN 1714, tř. B, stupeň přísnosti EN 1712 stupeň 2, rozsah zkoušení 100% a magnetickou práškovou metodou podle EN 1290, stupeň přísnosti EN 1291 2X, rozsah zkoušení 100%. U vyrobených svarových spojů byly dále provedeny tahové zkoušky svarového spoje, zkouška lámavosti svarového spoje bočním ohybem, zkouška rázem v ohybu a měření profilu tvrdosti přes svarový spoj. Výsledky potvrdily v celém rozsahu dobrou svařitelnost i plně vyhovující vlastnosti svarového spoje. Na obr. 4 je ukázána makrostruktura svarového spoje, na obr. 5



pak profil tvrdosti přes svarový spoj zjišťovaný jak v kořenové, tak i povrchové housence. Je evidentní, že rozdíly v tvrdosti mezi základním materiálem, tepelně ovlivněnou zónou a svarovým kovem jsou zejména v kořeni svaru v důsledku

přežíhání výplňovou housenkou minimální a ani rozdíl 100 jednotek HV 10 v podpovrchové oblasti svaru nepředstavuje potenciální nebezpečí z hlediska použití těchto svarových spojů v konstrukcích.

Obr. 4: Makrostruktura svarového spoje oceli D

1.8x zv.

300

TOO 280

ZM

TOO

ZM

SK

HV 10

260

povrch

240

kořen 220 200

SK ZM

ZM

180

TOO

TOO

160 0

5

10

15

20

25

30

35

40

vzdálenost v mm

Obr. 5: Profil tvrdosti přes svarový spoj oceli D

a

b

c

d

Obr. 6: Mikrostruktura svarového kovu (a – 100x), hrubozrnné TOZ (b – 100 x), interkritické oblasti TOZ (c – 100x) a detail interkritické oblasti TOZ (d – 1000x)

45

Materiálové inženýrství Mikrostruktura svarového spoje byla hrubá, licí, tvořená bainitem a feritem vyloučeným po hranicích licích zrn (obr. 6a), u hranice ztavení byla tepelně ovlivněná zóna (TOZ) hrubozrnná bainitická (obr. 6b), v tzv. interkritické oblasti TOZ, tedy oblasti, v níž dochází během svařování k ohřátí na teplotu v okolí teploty Ac1 a k největšímu poklesu pevnosti a tvrdosti, je struktura bainiticko-feritická (obr. 6c) s lokálním výskytem malého množství drobných ostrůvků martenzitu (obr. 6d), které vznikají u svarových spojů svařovaných bez předehřevu v důsledku vysoké rychlosti ochlazování. Lze tedy konstatovat, že použitá technologie svařování i přídavný materiál jsou schopny garantovat odpovídající užitné vlastnosti svarových spojů tohoto typu oceli. 4. Diskuze výsledků a závěr Provedené šetření komplexu užitných vlastností několika taveb ocelí se zvýšenou odolností proti požáru ukázalo, že ani legování oceli prvky, které významně přispívají ke zpevnění oceli (molybden, vanad) nedokáže v plném rozsahu zaručit požadované pevnostní charakteristiky v celém teplotním rozmezí. Největší rozdíly mezi požadavky standardu a reálně dosahovanými vlastnostmi byly zjištěny v teplotní oblasti 300-400°C, kdy je redukční faktor meze kluzu kyθ v ČSN EN 1993-1-2 stále roven jedné, avšak reálné hodnoty meze kluzu již klesají. V této teplotní oblasti také, na rozdíl od teplot vyšších, ještě nejsou vytvořeny podmínky pro vytvrzení oceli vznikem sekundárních fází na bázi těchto legujících prvků. Vzhledem k charakteru použití těchto ocelí jako běžných konstrukčních ocelí s požadavky na zvýšenou pevnost, odpovídající plasticitu a houževnatost při zachování relativně nízké ceny a dobré svařitelnosti je však rozsah legování oceli, který by dokázal zbrzdit pokles pevnosti do vysokých teplot, významně omezen. Konvenční přístup pro zvýšení pevnosti do teploty cca. 350°C zvýšením koncentrace uhlíku není u tohoto typu oceli použitelný. Mangan sice zvyšuje zpevnění tuhého roztoku, zároveň je však jeho maximální koncentrace v nízkolegovaných ocelích omezena tendencí snižovat koncentraci uhlíku eutektoidního bodu, podporovat vznik horního bainitu a segregace v oceli. Maximální koncentrace manganu tedy u ocelí typu FRS dosahují asi 1.5%. Křemík je dalším z prvků, které účinně zpevňují tuhý roztok a zejména křemík brzdí změkčení při vyšších teplotách [11]. Problémem je však tendence ocelí obsahujících křemík ke zvyšování přechodové teploty křehký-houževnatý stav. Na rozdíl od křemíku je zpevnění tuhého roztoku chrómem zanedbatelné, zejména z důvodu jeho silné afinity k uhlíku a tvorbě karbidů. Chróm se však v ocelích pro zvýšené teploty používá v kombinaci s molybdenem. A molybden je právě tím prvkem, který zvyšuje vysokoteplotní pevnost, a to i při relativně nízkých obsazích okolo 0.20% [12]. Molybden má jednak větší atomový poloměr oproti železu, jednak vyšší modul pružnosti, proto silně ovlivňuje substituční zpevnění oceli. Mimoto molybden v tuhém roztoku snižuje rychlost difúze

46

Hutnické listy č.2/2008 železa, a tím omezuje rekrystalizaci, a tedy i snižování pevnosti při vysokých teplotách. Při zvyšování pevnosti oceli se s výhodo využívá potenciál vanadu, niobu nebo i titanu přidávaných do oceli v nízkých koncentracích jako mikrolegury. Specifikou působení mikrolegujících prvků je totiž vznik sekundárních fází, zejména karbidů, resp. karbonitridů vyvolaný plastickou deformací během tváření finálních hutních výrobků. Částice vzniklé tímto způsobem mají totiž až řádově menší rozměry než částice vzniklé při obvyklém tepelném zpracování, a dokážou tak blokovat rozvoj plastické deformace až do vysokých teplot. Při srovnání výsledků získaných na experimentálních ocelích s publikovanými výsledky vlastností ocelí odolných proti požáru se ukazuje, že pro to, aby ocel dosahovala asi až 2/3 své výchozí meze kluzu i při teplotě 600°C, je nezbytné provádět termomechanické zpracování [13]. Z hlediska mikrostruktury je optimální kombinace bainitu s malým podílem feritu, následovaná feriticko-bainitickou strukturou, nejmenší schopnost udržet požadovaný poměr meze kluzu při teplotě 600°C a meze kluzu při teplotě pokojové pak vykazuje mikrostruktura tvořená feriticko-perlitickou směsí [14]. Zachování vysokého poměru meze kluzu při zvýšené teplotě se ukazuje jako principiální vlastnost ocelí se zvýšenou odolností proti požáru. Ostatní užitné vlastnosti těchto ocelí jsou za předpokladu optimální kombinace legujících prvků a mikrostrukturních parametrů velmi dobře srovnatelné a vyhovují v celém rozsahu požadavkům, které jsou na oceli této specifikace kladeny. Poděkování Autoři této práce by rádi vyjádřili poděkování Ministerstvu školství, mládeže a tělovýchovy ČR za finanční podporu výzkumného záměru MSM 2587080701 „Výzkum a ověření nových netradičních postupů výroby kovových materiálů“, v jehož rámci byly získány zde uvedené výsledky. Literatura [1] [2] [3]

[4] [5] [6]

[7] [8]

ČSN 41 2022 – Ocel 12 022, účinnost od 1. 2. 1987 pr EN 1993-1-2 Eurocode 3 – Design of steel structures – Part 1-2: General rules – Structural fire design. 2003 European Patent Application EP 0347156 – Process for manufacturing building construction steel having excellent fire resistance and low yield ratio, and construction steel material, NIPPON STEEL CORPORATION, Tokyo, Japan, 1989 JP 10204573 – 700°C fire resistant rolled shape steel and its production, NIPPON STEEL CORPORATION, Tokyo, Japan, 1998 JP 8269620 – Fire resistant steel for shape steel, TOPY IND, 1996 EP 1319731 – Feuerresistenter Stahl für den Stahlbau und Verfahren zur Herstellung von Warmgewalzten Hohlprofilen, Trägern, Formstahl oder Grobblech daraus, MannesmannVallourec Deutschland GmbH, Düsseldorf, Germany, 2003 EP 1008667 – Verfahren zur Herstellung feuerresistenter Stahlbleche, Thyssen-Krupp Stahl AG, Duisburg, Germany, 2000 GB 2388845 – Fire resistant steel, Corus UK Limited, London, 2003 (britský patent)


[9] [10]

[11] [12]


European Patent Application EP 047055 – Process for the production of fire resistant structural steel, ILVA S.p.A., Roma, Italy, 1992 KUBOŇ, Z., aj. Vývoj nových typů ocelí se zvýšenou pevností za tečení při teplotách vyšších než 500°C, dílčí zpráva, VÍTKOVICE-Výzkum a vývoj, Ostrava, č. zprávy D17/04, prosinec 2004 GLEN, J. Effect of Alloying Elements on the Hightemperature Tensile Strength of Normalized Low-carbon Steel. JISI, 1957, Vol. 186, , s. 21 HONEYCOMBE, R. W. K. Steels: Microstructure and Properties. 2. vydání, Londýn: Edward Arnold, 2000. 256 s.

[13] [14]

PANIGRAHI, B. K. Microstructures and properties of lowalloy fire resistant steel. Bull. Mater. Sci., Vol. 29, 2006, s. 59-66 MIZUTANI, Y., aj. 590MPa Class Fire-Resistant Steel for Building Structural Use. Nippon Steel technical Report No. 90. Nippon Steel Co., July 2004

Recenze: Prof. Ing. Ladislav Pešek, CSc.

____________________________________________________________________________________________________________________

International Conference on

CLEAN TECHNOLOGIES IN THE STEEL INDUSTRY 23 - 25 September 2008 Ostrava, Czech Republic FIRST ANNOUNCEMENT CALL FOR PAPERS

...........

CLEAN TECHNOLOGIES IN THE STEEL INDUSTRY organised by the

Czech Metallurgical Society (CMS), Technical University (TU) Ostrava Czech Republic www.trz.cz/conference

47



Contribution of Acicular Ferrite to the Increased Hydrogen Resistance of Low Alloy Steel Přínos acirkulárního feritu ke zvýšení odolnosti proti působení vodíku v nízkolegovaných ocelích Doc. Ing. Eva Mazancová, CSc., Ing. Zdeňka Rucká, Prof. Ing. Karel Mazanec, DrSc. VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba Acicular ferrite (AF) microstructure presents an excellent contribution to mechanical properties, toughness and hydrogen embrittlement resistance. Majority of the AF plates (laths) have the mutual high-angle disorientation in contradistinction to the bainite having only the high-angle interfaces between the packets consisting of low-angle plates (laths). The cleavage unit crack path (UCP) has been found to be a distance between two grains of high-angle ferrite regions. In the AF the UCP value is defined as a distance between two neighbouring highly misorientated plates. It shows the UCP values are shorter what results in higher frequency of deviations and consequently in limited (retarded) cleavage crack propagation. In paper optimized thermomechanically controlled process (TMCP) leading to the AF formation is presented. Mikrostruktura acikulárního feritu (AF) prezentuje vynikající příspěvek k mechanickým vlastnostem, houževnatosti a odolnosti proti vodíkové křehkosti. Většina desek (latěk) AF vykazuje navzájem vysokoúhlové fázové rozhraní na rozdíl od bainitu, který je tvořen vysokoúhlovými fázovými rozhraními pouze mezi paketami. Tyto se skládají z nízkoúhlových desek (latěk). Jednotková délka trhliny (UCP) odpovídá vzdálenosti mezi dvěma zrny vysokoúhlových feritických oblastí. V AF je UCP definována jako vzdálenost mezi sousedními deskami s vysokoúhlovým fázovým rozhraním. To znamená, že UCP jsou kratší, což vede k vyššímu stupni deviací a následně k omezení (zastavení) šířené štěpné trhliny. V práci je prezentován optimalizovaný tepelně mechanický proces (TMCP), který vede ke vzniku AF.

Introduction The acicular ferrite is held for a very important microstructural component because of its relatively high strength and beneficial toughness response. Experimentally, this microstructure finds the large commercial application by above given reason of mechanical metallurgy properties detected in pipeline steels. In presented contribution it is accepted that acicular ferrite microstructure results from the realization of bilateral processes, namely from mixed carbon diffusion and the displacive transformation mechanism. This process is beginning at a temperature usually lying in the transformation range corresponding to the boundary level of the upper bainite nucleation in austenite matrix. The acicular ferrite growth involves a coherent or semicoherent austenite/ferrite (γ/α) interface fulfilling the Nishyama-Wasserman or Kurdjumov Sachs crystallographic relationship [1]. The both considered microstructures (bainite and acicular ferrite) are characterized with a different behaviour, predominantly in the achieved toughness values even though the temperature range of their initiation is identical. The different nucleation sites in steel matrix have the decisive influence on the formation of the final austenite decomposition mode. The difference in the formation of the acicular ferrite and bainite consists in their different nucleation sites in

48

steel matrix. As being known, acicular ferrite plates (laths) are usually nucleated at non-metallic particles (inclusions) fulfilling the special nucleability parameters and having the preferential nucleation capacity in comparison with austenite grain boundaries. In contradistinction to acicular ferrite nucleation sites, in case of bainite formation the ferritic grains are nucleated at austenite grain boundaries. Concerning the nucleability of non-metallic inclusions their nucleation activity is based on the competition of acicular ferrite with B nucleation parameters. Recently, it has been demonstrated, the dominated acicular ferrite microstructure has been developed using the special form of thermomechanical control process (TMCP) after the hot plate rolling of pipeline steels. The considered process consists of two independent stages of controlled rolling. The complex process can be divided in two basic parts, namely. The deformation realized in the austenite microstructure accompanied with the matrix recrystallization and the rolling realized at lower temperature (800÷850 °C) what leads to the recrystallization suppressing. After the TMCP, a controlled (accelerated) cooling (temperature range 800 – 500 °C) has been applied and at 500 °C the soaking annealing for 1 hour has been followed. The deformation performed at the temperature range in which the austenite recrystallization takes part has been around 27%, while the deformation level realized at the

Hutnické listy č. 2/2008 temperature range corresponding to recrystallization suppressing has been mildly higher (31÷47%). The aim of this work is to contribute to the physical metallurgy analysis of the beneficial acicular ferrite effect to the achievement of higher resistance to hydrogen degradation effect in the structural steels [2].

Materiálové inženýrství deviation of steel containing investigated acicular ferrite microstructure in majority and/or B one in minority. The presented different features of the microstructures confirm the unlikeness in response of the investigated microstructures in dependence on loading parameters.

Theoretical Concept Acicular ferrite particles exhibit different orientations what leads to the fine grained interlocking morphology formation. Bainite packets usually consist of plates (laths) having the low-angle interface orientations. In contrast to this morphology arrangement the detected beneficial mechanical properties of acicular ferrite microstructure are connected with the high-angle interfaces being effective as obstacles to the cleavage crack propagation. It represents very important contribution of acicular ferrite microstructure to the achievement of higher mechanical metallurgy properties in comparison with the bainite microstructure having larger unit crack path for the cleavage crack propagation [1]. Acicular ferrite high angle interfaces force the cleavage crack to change the microscopic propagation plain in order to accommodate the new crack crystallography [3]. The above discussed beneficial AF properties are asking in large scope inclusive of the imposed steel resistance to hydrogen induced cracking (HIC). From point of view of fracture mechanics, it is useful to apply the evaluation concept of the crystallographic packets defined as the continuous set of plates having misorientation lover than the angle of 15 °. The plate interface occurrence characterized with misorientation higher than 45 ° is prevailing in acicular ferrite microstructure.

Fig.1b. Micrograph of bainite (x1900) Obr.1b. Snímek bainitu (x1900)

Fig.2a. Fracture characteristics of acicular ferrite microstructure (x500) Obr.2a. Lomové charakteristiky mikrostruktury acikulárního feritu (x500)

Fig.1a. Micrograph of AF (x2800) Obr.1a. Snímek AF (x2800)

Microstructure and Fractography Analysis Characteristic microstructures of compared acicular ferrite and bainite are presented in Figs.1a,b and 2a,b. Figure 3 shows the typical feature of fracturing

The presented analysis is devoted to the physical metallurgy elucidation of processes leading to the acicular ferrite and bainite microstructures formation during austenite decomposition. Simultaneously, the obtained results contribute to the getting deeper knowledge concerning the relation between microstructures and the resistance to hydrogen brittleness (hydrogen induced cracking – HIC) namely in this case between the influence of acicular ferrite and bainite microstructures. Acicular ferrite microstructure, due to its interlocking arrangement, will be probably more resistible than is the influence of the bainite one.

49


Hutnické listy č. 2/2008 The low misorientation angles are observed among the secondary (sympathetic) acicular ferrite plates. In summary, it is possible to conclude, the realized EBSD analysis demonstrates the acicular ferrite microstructure is consisting of intricately misorientated plates having “internal” low angle plates filling the space among neighbouring plates of high-angle interfaces [3]. The crystalline packets are considered as the microstructural units controlling the cleavage crack propagation in the bainite microstructure [1, 3].

Fig.2b. Fracture characteristics of bainite microstructure (x500) Obr.2b. Lomové charakteristiky mikrostruktury bainitu (x500)

deviation

The most of the packet interfaces are high-angle ones, characterized with a misorientation angle higher than the accepted limit of the 45 °. Analogously, as in the acicular ferrite microstructure, the low angle interfaces are found inside the crystallographic packets [4]. In comparison to acicular ferrite frequency of high-angle misorientation detected in the bainite microstructure (misorentation angle determined among crystallographic packets) is substantially lower while in case of acicular ferrite the high misorientation angles can be usually found among the primary acicular ferrite plates (laths) with the substantially higher frequency than it is observed in the bainitic microstructure.

Discussion

AF plate (lath) Fig.3. Schematic feature of fracturing deviation in the acicular ferrite microstructure Obr.3. Schéma vybočování při lomu v mikrostruktuře acikulárního feritu

The interfaces having the high misorientation angle are held for very important characteristics from point of view of higher toughness values obtained in acicular ferrite microstructure. The interface misorientations higher than 45 ° are taken for very beneficial. On the contrary, the interface misorientations lower than 15 ° are considered as critical because they are not contributing to an improvement of detected mechanical properties. It has been found in majority measurements performed in acicular ferrite microstructures. Nearly all interfaces among the primary acicular ferrite plates are of the high-angle type.

50

The determination of the crystallographic grain size represents the very important parameter. This value influences the strength and the cleavage crack propagation resistance of ferritic steel as it is well known. The application of the EBSD technique represents a method making possible to evaluate the grain size in a very fine microstructures [5]. The results obtained after application of the above mentioned evaluation technique contribute to the local estimation of the fracture behaviour in dependence on the microstructural type. The above mentioned evaluation method makes likewise possible to give account for the physical engineering causes contributing to the achievement of higher cleavage crack propagation resistance in comparison with the behaviour of the investigated bainite microstructure. The detected unlike behaviour of compared microstructures (acicular ferrite and bainite) reflects the different level of unit crack path (UCP) dimension according the ”Pickering´s” concept [6]. The UCP value is equal to the distance between the neighbouring high angle interfaces (boundaries). This parameter is defined as a region in which the cleavage crack propagates in a nearly straight line. On the contrary to the acicular ferrite (high-angle interface is located to single primary plates - laths) the UCP values are corresponding to the distance between packet interfaces in bainite. These microstructure constituents are composed of low-angle plates (laths) interfaces which are more or less one another arranged parallelly what does not contribute to the strength increase and to the cleavage crack resistance. This result is a very



important characteristic and reflects the distinct acicular ferrite behaviour from bainite microstructure. By means of the UCP value (XUCP) application, it is possible to estimate the transition temperature (T) in steel using the equation presented by Pickering formerly [6]: T = T0 – K (XUCP)-1/2

(1)

dependence “temperature-time” demonstrates the deformation is necessary to finish at temperature situated above the Ar3 with the subsequent controlled cooling to the temperature of austenite transformation in acicular ferrite (by displacive mechanism) along with the superposed isothermal holding (0.5-1 hour) at this temperature.

In above mentioned equation K corresponds to constant and T0 depends on the steel tensile strength. The equation (1) shows the transition temperature proportionality to the square root of the distance between high-angle interfaces. The acicular ferrite microstructure makes crack propagation difficult due to presence of great number of high-angle plates (laths) interfaces and due to shorter distance of this microstructural parameter. The high-angle boundaries (interface) force the crack deviations and evidently leave ligament fractured finally at development of ductile mechanism. The increased crack propagation energy detected in the acicular ferrite microstructure is a result of fracture behaviour. In this connection, it is interesting to remark that the same fracture processing takes part in the increased resistance to cleavage crack propagation in case of lover bainite microstructure. In acicular ferrite microstructure, the density of plates (laths) having higher misorientation is enhanced as it is also found under increased dislocation density in work hardened steel matrix after the application of the consecutive thermomechanical processing. The cleavage crack is realized along ⎨100⎬ planes. At this process the noticeable deflection is only observed for a misorientatin higher than 15 °, approximately. The set of adjacent plates (laths) having the misorientation range limited to 15 ° is considered to be a criterion of the microstructural unit controlling the cleavage crash propagation in the AF microstructure. The realized analysis shows, the acicular ferrite microstructure is intrinsically higher than the bainite one although both are formed at the same temperature range. The compared microstructures differentiate in the UCP values. In acicular ferrite microstructure the absence of carbides contributes to the beneficial effect of this microstructure. The recent result show, the acicular ferrite microstructure can be obtained after the complex set of sequential deformation operations realized in the temperature region corresponding to the optimized thermomechanical control process. This processing is composed of a properly arranged sequence of two mulpass deformation rolling stages in austenite region in which the recrystallization of deformed austenite matrix is realized and at lower temperature when the recrystallization mechanism is suppressed [2]. The discussed deformation set is composed of five stages. The schematic diagram of considered deformation operations is presented in Fig.4. The

Fig.4. Schematic diagram of mechanical control process [2] Obr.4. Schématický diagram řízeného procesu [2]

The mechanism can be considered as a second variant to the usually applied nucleation conception based on the nucleability capacity of some non-metallic inclusions. Probably, the application above described deformation process results in the modification of nucleability of the austenite grain boundary. This limits the bainite formation and the intragranular acicular ferrite nucleation activity, achieves a certain probability level in comparison with bainite microstructure. By this occasion, it is useful to remark the frequency of above discussed second nucleation variant is lover and is conditioned with the application of complex deformation processes having partially eliminated the prior grain boundary network in the austenite matrix. The increased dislocation density acts as a strong hydrogen trap in acicular ferrite plates (laths), resulting in the imposed HIC resistance. This mechanism can be taken for additional process to the basic idea consisting in beneficial UCP in the acicular ferrite-microstructure in comparison with the investigated bainite microstructure due to high-angle misorientation among the acicular ferrite plates. This positive acicular ferrite property is kept under simultaneous hydrogen effect what is held for very important contribution to the behaviour of acicular ferrite microstructure from point of view of steel resistance to the HIC and SSC [2].

Conclusions The acicular ferrite microstructure is characterized with an excellent combination of mechanical (strength) properties and achieved toughness values. The acicular ferrite plates (laths) contain high-angle of the mutual

51

Materiálové inženýrství misorientation in majority cases while the bainite microstructure low-angle one in majority. The highangle occasions are usually found between neighbouring packets consisting of the low-angle plate set. The cleavage UCP has been detected to be a distance between two grains of high-angle ferrite regions. In austenite the conditions for acicular ferrite nucleation after application of the optimized thermomechanical control process consisting of the consecutive deformation one realized in recrystallization and nonrecrystallization region has been determined. This acicular ferrite formation is considered as a second nucleation variant of the acicular ferrite. Its existence is conditioned by the realization of deformation set leading to the modification of the prior austenite grain boundary network. The beneficial resistance of the acicular ferrite microstructure to hydrogen embrittlement represents a very attractive property reflecting the basic arrangement of this microstructural component.


Acknowledgement Authors acknowledge the Ministry of Industry and Commerce of Czech Republic for financial support of project FI-IM 3/159. References [1] [2] [3]

[4]

[5] [6]

GORGUES, A.F., FLOWER, H.M., LINDLEY, L.C.: EBSD study of acicular ferrite, bainite and martensite steel microstructures. Mater. Sci. Technol., 2000, vol. 16, p. 26-40. ZHAO, M.C., SHAN, Y.Y., XIAO, F.R., YANG, K.: Acicular ferrite formation during hot plate rolling for pipe-line steels. Mater. Sci. Technol., 2003, vol. 19, p. 355-359. DIAZ-FUNTÉS, M., IZE-MENDIA, A., GUTIÉRREZ, I.: Analysis of different microstructures in low–carbon steels by EBSD study of their toughness behaviour. Met. Mater. Trans. A, 2003, 34A, 2505-2516. BOUYUE, E., FLOWERS, H.M., LINDLEY, T.C., PINEAU, A.: The use of EBSD technique to examine microstructure and cracking in a bainitic steel. Scr. Mater., 1998, vol.39, p. 295300. GUTIÉRREZ-LORENZON, A.F.: Application of EBSD to study of phase transformation. Inter. Mater. Reviews, 2007, vol. 52, 65-128. PICKERING, F.R.: The structure and properties of bainite in steels. In Proceed. Transformat. and Hardenability of Steels. Ann Arbor, Michigan: Climax Molyb. Company, Univ. of Michigan, 1967, p. 109-129.

Recenze: Prof. Ing. Miroslav Tvrdý, CSc.

_____________________________________________________________________________ Třinecké železárny budou dodávat drát pro ThyssenKrupp Třinecký hutník č. 9/2008

27.2.2008

Třinecké železárny budou patřit mezi hlavní strategické dodavatele drátu pro firmu ThyssenKrupp Bilstein, která vyrábí závěsné pružiny do automobilů. Stane se tak po absolvování všech legislativních a kvalitativních procedur. Tak zní závěr zákaznického auditu zástupce německé firmy konaného v minulých dnech v naší huti. Po úspěšných zkušebních dodávkách drátu v posledních dvou letech byly vybrány Třinecké železárny jako jeden ze čtyř strategických dodavatelů německých obchodních partnerů. „Před vlastním auditem jsme dostali z firmy ThyssenKrupp dotazník ohledně základního technického vybavení ocelárny i válcovny a také normy VDA 6.3. Dotazník se týkal systému jakosti našich železáren, řízení lidských zdrojů, logistiky i kvality." uvedl technolog odboru Technologie a výzkum Roland Cieslar. Auditor Dieter Brier vše projednal přímo na místě. Navštívil provozy KKO, ZPO, čistírnu dlouhých sochorů, kontidrátovou trať, úsek expedice a výpraven. „Dieter Brier se také živě zajímal o lidské zdroje, školení, zastupitelnosti a na tato témata diskutoval jak s našimi personalisty, tak přímo na provozech s mistry," dodal R. Cieslar. Podle slov Jiřího Szlauera z Moravia Steel z auditu vyplynulo, že systém sledování výroby v Třineckých železárnách patří k nejlepším, jaké kdy zástupce firmy ThyssenKrupp viděl. Dodejme hned, že už byl ve čtyřech desítkách hutních závodů po celém světě. Závěrečná hodnotící zpráva bude zaslána do Třineckých železáren v písemné podobě během krátké doby. Jejím obsahem budou nejen závěry auditu, ale také určité připomínky a náměty na zlepšení. SB

52



Výkovky z hořčíkových slitin a jejich využití v automobilovém průmyslu Doc. Ing. Miroslav Greger, CSc.1, Ing. Vlastimil Karas2, Ing. Michal Vlček2, Ing. Barbora Kuřetová1, 1 VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba , 2 KOVOLIT, a.s, Kovárna, Nádražní 344, 664 42 Modřice

Předností hořčíkových slitin je jejich nízká měrná hmotnost. Z běžných technických slitin je nejnižší. Měrná pevnost (Rm/ρ) je v porovnání s hliníkem dvojnásobná. Při tváření, v důsledku hexagonální krystalové mřížky se výše legované slitiny vyznačují nízkou tvařitelností za studena. Hlavními legujícími prvky hořčíkových slitin pro tváření jsou hliník, zinek a mangan, popř. Si, Zr, Th a prvky vzácných zemin. Při větším obsahu Al, popř. Zn a Th lze pro zvýšení pevnosti využít vytvrzování. V automobilovém průmyslu se využívají slitiny hořčíku na široký sortiment součástí, např. podvozkové díly, plechy, kola, skříň spojky.

1. Úvod Mezi významná odbytiště pro hořčíkové materiály patří automobilové odvětví, které se vyznačuje největším vývojovým potenciálem. Desetiletí bylo použití hořčíku v automobilu omezeno na tvarově složité odlitky v oblasti motoru, agregátů a kol. Z ekonomických důvodů dominovalo tradiční tlakové lití. V současné době jsou sériově vyráběny modely vozidel s karosářskými díly nebo s celými karoseriemi z hliníku [1]. Nabízí se úvaha vyrábět z hořčíkových materiálů díly pro oblast podvozku a pohonu. To znamená, především pro oblast podvozku. Je třeba nahradit dlouhodobě osvědčené díly z oceli a hliníku hořčíkovými slitinami. Použití hořčíkových slitin pro díly podvozku klade velmi vysoké požadavky na jejich pevnost, houževnatost a životnost [2-5]. Kování se stává nejvhodnějším způsobem výroby pro uvedené díly z hořčíkových slitin. Hořčíkové slitiny mají konstrukční výhody, nižší hustotu než hliníkové slitiny, což oceňují především konstruktéři automobilů. Hořčíkové slitiny jsou nejlehčím kovovým konstrukčním materiálem. Jejich měrná hmotnost je o 25 % nižší než u slitin hliníku. Hustota čistého hořčíku je 1774 kgm-3, hustota slitin se pohybuje v závislosti na stupni legování od 1350 do 1830 kgm-3. Dalším kladem je možnost použít vybrané slitin, jak pro tlakové lití, tak i pro kování. Slitiny hořčíku se vyznačují výbornou obrobitelností a většina slitin i dobrou svařitelností při obloukovém svařování v ochranné atmosféře. Jistým nedostatkem hořčíkových slitin je jejich nižší korozní odolnost. Další nevýhodou je vysoká reaktivita (v některých případech i při obrábění) a nízká pevnost za vyšších teplot. Hlavním konstrukčním nedostatkem je poměrně nízká vrubová houževnatost [6-9]. Na závadu může být i výrazná anizotropie vlastností tvářených výrobků. Oblasti tvářené tlakem mají odlišnou strukturu a vlastnosti než oblasti s větším podílem tahových napětí. V oblasti tlakových napětí dochází k dvojčatní [10]. Dvojčata vznikají i při tepelném zpracování. Mechanické vlastnosti lze zvýšit kováním, jak ukazuje obr. 1.

Obr. 1. Mechanické vlastnosti odlévaných a kovaných hořčíkových slitin [4] Fig. 1. Mechanical properties of casting and forged magnesium alloys [4]

Evropští výrobci automobilů (mimo jiné i Volkswagen a Audi) přijali v rámci Kyotského protokolu záměr snížit v rozmezí let 1990 až 2005 spotřebu paliva o 25 % a množství emisí CO2 o 50 %. Významné snížení spotřeby paliva může být dosaženo snížením hmotnosti vozidel, což se projeví ve snížení nákladů na provoz. Měrná hmotnost slitin hořčíku je o 25 % nižší než měrná hmotnost hliníkových slitin, což při použití v automobilovém průmyslu sníží spotřebu paliva a umožní zvýšit hmotnost nákladu. Jestliže se podaří snížit hmotnost pohonného systému o 10 %, tak se uspoří 5 % paliva [11]. Hořčík je atraktivní materiál pro použití v automobilech, především kvůli jeho nízké hmotnosti (obr.2). Je o 25 % lehčí než hliník a o 78 % lehčí než ocel. Slitiny hořčíku mají ze všech konstrukčních materiálu největší poměr mezi pevností a hustotou (Rm/ρ). Po první naftové krizi v roce 1970 vznikl ekonomický tlak na poměr mezi Rm/ρ s cílem snížení spotřeby paliva a snížení emisí. Auto má být lehčí a nová koncepce v konstrukci vychází z motoru umístěného vpředu s řízením přední nápravy. Klasické materiály jsou nahrazovány materiály lehčími. Nejpozoruhodnější

53


Hutnické listy č. 2/2008 Zmenšuje rozpustnost manganu v hořčíku a z tuhého α precipituje β fáze. Přísada manganu neovlivňuje dosahované pevnostní charakteristiky, ale příznivě ovlivňuje korozivzdornost. Zvýšení úrovně korozivzdornosti lze objasnit tím, že na povrchu vzniká tenká vrstva oxidů Mg - Mn. Přísada manganu snižuje působení železa v hořčíku. Mangan a Fe vytváří sloučeninu o vysoké hustotě, která se při tavení usazuje na dně lázně. Kromě základních přísadových prvků se v hořčíkových slitinách používá přísada cínu. Cín je rozpustný v hořčíku při teplotě 645 °C až do obsahu kolem 10 % [14]. Jeho rozpustnost klesá s teplotou za současné precipitace β fáze (Mg2Sn).

Obr. 2 Využití slitin hořčíku v konstrukci automobilu Fig. 2 Utilization of Mg alloys in car construction

posuny v materiálech spočívají od běžných ocelí k vysokopevnostním (HSL) a od ocelí k hliníku a plastům. Hořčík nabízí větší potenciál ke snížení hmotnosti. Aktuální modely automobilů obsahují různé množství (malé) hořčíkových slitin, průměrně kolem 12 kg/automobil i když se předpokládá širší použití. Z větších dílů, které se používají v prototypech jsou to např. panely přístrojových desek vyrobených z hořčíku, a součástí vyrobené odléváním. Zatím se používá málo plechů, nebo protlačovaných, kovaných dílů, ale tento potenciál existuje.

2. Slitiny hořčíku Mechanické vlastnosti hořčíku lze výrazně zvýšit legováním hliníkem (do 10 %), zinkem (do 5 - 6 %), manganem (do 2,5 %) a zirkoniem (do 1,5 %). Hliník a zinek tvoří s hořčíkem tuhý roztok. Při jejich vyšších obsazích se tvoří intermetalické fáze typu Mg4A13 a MgZn2. V obou případech množství přísady zvyšuje základní mechanické vlastnosti [12,13]. Mangan tvoří s hořčíkem tuhý roztok α. S klesající teplotou se roztoku

Komplexní slitiny Mg-Al-Mn dolegovaná 5% Sn mají dobrou tvařitelnost za tepla. Křemík je v hořčíku nerozpustný. Tvoří s Mg intermetalickou fázi typu Mg2Si, která silně zpevňuje základní matrici. Vzhledem k výraznému zvýšení křehkostí je obsah křemíku ve slitinách pod 0,3 % [15-17]. Legování slitin hořčíku zirkoniem zjemňuje zrno, zvyšuje se dosahovaná úroveň mechanických vlastností a zároveň se snižuje odolnost proti korozi. Prvky vzácných zemin popř. thorium zvyšují žárupevnost hořčíkových slitin. Berylium v množství 0,005 0,012 % snižuje oxidaci slitin při tavení, odlévání a tepelném zpracování. Z tvářených hořčíkových slitin se v automobilovém průmyslu používá široký sortiment výrobků sahající od výkovků až po plechy, tab. 1. Výkovky se dodávají se slitin: AZ31B-F, AZ61A-F, AZ80A-T5, AZ80-T6, M1A-F, ZK31-T5, ZK60A-T5, ZK61-TS a ZM21-F (ve stavu F až T6). Plechy se dodávají po tepelném zpracování (ve stavu H24, O) z následujících slitin: AZ31B-H24, ZM21-O, ZM21-H24. Protlačované tyče ze slitin: AZ10A-F, AZ31B až C-F, AZ61A-F, AZ80AT5, M1A-F, ZC71-T6, ZK21A-F, ZK31-T5, ZK40AT5, ZK60A-TS a ZM21-F. Chemické složení vybraných hořčíkových slitin uvádí tab. 1.

Tabulka 1 Chemické složení hořčíkových slitin pro výkovky Table 1 Chemical composition of magnesium alloys for forged pieces

Slitina AZ31B AZ61 AZ91 ZK60A M1A AZ80A HM21

Obsah prvků v % Cu Fe Zr

Al

Zn

Mn

Si

2,50-3,50 6,76 8,76 0,12 7,809,20 -

0,20- 0,80 0,38 0,73 4,80-6,20 -

≥ 0,200 0,13 0,22 0,11 ≥1,20 ≥ 1,20

≤ 0,100 0,05 0,05 0,04 ≤0,100 ≤ 0,100

≤ 0,05 0,006 0,010 0,005 ≤0,05 ≤ 0,05

≤ 0,005 0,011 0,011 0,003 ≤0,005

-

0,45-1,10

-

-

-

3. Kování hořčíkových slitin Hořčík a většina jeho slitin krystalizuje v hexagonální soustavě. Tato soustava se vyznačuje sníženou

54

0,0 0,0 0,0 ≥4,50 -

Th

Ni

Ca

Mg

-

≤ 0,005 ≤0,010 ≤ 0,005

≤ 0,040 ≤0,300 -

97,0

94,0 99,0 91,0

1,50-2,50

-

-

97,0

tvařitelností. Důvodem je malý počet skluzových mechanismů. Skluz dislokací probíhá ve vybraných krystalografických rovinách, směrech a je řízen třemi



známými zákony. Do teploty 220 °C je v hořčíku jedinou skluzovou rovinou basální rovina (0001) a směry [1120]. Při vyšších teplotách nastává skluz na rovinách (1010), ve směru [1120] a v rovinách (1011) ve směru [1120]. Jsou to roviny a směry HTU mřížce, které jsou nejhustěji obsazeny atomy. Zvýšením počtu skluzových systémů tvařitelnost významně roste. Hodnoty kritického skluzového napětí (τkr ~ c n ) jsou pro čistý hořčík nízké. Hodnota kritického skluzového napětí závisí na čistotě kovu, struktuře a termodynamických podmínkách deformace. Velikost kritického skluzového napětí je tím nižší, čím je čistota kovu vyšší. Nečistoty tvořící se základním kovem tuhé roztoky zvyšují τkr intenzivněji než nečistoty, které jsou v základním kovu nerozpustné. Pokud kov a přísada tvoří tuhý roztok, pak hodnota kritického napětí je tím vyšší, čím je rozdíl mezi velikostí atomů obou kovů větší a čím se oba kovy od sebe více liší elektrochemickými vlastnostmi. Příměsové prvky v hořčíku interagují s dislokacemi a zvyšují kritické skluzové napětí. Vliv příměsových prvků na τkr lze stanovit podle rovnice:

τ kr = c n

kde c je koncentrace příměsových atomů n je exponent (n ~ 0,5 až 0,66). U většiny kovů se vzrůstající teplotou hodnota kritického skluzového napětí klesá. U hořčíku a jeho slitin vliv teploty není jednoznačný. Při různých teplotách mohou být v činnosti různé skluzové roviny. Např. při teplotě místnosti mají Mg slitiny jen jeden systém skluzových rovin. Při zvyšování teploty se zvětšuje počet aktivních skluzových rovin, což se projevuje rychlým snižováním skluzového napětí. Mez kluzu hořčíkových slitin lze přibližně stanovit z rovnice:

σk =

τ kr

(2)

m

kde m je Schmidův faktor (mmax ~ 0,5). Vlastnosti hořčíkových slitin jsou závislé na dosahovaném strukturním stavu, který je funkcí chemického složení, na něm závisí zpevnění matrice. V této souvislosti je účelné věnovat pozornost parametrům zpracování slitin a jejich optimalizaci s cílem spolehlivého dosažení požadovaných a reprodukovatelných vlastností. Vlastnosti vybraných hořčíkových slitin jsou uvedeny v tab. 2.

(1) Tabulka 2 Vlastnosti hořčíkových slitin pro výkovky Table 2 Properties of magnesium alloys for forged pieces

Vlastnosti/slitiny Fyzikální vlastnosti Hustota [kg.m-3] Mechanické vlastnosti Tvrdost, HB (500 kg/10 mm) Tvrdost, HV Pevnost, [MPa] Mez kluzu, (Rp0,2), [MPa] Tažnost (A5), [ % ] Modul pružnosti v tahu (E ), [GPa] Mez kluzu v tlaku, [MPa] Poissonovo číslo Lomová pevnost, [MPa] Obrobitelnost [ % ] Modul pružnosti ve smyku (G), [GPa] Mez v kluzu ve smyku, [MPa] Elektrické vlastnosti Měrný elektrický odpor, [Ω. m] x 10-8 Tepelné vlastnosti Molární tepelná kapacita [J.mol-1.K-1] Délková roztažnost při 20 oC , [K-1] x 10-6 Délková roztažnost při 100 oC, [K-1] x 10-6 Součinitel tepelné vodivosti, [W.m-1.K-1] Bod tavení, [oC] Solidus, [oC] Likvidus, [ oC] Procesní vlastnosti Teplota tváření, [oC] Teplota žíhání, [oC] Rekrystalizační teplota, [oC]

M1A

AZ31B

AZ80A T5

AZ80A T6

HM21A-F

ZK60A T6

1830

1770

1800

1800

1780

1830

47,0 250 160 7,00 45,0 0,350 17,0 110

50,0 260 170 15,0 45,0 0,350 100 17,0 130

72 82,0 345 250 11,0 45,0 195 0,350 100 17,0 100

72 82 340 250 5,00 45,0 185 0,350 100 100 17,0 -

230 140 15,0 45,0 115 0,350 17,0 -

75,0 85,0 325 270 11,0 45,0 170 0,350 100 17,0 170

5,00

9,20

14,5

14,5

5,0

6,0

37,0 26,0 27,0 648-649 648 649

34,0 26,0 27,0 96,0 605/630 605 630

37,0 26,0 27,0 76,0 ≥ 427 490 610

37,0 26,0 27,2 36,0 ≥ 427 490 610

34,3 26,8 27,0 135 605-650 605 650

31,5 27,0 27,0 120 ≥ 518 520 635

-

230-425 345 -

320-400 385 345

320-400 385 345

455-595 455 -

-

55



Kování hořčíkových slitin obvykle probíhá za tepla. Jednotlivé technologické procesy tváření hořčíkových slitin probíhají v intervalu teplot:

a) kování v teplotním intervalu 385 - 290 °C, (tab.3); b) protlačování se v závislosti na chemickém složení provádí v teplotním intervalu 300 - 480 °C; c) válcování v teplotním intervalu 340 - 440 °C, doválcovací teploty se pohybují kolem 225 - 250 °C.

Tabulka 3 Kovací teploty, mechanické a technologické vlastnosti výkovků Table 3 Forging temperature, mechanical and technological properties of forged pieces

Slitina

Kovací teploty, oC Výkovku Zápustky

Mechanické vlastnosti Technologické vlastnosti Re Rm A Svařitelnost Korozní [MPa] [MPa] [%] odolnost AZ31 290-345 260-315 195 260 9,0 v d AZ61 315-370 290-345 180 295 12,0 d d AZ91A 300-385 205-290 250 345 5,0 d d ZK60 290-385 205-290 270 325 11,0 nd vh Poznámka : v-vynikající, d-dobrá, vh-vyhovující, nd-nedoporučuje se

4. Tepelné zpracování Výkovky se používají jak v tepelně zpracovaném, tak i nezpracovaném stavu. Vstupní polotovary se před tvářením homogenizačně žíhají při teplotách 380 - 420 °C. Doba žíhání je 15 - 30 h. Cílem je odstranit segregační heterogenity přísadových prvků. Při homogenizačním žíhání se vyloučené fáze na hranicích zrn rozpustí v základní matrici a chemické složení slitiny je rovnoměrnější, obr. 3 a obr. 4 [18]. Tím se zlepší tvařitelnost a zvýší úroveň mechanických vlastností .

Obr. 3 Slitina hořčíku AZ91 - litý stav Fig. 3 Magnesium alloys AZ91 – cast state

Obr. 4 Slitina hořčíku AZ91 po homogenizačním žíhání Fig. 4 Magnesium alloys AZ91 after homogenization annealing

56

Rekrystalizační žíhání se provádí za teploty kolem 350 °C. Počátek rekrystalizace deformačně zpevněných slitin hořčíku leží v oblasti teplot 250 - 280 °C. Uvedený teplotní interval je závislý na stupni deformačního zpevnění. Většina slitin hořčíku legovaných manganem nebo hliníkem je používána ve stavu zušlechtěném, tj. po kalení a stárnutí. Dosahovaná vyšší pevnost je spojena se změněnou rozpustností přísadových prvků Al, Zn, Zr v závislosti na teplotě. Ohřev před kalením je volen tak, aby došlo k rozpuštění vyloučených intermetalických fází typu MgZn2, A13Mg4, Mg3A12Zn2 v tuhém roztoku. Po zakalení se získá homogenní přesycený tuhý roztok. Během stárnutí dochází k precipitaci zpevňujících fází. Charakteristickou vlastností hořčíkových slitin je malá rychlost difúzních procesů, proto vlastní procesy fázové přeměny probíhají velmi zvolna. Při ohřevu před kalením se používají doby výdrže 4 až 24 h. Umělé stárnutí probíhá u hořčíkových slitin v rozmezí 16-24 h. Vybrané hořčíkové slitiny lze zakalit i chladnutím na vzduchu z dokovací teploty. Využívá se navazující stárnutí přímo z dokovací teploty, bez zařazení předcházejícího rozpouštěcího žíhání a kalení. Teploty rozpouštěcího žíhání hořčíkových slitin se pohybují kolem 380 - 420°C. Řízené stárnutí se provádí při teplotách 200 - 300 °C. Uvedený postup tepelného zpracování se označuje symbolem T1 a T4. Pro dosažení maximální úrovně zpevnění se volí teplota stárnutí 175 - 200 °C. V porovnání s hliníkovými slitinami jsou u hořčíkových slitin dosahované změny vlastností po stárnutí menší. Nárůst pevnostních vlastností po stárnutí není vyšší něž 20 - 35 %. Plastické vlastnosti slitin po stárnutí však klesají. Z těchto důvodů je nejpoužívanějším tepelným zpracováním homogenizační žíhání. Mechanické vlastností se zvýší vlivem rovnoměrnější struktury. Aplikace přirozeného stárnuti prakticky nevede k žádným změnám mechanických vlastností.


5. Experimentální výsledky a diskuse Význam aplikací výkovků z hořčíkových slitin v osobních automobilech v porovnání s aktuálně užívanými odlitky litými pod tlakem, včetně tvářených dílů (plechy, protlačky) a jejich použitím neustále

Materiálové inženýrství vzrůstá. Využití hořčíkových slitin v automobilech závisí na cenové relaci mezi hliníkovými a hořčíkovými slitinami (tab. 4). V tabulce jsou porovnávány současné ekonomické možnosti náhrady hliníkových slitin slitinami hořčíkovými a předpokládaná cenová relace v příštích letech.

Tabulka 4 Cenové relace mezi výkovky z hliníku a z hořčíku Table 4 Price relation berween forged pieces from aluminium and magnesium Cenová relace Hliník Hořčík – současná cena Hořčík – cílová cena hliník - hořčík EUR/kg EUR (dm3) EUR/kg EUR (dm3) EUR/kg EUR (dm3) Základní kov 2,4 6,5 4,3 7,7 3,6 6,5 Výchozí polotovar 0,7 1,9 2,9 až 4,3 5,2 až 7,7 1,4 až 2,1 2,5 až 3,7 Kování a apretace 5 až 7 14,3 až 19,8 10 až 20 18 až 36 5 až 10 9 až 18 Celkové náklady 8 až 10 23 až 28 17 až 29 31 až 51 10 až 16 18 až 28 Porovnání se Al 100% 100 % 210 až 280 % 140 až 180 % 120 až 160 % 80 až 100%

Experimentálně bylo ověřeno deformační chování a vývoj struktury šesti slitin a více tvarů výkovků. Výchozí vzorky měly tvar válce od průměru 30 do průměru 120 mm. Hmotnost výchozích polotovarů se pohybovala v rozmezí 120g až 1500 g. V příspěvku je věnována pozornost pouze třem slitinám a jednomu typu výkovku, jeho tvar je na obr. 5. a obr. 6.

precipitáty na bázi zinku a manganu rozpustily v základní matrici. Deformační chování a vývoj struktury byl ověřován kováním při teplotách 380 a 420 °C [19]. Po kování se získala jemnozrnná struktura, ale s různou velikostí zrn po průřezu výkovků. Průměrná velikost zrn se v závislosti na teplotách kování pohybovala kolem 50 až 60 µm [20-22]. Závisela na chemickém složení, teplotě kování, velikostí deformace a způsobu vychlazování z dokovacích teplot (obr. 7 až 12). Z tvaru zrn lze předpokládat, že během deformace proběhla rekrystalizace. Rozdíly ve velikostí zrn jsou dány nerovnoměrností deformace a teplotním spádem po délce a tloušťce výkovku [23].

Obr. 5 Výkres výkovku Fig. 5 Drawing of forged pieces

Obr. 7 Výchozí struktura slitiny AZ61 (Litý stav bez homogenizačního žíhání) Fig. 7 Original structure of AZ 61 alloy (cast state without homogenization annealing)) Obr. 6 Tvar výkovků ze slitiny AZ61 Fig. 6 Forged pieces shape from AZ61 alloy

Výchozí struktura byla v litém stavu. Jedna polovina vzorků byla ve stavu po homogenizačním žíhání, druhá bez žíhání. Tepelným zpracováním se sekundární fáze a

57



Obr. 8 Struktura slitiny AZ61 po kování a volném ochlazování na vzduchu Fig. 8 The structure of AZ61 alloy after forging and free cooling on air

Obr. 11 Výchozí struktura slitiny AZ31 (Litý stav bez homogenizačního žíhání) Fig. 11 Original structure of AZ31 alloy (cast state without homogenization annealing)

Obr. 9 Výchozí struktura slitiny AZ91 (Litý stav bez homogenizačního žíhání Fig. 9 Original structure of AZ91 alloy (cast state without homogenization annealing)

Obr. 12 Struktura slitiny AZ31 po kování a volném ochlazování na vzduchu Fig.12 The structure of AZ31 alloy after forging and free cooling on air

Mechanické vlastnosti výkovků a jejich vývoj v závislosti na tepelném zpracování byly ověřovány tahovou zkouškou a tvrdostí HB/2,5/31,25. Výsledky tvrdosti jsou uvedeny na obr. 13. Tepelné zpracování sestávalo z rozpouštěcího žíhání 475oC/24 h, ochlazování ve vodě a následujícího popouštění při teplotě 150 oC/1 h. [24].

80

Obr. 10 Struktura slitiny AZ91 po kování a volném ochlazování na vzduchu Fig. 10 The structure of AZ91 alloy after forging and free cooling on air

Tvrdost HB

70 60

AZ61

AZ91

AZ31

50 40 30 20 10 0 Výchozí stav

Tvářeno

Tepelně zpracováno

Obr. 13 Tvrdost výchozích polotovarů a výkovků z hořčíkových slitin Fig. 13 Brinell hardnes of originál half-finished produkt and forged pieces from magnesium alloys

58


6. Závěr Slitiny hořčíku jsou velmi zajímavé pro aplikace v automobilovém průmyslu. Z používaných konstrukčních materiálů mají nejvyšší poměr Rm/p a vysoké charakteristiky tlumení vibrací. V současné době se vyrábí řada automobilových součástek z různých slitin hořčíku. Mezi nejpoužívanější aplikace patří kola ze slitiny Elektron, která se dodávají ve dvou provedeních, litá nebo kovaná. Experimentálně bylo ověřováno deformační chování slitin AZ31, AZ61 a AZ91 při zápustkovém kování. Byl porovnáván vliv technologie kování a homogenizačního žíhání na strukturu a vlastnosti výkovků. Postupy kování se vzájemně lišily teplotou tváření. Byl vyhodnocován vliv tepelného zpracování a teploty tváření na finální strukturu a mechanické vlastnosti. Výsledky prokázaly vhodnost zařazení tepelného zpracování, před vlastním ohřevem a kováním. Uvedený postup umožňuje získat výkovky s rovnoměrnější strukturou. Ve zkoumaném intervalu teplot nebyly získány výraznější rozdíly ve struktuře vzorků.


6. 7.

8. 9. 10.

11. 12. 13. 14.

15. 16.

Acknowledgement The presented paper was realised within the frame of the project of the Ministry of Education, Youth and Sports, project No. 619 891 0013 and project EU MagForge. The authors of paper thank management of division smithery KOVOLIT, a.s. for helping during realisation of service forging Literatura 1. 2. 3. 4. 5.

A. BUSSIBA, A. B. ARTZY, A. AHTECHMAN, S. IFERGAN, M. KUPIEC: Mater. Sci. Eng., 2001, vol. 302, p. 5. R. BARTEČEK, M. GREGER: Lehké kovy a jejich slitiny. Kovárenství, 2004, roč. 14, č. 25, s. 5-9. J. K. SOLBERG, J. TORKLEP, O. BAUGER, H. GOSTLAND: Mater. Sci. Eng. A, 1991, vol. 134A, pp. 201-07. E. DOEGE, B. HALLER, S. JANSEN: Precision forging of magnesium alloys. Wire 2002, 5, pp. 46-52. J. C. TAN, MJ. TAN: Scripta Mater., 2002, vol. 47, pp. 10106.

17. 18. 19.

20. 21. 22. 23.

24.

T. MUKAI, M. YAMANOI, H. WATANABE, H. HIGASHI: Scripta Mater., 2001, vol. 45, pp. 89-94. M. GREGER, Z. JONŠTA, M. WIDOMSKÁ, R. KOCICH: The experience at extrusion of magnesium alloy MgA19Zn1 by equal channel angular pressing. In MECHATRONICS, 2004. Warszawa. University of Technology, 2004, pp. 172-74. W. J. KIM, C. W. ANY, S. KIM, D. I. HONG: Scripla Mater, 2002, vol. 47, pp. 39-43. M. MABUCHI, Y CHINO, H. IWASAKI, T. AIZAWA, K. HIGASHI: Mater. Trans., 2001, vol. 42, pp. 1182-88. M. GREGER, M. WIDOMSKÁ: Structural characteristics Magnesium Alloys along of the Equal Channel Angular Pressing, In Advances in Engineering Plasticity and its Applications. Shanghai: Shanghai Jiaong University, 2004, pp. 1083-88. Y N. WANG, J. C. HUANG: Scripta Mater, 2003, vol. 48, pp. 17-22. C.S. ROBERTS: Magnesium and alloys, Whilei, New York, 1960. P. K. CHAUDHURY, F. A. MOHAMED: Acta Metall., 1988, vol. 36, pp. 1099-106. M. GREGER, L. ČÍŽEK, M. WIDOMSKÁ, A. KIELBUS, A. HERNAS: Forming of magnesium alloys. In Nowe technologie i materialy w metalurgii i inženyrii materialowej. Katowice: Politechnika Slaska, 2004, pp. 141-44. E.F. EMLEY: Principles of magnesium technology. Pergamon Press, Oxford, London, 1966. G. SIEBEL: Technology and its alloys. (Ed. Beck), Hughnes, London, 1940. R. C. GIFKINS: Metal. Trans. A, 1976, vol. 7A, pp. 1225-35. R. BARTEČEK, M. GREGER: Slitiny hořčíku a jejich využití v automobilovém průmyslu. Kovárenství, 2007, 29, s. 4-8. M. GREGER, R. KOCICH, L. ČÍŽEK: Forging and Rolling of Magnesium Alloys AZ61. Journal of Archievements in Materials and Manufacturing Engineering. 2005, vol. 20, is. 1-2, pp. 447-50. M. GREGER, Z.. MUSKALSKI, M. WIDOMSKÁ : Grain refinemet and superplasticity in magnesium alloys. In NANO ´06. VUT Brno, Brno 2006, pp. 135-141. M. GREGER, R. KOCICH, L. KANDER: superplasticity of magnesium alloys. Acta Metallurgica Slovaca, 12, 2006, no.4, pp.3057-365. L. JÍLEK, M. GREGER, V. KARAS, M. VLČEK, V. SNÁŠEL : Tváření hořčíkových slitin. Kovárenství, 2008, 31, s. 24-28. M. GREGER, R. KOCICH, L. ČÍŽEK, L. A. DOBRZANSKI, I. JUŘIČKA: Mechanical properties and microstructure of Mg-A1 alloys after forming. In CAM3S 2005. Zakopane: TU Gliwice, 2005, pp. 370-75. M. GREGER, V. KARAS, M. VLČEK, L. KANDER : Tvařitelnost Mg slitin: Kovárenství, 2008, 31, s.20-23.

Recenze: Prof. Ing. Karel Stránský, DrSc. _____________________________________________________________________________________________

Třinecké železárny mezi světovou ocelářskou elitou Moravskoslezský deník

8.2.2008

Společnost TŘINECKÉ ŽELEZÁRNY, a.s. se v současné době dostala mezi elitu světových hutních producentů, kteří vyrábějí vysoce specializované oceli. Třinecká společnost na počátku roku získala certifikát na dodávky oceli třídy SBQ, která se využívá pro výrobu speciální tyčové oceli typu ZF (odvozeno od názvu Zahnradfabrik Friedrichshafen). Certifikát byl dosud udělen pouze osmi ocelářským firmám na celém světě. Třinecká huť se tak dostala do exkluzivního klubu výrobců špičkových jakostí oceli, jako je například společnost Corus Engineering Steels, Georgsmarienhűtte, Lech Stahlwerke nebo Saarstahl AG. red.

59



Structural Metallurgy Properties of High Manganese Fe-Mn-Al-C Alloy Srukturně metalurgické vlastnosti vysokomanganové slitiny Fe-Mn-Al-C Doc. Ing. Eva Mazancová, CSc., Prof. Ing. Zdeněk Jonšta, CSc., Prof. Ing. Karel Mazanec, DrSc., VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba Material TRIPLEX is usually constituted on the followed chemical composition: Fe-26/30Mn-10/12Al-0.9/1.2C. Microstructure is preferentially based on the FCC arrangement, consists of nano-size k-carbides regularly dispersed in the FCC matrix and of low ferrite content. Strength matrix level is connected with the solid solution strengthening and with fine carbides precipitation. Uniformly arranged shear bands (SIP effect) formation influences deformation process of discussed material and achieved beneficial technical response. TRIPLEX demonstrates density reduction, strength level higher than 1000 MPa, excellent formability and high resistance to dynamic loading (high absorption and achieved dynamic capacity). Material is perspective for numerous applications in automotive industry, in cryogenic technique and for rotating machine elements. Materiál TRIPLEX je obvykle konstituován následovně: Fe-26/30Mn-10/12Al-0.9/1.2C. Mikrostruktura je založena přednostně na uspořádání FCC, skládá se z k-karbidů o nano velikosti, které jsou pravidelně uspořádány v matrici FCC, a z nízkého obsahu feritu. Pevnostní úroveň matrice je spojena se zpevněním tuhého roztoku a s jemnou karbidickou disperzí. Tvorba rovnoměrně uspořádaných smykových pásů (SIP efekt) ovlivňuje deformační proces daného materiálu a dosahované příznivé technické parametry. TRIPLEX vykazuje sníženou hustotu, pevnostní úroveň vyšší než 1000 MPa, vynikající svařitelnost a vysokou odolnost na dynamické zatížení (vysoká absorpce a dosažená dynamická kapacita). Materiál je perspektivní pro širokou aplikaci v automobilovém průmyslu, v kryogenní technice a pro rotující strojní prvky.

Introduction The high strength alloy constituted on the Fe-Mn-Al-C basis represents a new group of high Mn-alloys containing higher Al-content (TRIPLEX alloys). Those alloys possessing superior ductility and reduced specific weight are very attractive from point of view of their application in the automotive industry and as material for rotating electric machines, generators, due to their lower specific weight. Further, as is presented lately, the Fe-Mn-Al-C alloy has found its application domain in facilities for storage and transport of liquid gases and in the cryogenic technique. The alloy under investigation covers the overall composition of Fe-26/30Mn-10/12Al-0.9/1.2C, is formed by the FCC lattice mainly, ferrite microstructure of about 8% and nano-size carbides (k-carbides of 6-9 vol. %) being finally dispersed in the FCC solid solution matrix [1]. The presented contribution is devoted to give precision to achieved physical metallurgy knowledge of the investigated alloy up to present time, namely in the way of microstructural analysis inclusive the elucidation of causes leading to the specific weight reducing and the mechanism modification of plastic deformation. The aim of this work is to summarize the data concerning the behaviour of the investigated TRIPLEX alloy and to demonstrate the large and reliable application possibilities of this material in industry.

60

Microstructural Analysis The alloy, known under the commercial title TRIPLEX consists of the FCC matrix characterized by annealing twins and about 8 vol. % of ferrite and nano-size kcarbides regularly distributed in the FCC matrix. This carbidic phase has the ordered FCC structure (L12). To achieve the optimized properties of its microstructure, it is necessary to apply the additional aging which leads to the regular k-carbides precipitation in matrix conditioning the subsequently realized specific deformation mechanism [1]. Very important is also the characterization of the alloy resistance to the FCC decomposition in ε-martensite. The analysis shows a positive free enthalpy of the austenite-decomposition in ε-martensite (∆Gγ→ε = +1755 J.mol-1) what demonstrates a very high stability of the FCC phase matrix with respect to the ε-martensite formation. The martensite transformation is also suppressed due to relatively high SFE (Γ = 110 mJ.m-2). This value also shows, TRIPLEX alloy is not prone to mechanical twinning. Recently, it has been found that the εmartensite transformation tendency is realized if the SFE is lower than 15÷20 mJ.m-2 [2]. In summary, it is possible to state the detected modification of the SEF level and the resistance to ε-martensite transformation correspond to an influence of high Al content in Fe-MnAl-C (TRIPLEX) alloy known as additional element suppressing deformation twinning [3].

Hutnické listy č.2/2008 The evaluation of specific mass reduction in Fe-Mn-AlC alloy is based on dissolved Al and Mn level in matrix due to their large atomic radius in comparison with Fe atomic radius. The performed determination of the specific weight demonstrates the minimum value (ρ = 6.5 g.cm-3) at high Al-content (cAl ≈ 12 %). In solid solution the detected overall mass reduction of the FCC and BCC coexisting phases corresponds to the reducing of average molar mass of the alloyed matrix and to the decrease of the atomic density of the unit cell. The matrix lattice is expanded as it results from the larger Al atomic radius (rAl = 0.147 nm) in comparison with the radius of the Fe atoms (rFe = 0.126 nm). The Mn in alloy also contributes to the density decrease of matrix due to its larger atomic radius (rMn = 0.134 nm) in comparison with Fe.

Materiálové inženýrství Mn-Al-C alloy complex is of 110 mJ.m-2 of the order what demonstrates that the high Al-addition to the basic high Mn solid solution suppresses the mechanical twinning formation [3, 5].

Fig.2. Unit k-carbide cell having ordered FCC lattice structure of the L12 type. Obr.2 Jednotková buňka k-karbidu, který má uspořádanou mřížku FCC typu L12.

Fig.1. Density as function of the Al-concentration of different FexMn-yAl-zC alloys containing 14-28 % of Mn. The lover dependence represents overall reduction in density with increasing Alconcentration. The upper dependence corresponds to a decrease in density due to the expansion of matrix lattice. Obr.1. Hustota jako funkce obsahu Al odlišných slitin Fe-xMnyAl-zC s obsahem 14-18 % Mn. Dolní závislost reprezentuje celkové snížení hustoty se zvyšující se koncentrací Al. Horní závislost odpovídá snížení hustoty vlivem expanse mřížky matrice.

Figure 1 shows a summarising dependence of the found specific mass on the Al content in alloy under the additional effect of different Mn content in investigated alloy group. Two dependences are presented in Fig.1, namely the dependence of total reduction in specific mass (the lower dependence witch amounts to 17 % at the highest Al-investigated concentration of 12 %) and the upper dependence corresponding to the partial reduction in specific weight solely due to the dilatation of the austenitic lattice parameter (at. 10 %, cAl = 11.5 %).

Microstructure

The microstructure of recrystallized Fe-Mn-Al-C alloy (TRIPLEX alloy) consists besides the FCC also of the ferritic phase (6÷8 %) and of the nano-size k-carbides precipitated in the FCC matrix. The k-carbide grains have the ordered FCC (L12) microstructure (see Fig. 2). Unit cell of the carbidic phase characterized as (Fe,Mn)3AlC reveals the ordered FCC-L12 type lattice, its microstructure possesses dissolved carbon atoms in the centre of the unit cell. The average lattice parameter is about a0 = 0.3857 nm and this value depends upon the Al-content in alloy as it is found usually [1]. The twinning deformation and the martensitic transformation in this alloy are replaced by the uniformly arranged shear bands formation on the ⎨111⎬ planes being of high density within the FCC matrix. These features represent a way of important contribution to the realisation of homogeneous shear deformation to the large plastic elongation known as the SIP-effect (shear band induced plasticity). Due to above given positive free enthalpy (∆Gγ→ε = +1755 J.mol-1) value for a martensitic transformation (and also due to relatively high SFE being around 110 mJ.m-2) it is possible to accept as a concluding standpoint, TRIPLEX alloys are not prone to the martensite transformation or severe mechanical twinning.

The FCC matrix of the alloy under investigation is very stable as it results from the free enthalpy value for austenite decomposition in ε-martensite (∆Gγ→ε = +1755 J.mol-1). This value signifies a great FCC phase stability with respect to the formation of ε-martensite having HCP lattice. The SFE determined [4] for the studied Fe-

61



Fig.4. Engineering stress-strain curves of TRIPLEX alloy determined at different test temperatures (distinct strain hardening behaviour and deformation mechanisms). Obr.4. Inženýrské závislosti napětí-deformace slitiny TRIPLEX stanovené při různých teplotách (odlišné deformační zpevnění a deformační mechanismy).

Fig.3. TEM-dark field taken from the superlattice – (200) of the <001> FCC zone axis – shows the regular arrangement of k-carbides coherent to the FCC matrix (20÷30 nm in size). Obr.3. TEM-tmavé pole-supermřížka – rovina (200), zonální osa <001> FCC – pravidelné uspořádání k-karbidů (velikost 20÷30 nm) koherentních s matricí FCC.

In order to increase the mechanical characteristics in strength level without plastic response degradation particularly the investigated alloy is usually subjected to thermal aging at 550 °C for different isothermal aging time being from 2.1 min. to 46 min. The obtained results are summarized in Fig. 5 in a form of the engineering curves of aged samples. After the prolonged aging time, the Rp (0.2) increases from 700 MPa to 1060 MPa is found (determined at room temperature). The presented stress – strain dependences are almost similar to these of the ideal elastic – plastic solid where virtual no strain hardening occurs. This result demonstrates a specific role of uniform shearing for achieving extended plastic deformation realized by moderate deformation hardening mechanism.

The microstructural anlysis of the k-carbide precipitation morphology demonstrates the regular distribution of nano-size particles of this phase coherent to the FCC matrix (as presented in TEM-dark field image – Fig. 3) [1]. This finding confirms the important role of the above discussed k-carbide distribution in matrix by the influencing the uniformly arranged shear bands contributing to the strengthening of the investigated TRIPLEX alloy.

Some Remarks to the Relationship between Microstructure and the Modified Deformation Response Figure 4 demonstrates the engineering stress-strain curves of high Mn-Al TRIPLEX alloy determined at different test temperatures lying between -100 °C ÷ 400 °C. The presented dependences reflect different deformation mechanisms. The detected strain hardening also presents an effect of distinct deformation process realized in alloy during its loading.

62

Fig.5. Engineering stress-strain curves of thermally aged TRIPLEX alloy. Aging was realized at 550 °C for different time intervals. Obr.5. Inženýrské křivky napětí-deformace tepelně stárnuté slitiny TRIPLEX. Stárnutí bylo uskutečněno při 550 °C v různých časových intervalech.

In Fig. 6, the specific energy absorptions (EVspec.) defined as dissipative energy per unit volume at high strain rate 102 ÷ 103 s-1 (at the conditions relevant to the crack modelling) of the chosen material types are compared. In set of the evaluated steels and alloys are indicated two variants of high Mn alloys and 4 steel types applied as deep drawing materials. The presented comparison shows the absorption energy of the conventional deep drawing steels being lower than the absorption level of TWIP and of TRIPLEX (high Mn alloys) - Fig. 6. The absorption capacity of these alloys is more than double in comparison with considered deep drawing steel types. These higher absorption values of the above mentioned alloys reflect a higher flow stress and beneficial plastic elongation level. In case of TRIPLEX alloy a very important role in the absorption capacity can be ascribed to the effect of severe shear band formation at high strain rate [1].


Fig.6. Specific energy absorption (EVspec.) of the high Mn alloys and conventional deep drawing steels (crash modelling). Obr.6. Specifická energie absopce (EVspec.) vysokomanganových slitin a konvenčních hlubokotažných ocelí (model havárie).

Conclusions The presented review of TRIPLEX alloy summarizes results of physical metallurgy properties achieved up to present time by the study of these alloys aiming to form the basis for the further consecutive investigation and to contribute to the reliable engineering application of this alloy. The investigated Fe-26/30Mn-10/12Al-0.9/1.2C alloy in majority consists of the FCC microstructure possessing a dispersion of nano-size k-carbides (L12) and partially ordered α-ferrite. The chemical composition of k-carbide is (FeMn)3AlC. The achieved superior properties of this alloy can be connected with effective solid solution and precipitation strengthening.

Materiálové inženýrství The determined high energy absorption level (EVspec.) of the high Mn alloys represents their very important material parameter. The deformation mechanism contribution to the achievement of enhanced ductility is connected with the realization of SIP-effect (shear band induced plasticity). The formation of homogeneous shear bands is accompanied by dislocation glide. The realization of this mechanism depends on uniform arrangement formation of nano-size k-carbides being coherent to the FCC matrix. The TRIPLEX alloy due to the reduction in specific weight, high strength and beneficial formability inclusive the superior crash resistance has many application domains e.g. in automotive industry, in cryogenic technique, facilities for the storage and transport of liquid gases and/or for weight saving constructions generally.

Acknowledgement The authors acknowledge the Ministry of Education, Youth and Sports of Czech Republic through financial support of research project MSM6198910013. References [1] [2]

[3] [4] [5]

FROMMEYER, G., BRŰX, U.: Microstructures and mechanical properties of high-strength Fe-Mn-Al-C light-weight TRIPLEX steels. Steel Research Internat., 77, 2006, 9-10, 627-633.. ALLAIN, S., CHATEAU, J.P., BOUAZIZ, O., MIGOT, S., GUELTON, N.: Correlations between the calculated stacking fault energy and the plasticity mechanisms on Fe-Mn-C alloys. Mater. Sci. Eng. A, 387-389, 2004, 158-163. HAMADA, A.S., SOMANI, M., KORJALAINEN, CH.: High temperature flow stress and recrystallisation behaviour of high – Mn TWIP steels. ISIJ Internat., 47, 2007, 6, 907-912. BLECK, W., PHIU-ON, K., HEERING, CH., HIRT, G.: Hot workability of as cast high manganese-high carbon steels. Steel Research Internat., 78, 2007, 7, 536-545. SCOTT, C., ALLAIN, S., FARAL, M., GUELTON, N.: The development of a new Fe-Mn-C austenitic steel for automotive applications. Revue de Métallurgie, 103, 2006, 6, 293-202.

Recenze:Prof. Ing.Miroslav Tvrdý, CSc.

____________________________________________________________________________________________________________________

ArcelorMittal rozšiřuje na Ukrajině výrobu Třinecký Hutník č. 8/2008

20. 2.2008

ArcelorMittal Krivoj Rog, největší výrobce oceli na Ukrajině, chce do roku 2012 zvýšit svoji výrobu na 12 milionů tun ročně. Výroba válcovaného materiálu má stoupnout o 54,65 %, tj. na 10,6 milionu tun ročně, a výroba surového železa o 57,47 %, tj. na 10,7 milionu tun. Do roku 2012 počítá podnik s investicemi ve výši dvou miliard USD. Plánuje se postavení nového aglomeračního zařízení, jednoho konvertoru, jednoho ZPO a válcovny za tepla s roční výrobou 5 milionů tun. V minulém roce vyrobil ArcelorMittal Krivoj Rog 8,103 milionu tun oceli, což bylo o 7, l % více než v roce 2006. Výroba válcovaného materiálu stoupla o 3,9 %, na 7,119 milionu tun a výroba surového železa vzrostla o 6 %, tj. na 7,208 milionu tun. SB

63

Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody


zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody ___________________________________________________________________________

Vliv experimentálních podmínek na získávané hodnoty tepelných efektů a teplot fázových přeměn čistého železa a oceli metodou DTA Ing. Bedřich Smetana, Ph.D., Ing. Simona Dočekalová, Prof. Ing. Jana Dobrovská, CSc, VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba

Termofyzikální a termodynamická data kovových systémů jsou jedny z nejdůležitějších dat, na jejichž základě lze usuzovat jak se daný systém bude chovat za přesně definovaných podmínek. Jednou z nejefektivnějších metod pro získávání těchto dat je metoda DTA - Differential Thermal Analysis, jedna z mnoha metod Termické Analýzy – TA. Tento příspěvek se zabývá aplikací metody DTA u vzorku čistého Fe a reálného multikomponentního systému na bázi Fe-C (oceli). V příspěvku je studován vliv experimentálních podmínek na velikosti tepelných efektů fázových přeměn a na posun teplot fázových přeměn čistého Fe a oceli, a to jak ve vysokoteplotní, tak v nízkoteplotní oblasti.

1. Úvod Termofyzikální a termodynamická data jsou základní vstupní data pro mnohé simulační programy a technologické procesy. Výsledné hodnoty těchto dat mohou být podstatně ovlivněny právě zmiňovanými experimentálními podmínkami. Je tedy nutné znát optimální experimentální podmínky a uspořádání pro realizaci experimentů s ohledem na přesnost a hodnověrnost získávaných dat.

Tabulka 1. Chemické složení vysoce čistého železa (hm. %) Table 1. Chemical composition of analysed sample of pure iron (wt. %)

Tento příspěvek je zaměřen především na studium vlivu hmotnosti analyzovaných vzorků na posun teplot fázových přeměn a na velikost tepelných efektů těchto přeměn. K experimentálním měřením bylo využito zařízení pro simultánní termickou analýzu Setaram SETSYS 18TM.

Jako reálný, polykomponentní vzorek, byla použita ocel o složení (hm%) uvedeném v tabulce. 2.

Sample

Fe Mo 0,002

Pro experimentální měření bylo využito vysoce čisté železo připravené na Katedře neželezných kovů, rafinace a recyklace VŠB – TUO. Vzorky byly vyrobeny z elektrolyticky připraveného železa a následně plazmově přetaveny v atmosféře Ar. Chemická analýza vyrobeného vzorku byla provedena metodou optické emisní spektrometrie, výsledky analýzy shrnuje tabulka 1.

64

Mn 0,006 W 0,014

Si 0,003 Cu 0,000

P 0,001 Al 0,024

S 0,001 Ti 0,001

Cr 0,003 Zr 0,004

Ni 0,007 Nb 0,007

Tabulka 2. Složení analyzovaného vzorku oceli ISM13 (hm. %) Table 2. Composition of analysed sample of steel ISM13 (wt. %) Sample

2. Experiment

C 0,031 V 0,013

ISM13

Fe bal.

C Mn Si 0,11 0,57 0,19

Cr 0,15

Ti S 0,08 0,02

P 0,01

Al 0,01

Pro prováděné experimenty byly vždy zachovány shodné experimentální podmínky rychlost ohřevu (ochlazování) 7°C/min, byly analyzovány vzorky o různých hmotnostech. Hmotnosti analyzovaných vzorků jsou uvedeny v tabulce 3. Vzorky oceli a Fe byly připraveny ve tvarech válečků o průměru 3 mm. Při prováděných experimentech byl na počátku každého měření vnitřní prostor pece proplachován inertním plynem (Ar, purity > 6N), následně evakuován a při samotných analýzách byla ve vnitřním prostoru pece



Fe

270,2

210,5

161,5

107,3

45,4

ISM 13

270,0

160,8

105,2

45,8

24,0

Pro měření teplot a tepelných efektů fázových transformací byla použita měřicí tyč s termočlánkem typu S. Vzorky byly analyzovány v korundových kelímcích (Al2O3).

3. Výsledky a jejich diskuse 3.1. Závislost velikosti tepelného efektu fázových přeměn čistého Fe a oceli na hmotnosti analyzovaných vzorků Byly sledovány fázové přeměny v nízkoteplotní oblasti – cca do 1000°C (pouze u oceli) a také ve vysokoteplotní oblasti – oblast likvidu a solidu (do cca 1550°C). Závislost změny tepelného efektu fázových přeměn na hmotnosti u vzorku reálné oceli a čistého Fe znázorňují obr. 1 - 3. Tepelné efekty řádově o velikosti do 5 µV.s/mg (25 J/g) nevykazují výrazných změn v závislosti na hmotnosti vzorku. Jsou výrazně menší než tepelné efekty pro tání a tuhnutí (30 - 50 µV.s/mg, což odpovídá cca 150 – 250 J/g). Jejich detekce mnohem více souvisí s citlivostí termočlánku, mohou být ale zatíženy většími odchylkami - chybou. Z hodnot tepelných efektů tání a tuhnutí je zřejmé, že se vzrůstající hmotností vzorku klesá velikost poměrného detekovaného tepelného efektu, a to ve směru od hmotnosti 25 mg k vyšším hmotnostem, jak u tání tak u tuhnutí. Detekované teplo by mělo být vzhledem k vyšší hmotnosti větší, avšak dochází k odvodu/dodání tepla ve větším prostoru než u menších vzorků. Termočlánek tedy není schopen zachytit veškeré tepelné efekty fázových přeměn potřebné k uskutečnění transformace. Z porovnání tepelných efektů fázových přeměn tání a tuhnutí a také z vyhodnocených regresních křivek závislostí tepelných efektů na hmotnosti vzorku získaných pro ocel a čisté Fe je zřejmé, že získávaný tepelný efekt tání a tuhnutí Fe je více ovlivněn změnou hmotnosti.

Peak area/µV.s/mg

m/mg

Sample

y = -0,0854x + 51,058 R² = 0,9839

MELTING

STEEL α→γ γ→δ EUT CUR

0

50

100

150

Mass/mg

200

250

300

Obr. 1. Závislost velikosti tepelného efektu fázových přeměn na hmotnosti vzorku (ohřev 7°C/min) Fig. 1. Heat effect amount of phase transformations of steel in dependence on its mass (heating 7°C/min)

Peak area/µV.s/mg

Tabulka 3. Hmotnost analyzovaných vzorků Fe a oceli Table 3. Weight of Fe and steel samples used for measurements

55 50 45 40 35 30 25 20 15 10 5 0

55 50 45 40 35 30 25 20 15 10 5 0

y = -0,0815x + 49,391 R² = 0,8443

SOLIDIFYING

STEEL α→γ δ→ γ γ→δ EUT γ→α CUR

0

50

100

150

Mass/mg

200

250

300

Obr. 2. Závislost velikosti tepelného efektu fázových přeměn na hmotnosti vzorku (ochlazování 7°C/min) Fig. 2. Heat effect amount of phase transformations of steel in dependence on its mass (cooling 7°C/min)

Peak Area/µV.s/mg

udržována stálá dynamická atmosféra (Ar, 2l/h). Tímto postupem byla minimalizovaná možnost oxidace analyzovaných vzorků.

80 75 70 65 60 55 50 45 40 35 30 25 20

SOLIDIFYING

y = -0,133x + 69,378 R² = 0,9427

Fe

MELTING

0

50

y = -0,1149x + 62,087 R² = 0,7174

100

150

200

250

300

Mass/mg Obr. 3. Závislost velikosti tepelného efektu fázových přeměn tání a tuhnutí Fe na hmotnosti vzorku (ohřev/ochlazování 7°C/min) Fig. 3. Heat effect amount of melting and solidifying of Fe in dependence on its mass (heating/cooling 7°C/min)

Tuto skutečnost lze vysvětlit odlišným tepelným chováním obou zkoumaných systémů (oceli a čistého Fe), která je způsobena především odlišným chemickým složením a rozdílnými povrchovými vlastnostmi. 3.2. Závislost posunu teplot fázových přeměn Fe a oceli na hmotnosti analyzovaných vzorků S využitím DTA – metody pro získávání experimentálních dat je nutné uvažovat také vliv hmotnosti vzorku na posun teplot fázových přeměn. Pro posouzení tohoto vlivu byly získány teploty fázových přeměn, teplota likvidu (TLiquidus), solidu (TSolidus),

65



Temperature of phase transformation/°C

1600

γ→δ

1400 1300 1200

STEEL

1100 1000

y = 0,0255x + 1524,3 R² = 0,3912

900 CUR

700

EUT

100

150

Mass/mg

1300 1200 δ→γ

1100 1000

STEEL

γ→α

900 800 0

200

250

50

100

150

Mass/mg

200

250

300

1550

300

Obr. 4. Vliv hmotnosti vzorku na posun teplot fázových přeměn oceli (ohřev 7°C/min) Fig. 4. Sample mass influence on shift of phase transformation temperatures of steel (heating 7°C/min)

Z výsledků analýz lze učinit tyto závěry. U ohřevu dochází se zvyšující se hmotností k posunu teplot fázových přeměn k vyšším hodnotám. V nízkoteplotní oblasti dochází pouze k velmi mírnému posunu konců fázových přeměn (α – γ, magnetický přechod, eutektoidní přeměna) v porovnání s posunem teplot ve vysokoteplotní oblasti. U ochlazování byla v nízkoteplotní i vysokoteplotní oblasti zjištěna větší závislost posunu teplot fázových přeměn v závislosti na hmotnosti vzorku v porovnání s ohřevem. Se zvyšující se hmotností vzorku dochází u ochlazování k výraznějšímu posunu teplot fázových přeměn, jejich ukončení (např. TSolidus), k vyšším hodnotám. V nízkoteplotní oblasti je posun teplot fázových přeměn v závislosti na hmotnosti minimální. Teploty počátků přeměn, získaných při analýzách různých hmotností vzorků, byly pro většinu hmotností shodné, max. odchylka byla do cca 4°C (např. pro solidus při ohřevu, pro Fe i ocel).

Temperature of Phase Transformation/°C

50

1400

700

600 0

y = 0,5748x + 1342,5 R² = 0,5725

Z porovnání závislostí teplot TLikvidu a TSolidu získaných u analýz oceli a Fe, je zřejmá větší závislost získaných teplot na hmotnosti analyzovaných vzorků pro čisté Fe.

α→ γ

800

TLIQUIDUS = TSOLIDUS

1500

Obr. 5. Vliv hmotnosti vzorku na posun teplot fázových přeměn oceli (ochlazování 7°C/min) Fig. 5. Sample mass influence on shift of phase transformation temperatures of steel (cooling 7°C/min)

TLIQUIDUS

1500

1600

Temperature of phase transformation/°C

přeměny γ – δ (δ – γ), α – γ (γ – α), teplota Curieho bodu (magnetického přechodu) a teplota eutektoidní transformace u vybraného vzorku oceli, obr. 4 a obr. 5. Na obrázcích jsou uváděny pouze teploty ukončení fázových přeměn. Obr. 6 a obr. 7 uvádí teploty likvidu a solidu získané pro čisté Fe při ohřevu a ochlazování (TSolidus u ohřevu odpovídá počátku tání – počátek přeměny, TLikvidus u ohřevu odpovídá ukončení tání – konec přeměny). U ochlazování je TSolidus rovna TLikvidus.

TLiquidus

y = 0,0445x + 1533 R² = 0,9473

TSolidus

y = 0,0166x + 1523 R² = 0,8921

1545 1540

Fe

1535 1530 1525 1520 0

50

100

150

200

250

300

Mass/mg Obr. 6. Vliv hmotnosti vzorku na posun teplot solidu a likvidu Fe (ohřev 7°C/min) Fig. 6. Sample mass influence on shift of solidus and liquidus temperatures of Fe (heating 7°C/min)

Dále je ze získaných výsledků zřejmé, že se zvyšující se hmotností vzorků dochází k utuhnutí vzorků při vyšší teplotě – vzorky jsou méně podchlazeny (Toto zřejmě souvisí s vyšší pravděpodobností vzniku 1. kritického zárodku). Opět je tento jev výraznější u vzorku čistého Fe. Odlišnosti v chování mezi čistým Fe a ocelí lze opět vysvětlit rozdílným chemickým složením těchto systémů. Ze získaných výsledků je zřejmé, že hmotnost vzorku má podstatný vliv na posun teplot fázových přeměn a to především na jejich ukončení. U vzorků s vyšší hmotností je čas potřebný k uskutečnění přeměny delší. U větších vzorků je třeba dodat systému/odevzdat systémem více tepla, za jinak stejných podmínek, tedy teplo systém absorbuje/uvolňuje déle a teplotní interval, ve kterém přeměna probíhá, je delší. Teploty počátků přeměn se v závislosti na hmotnosti vzorku posunují jen minimálně, kdežto u konců dochází k výraznějším posunům. U ochlazování je dále nutné brát v úvahu také možnost různého stupně podchlazení [3] analyzovaných vzorků, které může být řádově pouze jen několik °C, ale také, jak se ukazuje z dlouholetého výzkumu kovových

66



systému na našem pracovišti a získaných výsledků, i více než 100°C (např. u nízkouhlíkatých ocelí). To má značný vliv na posun teplot fázových přeměn a rychlost jejich průběhu.

Spolu s vlivem hmotnosti je třeba u metod termické analýzy optimalizovat také další experimentální podmínky. Hodnověrnost a přesnost dat je závislá např. na čistotě inertní atmosféry. Dalším důležitým faktorem při interpretaci experimentálních dat je také znalost vlivu rychlosti procesu ohřevu nebo ochlazování na velikosti tepelných efektů fázových přeměn a na posun teplot fázových přeměn.

Temperature of Phase Transformation/°C

1550 y = 0,8764x + 1272,9 R² = 0,8009

TLiquidus = TSolidus

1500 1450

Fe

1400

podchlazení, které může být u týchž vzorků, při rozdílných i shodně nastavených podmínkách měření, různé. U vzorků ocelí není neobvyklé podchlazení vyšší než 100°C.

Všechny zmiňované faktory je třeba zohlednit při vyhodnocování a interpretaci získaných výsledků.

1350 1300 0

50

100

150

200

250

300

Mass/mg Obr. 7. Vliv hmotnosti vzorku na posun teplot solidu a likvidu Fe (ochlazování 7°C/min) Fig. 7. Sample mass influence on shift of solidus and liquidus temperatures of Fe (cooling 7°C/min)

Vliv experimentálních podmínek na termofyzikální a termodynamická data systémů zůstává nadále předmětem výzkumu na našem pracovišti s cílem co optimalizovat naměřená data.

U experimentálních měření je nezbytně nutné přesně definovat za jakých podmínek [1-3] byly teploty fázových přeměn získány, při jaké hmotnosti vzorku byly teploty přeměn získány.

získávána kovových rozsáhlého nejpřesněji

Tento příspěvek vznikl v rámci řešení projektu MŠMT ČR MSM6198910013 a MPO ČR, reg.č. FT-TA4/048.

4. Závěr Literatura

S využitím experimentálního zařízení Setaram SETSYS 18TM, vzorku reálné oceli a vzorku laboratorně připraveného čistého Fe byl studován vliv hmotnosti vzorku na výsledné hodnoty teplot a tepelných efektů fázových transformací zkoumaných systémů. Ze získaných výsledků plyne, že na velikost detekovaného tepelného efektu fázových přeměn má značný vliv právě hmotnost analyzovaných vzorků. Teploty počátků fázových transformací u ohřevu i ochlazování se mění se zvyšující se hmotností vzorků jen minimálně. Teploty ukončení fázových přeměn se vlivem vyšší hmotnosti vzorku, a tedy potřebě pohltit/uvolnit více tepla pro uskutečnění přeměny, posouvají k vyšším (u ohřevu) a nižším (u ochlazování) hodnotám. U ochlazování může být navíc teplota fázové přeměny (tuhnutí) značně ovlivněna stupněm

[1]

[2] [3]

GALLAGHER, P., K. Handbook of Thermal Analysis and Calorimetry: Principles and Practice. Volume 1. First edition 1998. Second impression 2003. Amsterdam: Elsevier Science B.V., 2003. ISBN 0-444-82085-X. GMELIN, E., SARGE, S., M. Temperature, Heat and Heat Flow rate calibration of Differential scanning calorimeters. Thermochimica Acta. 2000, vol. 347, pp. 9-13. SARGE, S., M. et al. Temperature, Heat and Heat Flow Rate Calibration of Scanning Calorimetrs in the Cooling Mode. Thermochimica Acta. 2000, vol. 361, pp. 1-20.

Recenze: Ing. Petr Kozelský, CSc.

67

Automatizace technologických procesů, počítačová simulace,výpočetní metody


automatizace technologických procesů, počítačová simulace, výpočetní metody Numerický model tuhnutí kruhového předlitku pro on-line monitoring Prof. Ing. Miroslav Příhoda, CSc., Doc. Dr. Ing. René Pyszko, Ing. Pavel Fojtík, Ph.D., Ing. Jiří Molínek, CSc., Ing. David Dittel, VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, Ing. Michal Adamik, Třinecké železárny, a.s. Znalost teplotního pole předlitku v průběhu jeho odlévání a chladnutí umožňuje řešit problematiku vnitřní struktury, povrchové jakosti, mechanických vlastností předlitku, metalurgickou délku, změnu tloušťky licí kůry pro různé licí rychlosti a přehřátí oceli. Z hlediska kvality odlévané produkce je nutno tyto parametry dále sledovat a optimalizovat. Na katedře tepelné techniky, Fakulty metalurgie a materiálového inženýrství, VŠB – TU Ostrava byl vytvořen program, který řeší teplotní pole předlitků explicitní diferenční metodou sítí. V rámci výzkumných prací je vyvíjen systém, který spojuje numerický model tuhnutí s funkcí predikce průvalu. Systém bude informačně propojen s technologickým procesem a bude dynamicky reagovat na změny provozních veličin. Systém umožní zvýšení výrobnosti, zlepšení kvality produkce a zamezení vzniku průvalu. Jeho výsledky mohou být dále využity pro optimalizaci řízení licího stroje.

1. Úvod Metoda sítí je oblíbená metoda pro numerické řešení parciálních diferenciálních rovnic, které se v aplikacích transportů tepla a hmoty vyskytují. Podstata metody záleží v aproximaci základní diferenciální rovnice s příslušnými okrajovými podmínkami odpovídající rovnicí diferenční, jež má tvar soustavy algebraických rovnic. Aproximace je tím dokonalejší, čím přesnějšími výrazy nahrazuje derivace. Náhrada se provádí v diskrétních místech tvořených uzly sítě, které pokrývají zkoumanou oblast. Metoda sítí má značné potenciální možnosti uplatnění v podmínkách počítačového modelování, neboť je pro ni charakteristická opakovatelnost jednoduchých algebraických operací. Při praktickém řešení je třeba se zaměřit na konvergenci, přesnost a stabilitu řešení.

geometrických, fyzikálních, počátečních a povrchových. Geometrická podmínka je známa, neboť plyne z konkrétního tvaru odlévaného předlitku, počáteční podmínka pak souvisí s teplotou oceli v mezipánvi. Fyzikální podmínky zahrnují součinitel tepelné vodivosti, měrnou tepelnou kapacitu a hustotu oceli. V programu se využily poznatky G. Wölka [2], kde je

∆φ ∆r ∆r/

1.1 Aplikace metody sítí pro 3D řešení teplotního pole kruhového předlitku

∆z/2

Při řešení 3D teplotního pole metodou sítí je síť na předlitku generována způsobem, uvedeným na obr. 1. U kruhového předlitku se vyskytují tři typy elementů, a to elementy vnitřní, obvodové (vnější) a osové. Po obvodu se oblast dělí na výseče o středovém úhlu ∆φ a po poloměru na mezikruží o šířce ∆r. Výjimku tvoří obvodové elementy, jejichž šířka je ∆r/2. Při výpočtu teplotního pole je podstatný správný výběr podmínek jednoznačnosti řešení, tedy podmínek

∆z

68

Obr. 1. Síť kruhového předlitku Fig. 1. Net of the round blank



na základě experimentálních měření odvozena závislost výše uvedených veličin na teplotě a chemickém složení oceli ve tvaru polynomu třetího stupně. Pro konkrétní veličinu P platí rovnice 3

P ( A, t ) =

3

∑∑ b

i, j

⋅ At ⋅ t j

kde

(1)

i =0 j =0

kde

A je bi,j t -

procento legujících prvků (%), konstanty závislé na složení oceli, teplota (°C).

Proces přestupu tepla u vnějších a obvodových uzlů je dále ovlivněn i typem povrchové podmínky. Ta může být v případě simulace teplotního pole kruhového předlitku ZPO dvojího typu. Podmínka II. druhu (Neumannova), při které je známa hodnota hustoty tepelného toku q. Tato situace je charakteristická pro odvod tepla v krystalizátoru. Pro zjištění hustoty tepelného toku se vychází z měření teplotních gradientů v různých místech po výšce a obvodu pracovního povrchu krystalizátorové vložky, což dovoluje vypočítat místní hodnoty tepelných toků. Další možnost, jak stanovit hodnoty tepelného toku vychází z měření parametrů chladicí vody krystalizátoru. Nevýhodou je zjištění pouze střední hodnoty tepelného toku. Jako optimální postup se jeví kombinace obou výše uvedených postupů. Podmínka III. druhu (Fourierova) se aplikuje v případech kdy je známa hodnota součinitele přestupu tepla α – typicky pro sekundární a terciární zónu chlazení. V sekundární zóně chlazení se pro určení hodnoty součinitele přestupu tepla ostřikem využívá laboratorního výzkumu na teplém fyzikálním modelu na katedře tepelné techniky VŠB-TU Ostrava. V terciární oblasti chlazení se radiační složka součinitele přestupu tepla určuje výpočtem ze Stefanova – Boltzmannova zákona. Konvekční složka se řeší z kriteriální rovnice, udávající závislost mezi kritériem Nusseltovým, Prandtlovým a Grashofovým. Teplo je v této zóně odváděno z předlitku převážně sáláním do okolního vzduchu (kolem 90 %) zbytek tvoří přirozená konvekce (10 %). Pro výpočet 3D teplotního pole kruhového předlitku byla použita rovnice Fourierova – Kirchhoffova, která zohledňuje rychlost pohybujícího se předlitku. Při zanedbání ostatních složek rychlosti kromě rychlosti vz má rovnice tvar ∂i = − div (− λ ⋅ grad t + ρ ⋅ v z ⋅ i ) + qV (W.m-3) ∂τ

je -

hustota (kg.m-3), měrná entalpie (J.kg-1), čas (s), součinitel tepelné vodivosti (W.m-1.K-1), teplota (°C), rychlost lití ve směru osy z (m.s-1), vydatnost vnitřního objemového tepelného zdroje (W.m-3).

Pokud jsou vnitřní tepelné objemové zdroje nulové a příslušné derivace v rovnici (2) se nahradí konečnými rozdíly, vznikne výraz

Mezi fyzikální podmínky pak dále patří teplota likvidu a solidu, které definují oblast tekuté a tuhé fáze a také vnitřní tepelný objemový zdroj, který je v průběhu tuhnutí předlitku představován uvolňováním latentního tepla tuhnutí oceli.

ρ⋅

ρ i τ λ t vz qV

⎡ 6 ⎤ Pi ⎢ ⎥ ∆τ ⎢ i =1 ⎥ + ⋅ + S ⋅ v z ⋅ (i6 − i0 )⎥ (J.kg-1) i0 − i0 = ∆V ⎢ ρ ⎢ ⎥ ⎢ ⎥ ⎣ ⎦

∑

kde

i0 je i0+ Pi ∆τ ∆V S -

(3)

měrná entalpie v čase τ (J.kg-1), měrná entalpie v čase τ + ∆τ (J.kg-1), tepelné toky v jednotlivých směrech souřadného systému (W), časový krok (s), elementární objem (m3), elementární plocha (m2).

První člen na pravé straně rovnice (3) vyjadřuje konduktivní a druhý člen konvekční složku. Vzorec (3) lze považovat za univerzální pro všechny typy uzlů, pouze elementární objemy, elementární plochy a hodnoty tepelných toků budou nabývat pro každý typ elementu a povrchové podmínky odlišných hodnot. Pro vnitřní uzlové body lze elementární objem ∆V a elementární plochu S vyjádřit následujícími vztahy:

∆V = ∆ϕ ⋅ ∆r ⋅ ∆z ⋅ r (m3) kde ∆φ ∆r

je -

∆z

-

(4)

elementární úhel (rad), vzdálenost mezi dvěma síťovými uzly ve směru poloměru r (m), vzdálenost mezi dvěma síťovými uzly ve směru osy z (m).

S = ∆ϕ ⋅ ∆r ⋅ r (m2)

(5)

Po dosazení jednotlivých tepelných toků reprezentující konduktivní složku a po rozepsání konvekční složky lze rovnici (3) s přihlédnutím k rovnicím (4) a (5) zapsat ve tvaru: i0+ − i0 =

A+ B +C + D E (J.kg-1) + c p ⋅ ρ ⋅ ∆z ⋅ ∆r ⋅ r ⋅ ∆ϕ ∆z ⋅ ∆r ⋅ r ⋅ ∆ϕ

(6)

kde pro substituční členy A, B, C, D, E platí následující vztahy:

(2)

69


A=

B=

C=

D=

∆τ ⋅ λ ⋅ ∆r ⋅ ∆z ⋅ (i1 + i2 − 2 ⋅ i0 ) ⎛ ∆ϕ ⎞ 2 ⋅ r ⋅ sin⎜ ⎟ ⎝ 2 ⎠

(J2.kg-1.K-1)

∆τ ⋅ λ ⋅ ∆ϕ ⋅ ∆z ⋅ (i3 − i0 ) r + ∆r ln r

(J2.kg-1.K-1)

∆τ ⋅ λ ⋅ ∆ϕ ⋅ ∆z ⋅ (i4 − i0 ) r ln r − ∆r

(J2.kg-1.K-1)

∆τ ⋅ λ ⋅ r ⋅ ∆ϕ ⋅ ∆r ⋅ (i5 + i6 − 2 ⋅ i0 ) ∆z

E = ∆ϕ ⋅ r ⋅ ∆r ⋅ v z ⋅ ∆τ ⋅ (i6 − i0 )

kde

C = ∆r ⋅ r ⋅ ln

(J2.kg-1.K-1)

(J.m3.kg-1)

i1-i6 jsou měrné entalpie v jednotlivých směrech souřadného systému (J.kg-1), cp je měrná tepelná kapacita při konstantním tlaku (J.kg-1.K-1).

Rovnice (6) tedy udává celkem jednoduchý postup řešení teplotního pole předlitku. Aby byl numerický postup podle rovnice (6) prakticky použitelný, musí být konvergentní a numericky stabilní [3]. Je tedy nutno dodržet určitou závislost mezi časovým intervalem ∆τ a prostorovým dělením. Nedodržení podmínky stability v jediném bodě znamená divergenci příslušné teploty, která se postupně rozšíří i do všech ostatních uzlů. U praktických úloh se ovšem obvykle vyskytují největší gradienty v ose a na povrchu těles, takže odpovídající podmínky stability jsou pro osové elementy přísnější než pro vnější a vnitřní body. Pro zachování celkové stability řešení je třeba brát v úvahu tu nejpřísnější podmínku, která se v systému vyskytuje. Pro vnitřní element lze odvodit z rovnice (6) následující vztah pro numerickou stabilitu řešení vnitřního uzlu kruhového předlitku:

kde

(

1

je

−1

)

a ⋅ A + B + C −1 + 2 ⋅ D −1 +

a

−1

vz ∆z

(s)

(7)

součinitel teplotní vodivosti (m2.s-1).

Pro substituční členy A, B, C, D (m2) platí následující vztahy: ⎛ ∆ϕ ⎞ A = r 2 ⋅ ∆ϕ ⋅ sin⎜ ⎟ ⎝ 2 ⎠

70

B = ∆r ⋅ r ⋅ ln

D = ∆z 2

Rozdíl mezi teplotou hodnotou vypočítanou z rovnice (6) a skutečnou teplotou, je dán přesností, s jakou se konečné rozdíly nahradí příslušnými derivacemi v rovnici (2). Je zřejmé, že čím je časový interval a prostorové dělení sítě menší, tím je i menší chyba řešení. Konkrétní velikost chyby lze stanovit rozložením dané funkce v nekonečnou řadu pomocí Taylorova rozvoje [1].

Poněvadž je obecně entalpie funkcí teploty, lze z rovnice (6) přímo zjišťovat hodnoty teplot v jednotlivých uzlových bodech.

∆τ ≤

r r − ∆r


r + ∆r r

Obdobně se sestavují další typy těchto rovnic reprezentující další typy možných elementů. Pokud je na části předlitku zadána adiabatická hranice, pak příslušné tepelné toky odpadají a rovnice (3) se zjednoduší o tyto chybějící tepelné toky.

2. Počítačová simulace Samozřejmou činností před případnou realizací numerického modelu v on-line režimu je jeho validace s ohledem na reálné ZPO. Jinými slovy, je nutné vytvořit simulační aplikaci, jež na základě reálných vstupních dat z provozu generuje výstupní veličiny modelu a ty jsou pak následně porovnávány s výstupními veličinami reálného ZPO. Základní algoritmy simulační aplikace jsou pak shodné s těmi, které budou implementovány do aplikace pro on-line režim. Simulační aplikace je navržena tak, aby poskytovala všechen nezbytný uživatelský komfort při konfiguraci modelu a režimu výpočtu, dále nabízí přehlednou prezentaci informací o průběhu simulace a zobrazení s následnou archivací získaných výsledků – viz obrázek 2. Konfiguraci modelu a režimu výpočtu je možné realizovat buď ručně pomocí aplikačního rozhraní, kde je uživateli umožněna modifikace všech konfiguračních parametrů, nebo přečtením jednotlivých parametrů z konfiguračního souboru. Před samotným zahájením simulačního výpočtu je nejprve na základě základních vstupních parametrů, jako je vzdálenost jednotlivých uzlů sítě, délka jednotlivých zón ZPO, rozmístění a typ chladicích trysek, vygenerována výpočetní síť. Následně, zpracováním dalších vstupních údajů, mezi které patří chemické složení oceli, výška hladiny v krystalizátoru, teplota lití, tlak a průtok chladícího média v příslušných zónách atd., jsou definovány parametry výpočetní sítě, okrajové podmínky, nezbytné funkční závislosti a je také vyhodnocena podmínka numerické stability. Jako poslední úkon v rámci preprocesingu je provedeno přidělení typu jednotlivým uzlům výpočetní sítě dle zvoleného režimu výpočtu (počátek lití, jen lití nebo konec lití).


Automatizace technologických procesů, počítačová simulace,výpočetní metody Výstupní parametry modelu, jako je průběh teploty po délce předlitku, teplotní pole kruhového předlitku, tloušťka licí kůry, likvidus, solidu, zachycují následující obrázky.

Obr. 2. Hlavní obrazovka programu Fig. 2. Main screen of program

V průběhu simulace je samozřejmě možné ručně modifikovat některé vstupní parametry, např. rychlost lití, průtok chladícího média, výšku hladiny v krystalizátoru atd. Model je schopen reagovat na tyto změny v reálném čase. Dynamiku modelu pak uživatel může sledovat jak na jednotlivých grafech, které aplikace poskytuje, tak také na velmi názorném barevném zobrazení teplotního pole chladnoucího předlitku a zobrazení polohy solidu a likvidu. Po skončení simulace je samozřejmostí možnost archivace simulačních výsledků do souboru a nabídka přímého exportu vykreslených grafů.

Obr. 3. Tloušťka licí kůry Fig. 3. Thickness of casting skin

Důležitou vlastností aplikace s ohledem na validaci numerického modelu je možnost přímého načítání reálných provozních dat z datového souboru, který obsahuje hodnoty vstupních parametrů v daných časových okamžicích. Tato vlastnost umožňuje simulovat průběh již proběhlého procesu lití na konkrétním stroji a získat tak představu o reálnosti a přesnosti numerického modelu. 2.1

Parametry a výsledky PC simulace

Odlévaný formát byl kruhového profilu průměru 530 mm, tedy r = 265 mm, délka primární zóny (krystalizátoru) 600 mm, délka sekundární zóny 4770 mm a délka terciární zóny 29140 mm. Vzdálenosti mezi dvěma sousedními elementy jsou: ∆r = 10 mm a ∆z = 10 mm. Za těchto podmínek je celkový počet bodů ve výpočtové síti 372 708. Latentní teplo 270000 J.kg-1, emisivita se v programu definuje jako funkce teploty povrchu předlitku. Rozmístění chladicích trysek v sekundární oblasti ZPO bylo nadefinováno dle reálných rozměrů uvedených v technických výkresech pro tuto oblast. Pro posouzení rovnoměrnosti ostřiku v závislosti na množství a tlaku chladicí vody existuje na katedře tepelné techniky v Ostravě modelové zařízení, které umožňuje stanovení ostřikových charakteristik trysek, které jsou používány na zařízeních plynulého odlévání.

Obr. 4. Teploty kruhového předlitku Fig. 4. Temperatures of round blank

Obr. 5. Likvidus, solidus Fig. 5. Liquidus, solidus

Obr. 6. Teplotní pole předlitku Fig. 6. Temperature field of blank

Jak již bylo výše zmíněno, při řešení teplotního pole explicitní diferenční metodou je nezbytné zajistit

71

Automatizace technologických procesů, počítačová simulace,výpočetní metody numerickou stabilitu řešení. Během výpočtu se tedy generují jednotlivé „lokální“ stability řešení pro jednotlivé uzly kruhové sítě. Pro „globální“ stabilitu řešení se pak volí ta hodnota časového kroku, která je nejmenší ze všech „lokálních“ hodnot. Pro kruhové předlitky se jedná o středové elementy, následují vnější elementy, u kterých je jejich stabilita výrazně ovlivněna povrchovou podmínkou. Největší časový krok dávají vnitřní elementy sítě, které nejsou povrchovými podmínkami bezprostředně ovlivněny. Řešení teplotního pole je tím časově náročnější, čím se volí jemnější rastr sítě. Proto je vhodné nalézt určitý kompromis mezi numerickou stabilitou řešení a jemností sítě.

3. Závěr V příspěvku jsou uvedeny základní charakteristiky simulačního PC programu pro výpočet tuhnutí kruhového předlitku explicitní diferenční metodu sítí. Rozebrány jsou jednotlivé podmínky jednoznačnosti, které proces tuhnutí předlitku ovlivňují. Jsou zde diskutovány problémy numerické stability řešení a jemnosti sítě s ohledem na celkový výpočtový čas.


Matematický on-line model umožňuje kromě simulace teplotních polí i posouzení dalších technologických parametrů jako např. metalurgická délka, tloušťka licí kůry atd. Programem lze rovněž simulovat vliv doby tuhnutí na tloušťku licí kůry a vliv změny licí rychlosti na metalurgickou délku. Program je schopen načítat externí data (teploty) z jednotlivých kampaní plynulého odlévání ZPO a graficky je porovnávat s vypočítanými hodnotami a proces tuhnutí předlitku tímto verifikovat. Dále umožňuje také grafické znázornění průběhu hustoty, měrné tepelné kapacity, tepelné vodivosti a měrné entalpie oceli v závislosti na teplotě. Dílčí část výzkumu probíhala v rámci řešení projektu evidenční číslo 106/07/0938 GA ČR a 102/06/1332 GA ČR. Literatura [1]

[2] [3] [4]

PŘÍHODA, M., et al. Nové poznatky z výzkumu plynulého odlévání oceli. 1. vyd. Ostrava : Ediční středisko VŠB-TU Ostrava, 2001. 175 s. ISBN 80-248-0037-3. WÖLK, G. Stahl und Eisen 91, 1971, č. 11, s. 282-286. PŘÍHODA, M., RÉDR, M. Základy tepelné techniky. 1. vyd. SNTL Praha, 1991, 680 s. ISBN 80-03-00366-0. KUNEŠ, J. Modelování tepelných procesů. SNTL Praha, 1989, 424 s. ISBN 80-03-00134-X.

Recenze: Prof. Ing. Antonín Víteček, CSc., Dr.h.c.

_____________________________________________________________________________________________

XVIII. mezinárodní vědecká konference

IRON AND STEELMAKING 24. - 26. 9. 2008 Hotel PETR BEZRUČ, Malenovice Česká Republika www.ironandsteel.eu

72


Automatizace technologických procesů, počítačová simulace, výpočetní metody

Využití prvků umělé inteligence pro predikci času chladnutí kovových vzorků před tvářením Doc. Ing. Milan Heger, CSc., Ing. Ivo Špička, PhD., VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, Ing. Jiří Franz, PhD., AutoCont CZ as., Nemocniční 12, 702 00 Ostrava,

K určení doby potřebné pro dosažení předem definované teploty vzorků různých geometrických rozměrů a chemického složení při chladnutí mohou být úspěšně využity umělé neuronové sítě. Z porovnání naměřených křivek chladnutí lze konstatovat, že grafické průběhy vzorků stejných značek jsou s dostatečnou přesností geometricky podobné. Lze tedy určit koeficient časové transformace pro každý typ vzorku tak, aby se průběhy pro všechny typy vzorků prakticky shodovaly. Naučená neuronová síť pak díky své vlastnosti zevšeobecnění odhaduje koeficienty časové transformace i pro případy, které se neučila. Zpětnou časovou transformací pak získáme pravděpodobný průběh křivky chladnutí sledovaného vzorku, a tím i okamžik, ve kterém je dosaženo požadované teploty jeho povrchu.

Úvod

Chladnutí vzorků

Mezioperace mezi ohřevem a dalším zpracováním, například tvářením, je často doprovázená chladnutím materiálu volně na vzduchu. Rychlost poklesu teploty je tím větší, čím je jeho velikost menší, přičemž zde hraje významnou roli i druh materiálu a jeho tvar. Jsou-li vzorky poměrně malých rozměrů, jak je tomu v případě výzkumu v laboratořích ústavu modelování a řízení tvářecích pochodů na VŠB - Technické univerzitě Ostrava, chladnou tyto velmi rychle a manipulace s nimi, od pece až po válce stolice, musí být přesně načasovaná. K určení doby potřebné pro dosažení předem definované teploty vzorků různých geometrických rozměrů a chemického složení mohou být úspěšně využity umělé neuronové sítě [1],[2],[3].

Pro získání informací o chladnutí vzorků je nezbytné provést sadu měření. Měření by měla obsahovat nejpoužívanější tvary vzorků dané značky. Měření byla uskutečněna na 17 vzorcích z materiálu St37 o rozměrech hranolu s konstantní délkou 110 mm, výškách v rozmezí od 2,3 – 19,9 mm a šířkách v rozmezí 19,8 - 40,2 mm. Pro přehlednost jsou zde uvedeny 4 vzorky následujících parametrů (viz tabulky 1.):

Tabulka 1. Technické parametry vzorků Table 1. Technical parameters of specimens

vzorek 1

Vzorek 2

vzorek 3

vzorek 4

St37

St37

St37

St37

výška vzorku

2,3 mm

4,4 mm

8,1 mm

12,1 mm

šířka vzorku

35 mm

40,1 mm

40,1 mm

40,2 mm

délka vzorku

110 mm

110 mm

110 mm

110 mm

materiál vzorku

Výsledkem měření jsou teplotní křivky chladnutí povrchu vzorků v čase, které jsou získány pomocí pyrometru s kontinuální registrací maximální teploty zaměřené části povrchu vzorků. Pro zde uvedené vzorky 1 – 4 jsou zobrazeny průběhy teplot povrchů v čase na

obrázku 1. Je zde pozorovatelné pásmo exponenciálního poklesu teplot v čase, pásmo doprovázené fázovými přeměnami a druhé pásmo exponenciálního poklesu teplot v čase.

73



GRAF CHLADNUTÍ VZORKŮ 1200

teplota [st C]

1100 1000 900 800 700 600 1

2

3

4

500 0

50

100

150

200

250

300

čas [s] Obr. 1. Grafické průběhy teplot povrchů vzorků v čase Fig. 1. Graphic curves of specimen surfaces temperature in time

Časová transformace křivek Z porovnání naměřených hodnot lze konstatovat, že grafické průběhy teplot v čase při chladnutí vzorků stejných značek jsou s dostatečnou přesností geometricky podobné. Pokud bychom pouze matematicky provedli prodloužení doby chladnutí vzorků 1 – 3 na dobu shodnou s dobou chladnutí vzorku 4, mohli bychom porovnat podobnost všech 4 křivek.

Hovořili bychom pak o časové transformaci, jejímž parametrem je koeficient časové transformace (KCT) pro jednotlivé křivky 1 – 4. Při podobnosti křivek lze tedy určit koeficient časové transformace pro každý typ vzorku tak, aby se průběhy teplot chladnutí pro všechny typy vzorků prakticky shodovaly.

Obr. 2. Průběhy teplot po časové transformaci zobrazené v aplikačním programu Fig. 2. Temperature curves after time transformation visualized in application program

74


Automatizace technologických procesů, počítačová simulace, výpočetní metody Příklad topologie umělé neuronové sítě je znázorněn na obrázku 4. Na neurony vstupní vrstvy jsou přivedeny geometrické údaje vzorku (v – výška, š – šířka, d – délka). Ve fázi učení jsou tyto údaje známých vzorků doplněny o příslušné koeficienty časové transformace (KCT). Ve fázi vlastní práce neuronové sítě jsou pak přivedeny na neurony vstupní vrstvy geometrické údaje vzorku a na výstupu neuronu ve výstupní vrstvě obdržíme předpokládanou hodnotu KCT.

Obr. 3. Detail teplotních průběhů Fig. 3. Detail of temperature curves

Vlastní časová transformace je zobrazena v aplikačním programu pro PC (viz. obrázek 2.). Program načítá ze souboru naměřená data, následně je zpracuje a zobrazí průběhy křivek po časové transformaci pro jednotlivé navolené vzorky. Z obrázku 2. je patrno, že po časové transformaci vykazují všechny čtyři křivky poměrně dobrou shodu. Největší odchylky mezi jednotlivými křivkami můžeme pozorovat v oblasti fázových přeměn. Pro ilustraci byl vytvořen obrázek 3., který představuje zvětšený detail oblasti s největšími odchylkami mezi jednotlivými průběhy. Z obrázku je vidět, že rozdíly mezi maximální a minimální hodnotou jsou menší než 20 0C, což je pro daný účel dostačující.

Využití umělé neuronové sítě pro určení koeficientu časové transformace v

KCT

š d

vstupní vrstva - vnitřní vrstva - výstupní vrstva Obr. 4. Topologie NS Fig. 4. NN topology

Matematickou úpravou délky chladnutí všech vzorků na stanovenou teplotu 550 0C získáme pro každý vzorek, a tedy i různé rozměry, individuální koeficient časové transformace. Nyní je cílem určit tento koeficient pro vzorek libovolných rozměrů (v rozmezí rozměrů měřených vzorků). Znalost tohoto koeficientu umožní ze známé univerzální křivky chladnutí zpětně vypočítat pravděpodobnou křivku chladnutí vzorku libovolných rozměrů. K určení koeficientu časové transformace můžeme velmi dobře využít vlastností umělé neuronové sítě, která se z naměřených dat „naučí“, jaká je závislost mezi geometrickými rozměry vzorku a odpovídajícím koeficientu časové transformace a zevšeobecněním této závislosti dokáže určit tento koeficient i pro vzorek, na který nebyla neuronová síť učena.

Pro řešení umělé neuronové sítě byl použit program „Neuronek“ [4]. Program využívá pro řešení třívrstvou neuronovou síť s dopředným šířením a se strategií učení „Backpropagation“. Jde tedy o způsob učení s učitelem, kdy pro fázi učení neuronové sítě byla použita data náhodně zvolených 14 vzorků ze všech naměřených 17 vzorků. Kvalita naučení neuronové sítě je mimo jiné závislá na počtu prvků testovací množiny. Proto byla využita data všech měření s výjimkou dat zahrnutých do testovací množiny. Testování neuronové sítě bylo provedeno s daty zbývajících 3 vzorků. Získané KCT byly využity pro porovnání naměřených a vypočítaných křivek chladnutí testovacích vzorků. Chyby mezi změřenými a vypočítanými křivkami s využitím neuronové sítě v tomto případě nepřesáhly hodnotu 15 0C.

Závěr Z porovnání naměřených a vypočtených křivek chladnutí je patrno, že výpočet KCT s použitím umělých neuronových sítí umožňuje s dobrou přesností predikovat teploty povrchu vzorků během procesu chladnutí. Přesnost predikce je obecně závislá na přesnosti měření teplot vzorků, na počtu a vhodné volbě naměřených vzorků, na způsobu stanovení KCT a na kvalitě naučení umělé neuronové sítě [5]. Článek vynikl v rámci řešení úkolu MSM 6198910015 (MŠMT ČR). Literatura 1. HEGER, M.; FRANZ, J. Monitoring of Highly Heated Material Flow forIincreasing Reliability and Quality of Production Control Systems in Metallurgy, 3 th International Carpatian Control Conference – ICCC’2002, Ostrava: VŠBTU Ostrava, 2002, pp. 341. – 346 2. JANČÍKOVÁ, Z.: Umělé neuronové sítě v materiálovém inženýrství, monografie, GEP ARTS Ostrava, 2006, ISBN 80-248-1174-X 3. JANČÍKOVÁ, Z.: Utilization of Artificial Intelligence Elements for Prediction of of Forge Ingots Defects, In Acta Mechanica Slovaca, 1–A/2007, ročník 11, TU Košice, Slovenská Republika, 2007, ISSN 1335-2393 4. HEGER, M.; DAVID, J. Neuronek – program pro výuku neuronových sítí. In Sborník semináře XXVI. ASŘ 2001 Instrumets and Control, Ostrava, 2001, ISBN 80-7078-890-9. 5. HEGER, M.; FRANZ, J.; DAVID, J. Numeric Function Approximation With Utilization of Artificial Intelligence Elements, 4 th International Carpatian Control Conference – ICCC’2003, Košice, 2003, ISBN 80-7099-509-2, pp. 695. – 698

Recenze: Prof. Ing. Antonín Víteček, CSc., Dr.h.c.

75



Využití cepstrální informace pro diagnostiku technologie plynulého odlévání oceli Prof. Ing. Longin Tomis, CSc., Doc. Ing. Jiří David, Ph.D., VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, 708 33 OstravaPoruba Příspěvek se zabývá problematikou analýzy vibračních spekter a rezonančních vlastností technických systémů, která reprezentuje diagnostický proces, při kterém jsou zpracovávány a hodnoceny signály, které daný technický systém vysílá do svého okolí. Využití této metody je zvláště efektivní u systémů s periodickým principem činnosti, neboť u těchto systémů je signál bohatý na informace. Výhoda spočívá ve skutečnosti, že diagnostický signál je vybuzen pracovní činností výrobního zařízení. Cepstrální informace je jednou z diagnostických veličin, které poskytují možnost pro hodnocení technického stavu složitých mechanických soustav. V příspěvku je využití této techniky ukázáno na zařízení plynulého odlévání oceli, tzn. na stanovení simplexového modelu, který by poskytoval informaci využitelnou k identifikaci poměru kapalné a tuhé fáze v plynule litém předlitku resp. určení tzv. metalurgické délky, která je dále využitelná k řízení a optimalizaci technologického procesu plynulého odlévání oceli.

Úvod Problematika aplikace diagnostických metod v různých technických odvětvích je do určité míry společná, má ovšem i své specifické zvláštnosti a požadavky formulované provozními podmínkami, při nichž výrobní zařízení pracují. Společným znakem při aplikaci diagnostických metod v provozních podmínkách je především ekonomické kritérium, doplněné kritériem bezpečnosti provozu, dále pak požadavek úzké vazby k ostatním údržbářským operacím a požadavek unifikace přístrojového vybavení. Specifickým hlediskem v metalurgické výrobě je vznik časově proměnného rizika vzniku poruchy a dále potřeba členění diagnostických postupů nejen z obsahového hlediska jednotlivých úkonů, ale rovněž z hlediska optimálního vykonání diagnostických úkonů z důvodu prostorového rozmístění výrobních zařízení na relativně velkém území. Z výše uvedených důvodů vzniká potřeba při diagnostických prohlídkách resp. monitorování technického stavu metalurgických výrobních zařízení uplatňovat moderní přístupy a metody. Přitom diagnostiku výrobních zařízení nelze chápat jako módní záležitost, ale se vší důsledností je třeba veškerá opatření, zejména diagnostický postup, výběr metod a přístrojů ekonomicky zdůvodnit a nespoléhat na intuici. Základní otázkou tedy je s jakou pracností, přesností a s jakými z toho plynoucími důsledky lze určitou metodu a přístroj aplikovat a především jaké je třeba vytvořit pro aplikaci technicko-organizační podmínky.

Funkcionální diagnostika v praxi Technická diagnostika využívá obecně známé měřící metody z různých oblastí techniky a mimoto je stále vyvíjeno mnoho speciálních metod, vyplývajících z konkrétních provozních požadavků. V řadě technických oborů je nutno výsledky diagnostických metod a měření posuzovat shovívavě. [6] Je nutné si uvědomit, že v řadě

76

provozních situací není cílem pouze určitou fyzikální veličinu, obecně diagnostický signál přesně změřit, ale že toto měření je prostředkem pro stanovení diagnózy a prognózy vývoje technického stavu výrobního zařízení. Technický stav výrobního zařízení můžeme definovat jako souhrn vlastností objektu, které vystihují jeho schopnost vykonávat požadované funkce v daný okamžik. Stav objektu lze určit pomocí pozorování různých příznaků stavu objektu. Za příznaky můžeme považovat fyzikální veličiny, funkce těchto veličin měřené na objektu ve statickém nebo dynamickém režimu jeho práce nebo fyzikální veličiny, které nenáleží k objektu, ale jsou dány jeho činností. Velmi mnoho provozních příznaků a parametrů lze výhodně využít přímo jako diagnostické signály. Výhoda spočívá ve skutečnosti, že diagnostický signál je vybuzen pracovní činností výrobního zařízení. Při vývoji a sestavování diagnostických postupů je sice účelné vycházet z osvědčených schémat, avšak neustále je třeba hledat a ověřovat netradiční aplikace měřící techniky. V současné době jsou v provozní praxi nejvíce rozšířeny diagnostické metody založené na měření neelektrických veličin. Základní soubor neelektrických veličin, které přicházejí v bezdemontážní diagnostice v úvahu vzhledem k dostupné měřící technice je poměrně omezený, patří sem točivý moment, otáčky, teploty, tlaky, vibrace a emise ultrazvukového vlnění. Nejvýznamnější bezdemontážní diagnostická metoda pro hodnocení technického stavu složitých mechanických soustav, mezi které může zařadit i zařízení plynulého odlévání oceli se opírá o výsledky měření charakteristických parametrů vibrací (zrychlení, rychlosti výchylky) emitované jednotlivými prvky resp. uzly soustavy během její činnosti. Jeden z možných způsobů detekce poruchových stavů spočívá ve srovnání celkové úrovně vibrací se standardními, předem zvolenými kritérii. Nevýhodou uvedené metody je skutečnost, že nemůže podchytit počínající poruchy,



které budí signály, jejichž doba trvání je poměrně velmi krátká, a proto se neprojeví na vzrůstu celkové úrovně vibrací. Mimoto změna celkové hladiny vibrací indikuje, že se něco změnilo, ale neposkytuje žádnou informaci o lokalizaci poruchy. Tyto nedostatky odstraňuje v současnosti metoda spektrální analýzy. Spektrální rozklad neboli spektrální analýza spočívá v rozkladu složitého průběhu signálů na jeho základní složky pomocí Fourierovy transformace.

Cepstrální analýza Při spektrální analýze mechanických soustav má zvláštní význam výkonové spektrum logaritmického výkonového spektra, pro něž byl zaveden zjednodušený název cepstrum. Podstata spočívá v následujícím: mějme periodický signál y(t) snímaný na měřeném objektu (viz. obr. 1a), výkonové spektrum pak bude [4] 2 W (ϖ ) = F { y (t )} (1) kde symbol F označuje Fourierovu transformaci. Průběh výkonového spektra signálu y(t) je na obr. 1b, potom je cepstrum C(τ) definováno vztahem 2 C (τ ) = F{log W (ϖ ) } (2) Nezávislá proměnná τ cepstra C(τ) označená jako quefrence má rozměr času a je analogická proměnné τ autokorelační funkce R(τ), která je zpětnou Fourierovou transformací spektrální hustoty, jak vyplývá z následující rovnice [4] ∞ 1 (3) R (τ ) = ⋅ W (ϖ ) ⋅ e j ⋅ϖ ⋅τ dϖ

2 ⋅π

∫

−∞

Průběh cepstrální charakteristiky signálu C(τ) je na obr. 1c. Jelikož je výkonové spektrum běžně udáváno v dB, neboť má rozměr výkonu na jednotku frekvenčního pásma, používá se obvykle pro stupnici cepstra jednotka (dB)2.

Obr. 1 Časový průběh, logaritmické výkonové spektrum a cepstrum periodického signálu [4] Fig. 1 Time course, logarithmic output spectrum and cepstrum of periodic signal [4]

V současné době existuje celá řada metod měření cepstrálních charakteristik, nejjednodušší metoda využívá dvojité frekvenční analýzy. Základní sestava přístrojů obsahuje magnetofon pro záznam signálu, úzkopásmový frekvenční analyzátor s logaritmickým a lineárním výstupem a číslicový zapisovač k záznamu a reprodukci okamžitých hodnot logaritmu výkonového spektra.

Výhoda cepstrální analýzy spočívá především ve skutečnosti, že umožňuje rozlišit skupiny postranních pásem, která se ve skutečnosti prolínají kolem nosné frekvence a jejich vizuální oddělení ve spektru je obtížné. Na obrázku 2 je uveden příklad cepstrální charakteristiky objektu změřené před opravou a po opravě a srovnání se spektrální charakteristikou stejného objektu.

Obr. 2 Srovnání cepstrální a spektrální analýzy technického objektu a) před opravou b) po opravě [4] Fig. 2 Comparison of cepstral and spectral analysis of technical object a) before repair b) after repair [4]

Cepstrální charakteristika se získá stejným způsobem jako spektrální charakteristika, s tím rozdílem, že na vstup úzkopásmového analyzátoru je přivedena posloupnost okamžitých hodnot logaritmu spektrální

77


charakteristiky místo signálu snímaného na měřeném objektu a výstup z analyzátoru je lineární. Blokové schéma zapojení přístrojů pro získání cepstrální charakteristiky je na obrázku 3. Použije-li se pro získání spektrální charakteristiky signál z počítače zahrnující program pro rychlou Fourierovu transformaci, získá se cepstrální charakteristika průběhu snímaného na měřeném objektu tím, že se program rychlé Fourierovy transformace aplikuje dvakrát.

Vstup (snímaný signál)

Měřící magnetofon


Cepstrální analýza přináší řadu výhod, jako je například možnost detekce postranních pásem kolem nosných frekvencí a tím i identifikaci určitých typů poruch složitých mechanických soustav. Při její aplikaci je však třeba věnovat pozornost vhodné filtraci pro odstranění periodicit ve frekvenčním spektru. Tyto frekvence se také objeví v cepstru a jsou obvykle mnohem nižší než frekvence nosné, kolem nichž jsou postranní pásma rozložena a lze je vyloučit užitím dolnofrekvenčních a hornofrekvenčních filtrů v rozsahu 1/2 až troj 1/2násobku nosné frekvence, jejíž postranní pásma jsou předmětem zájmu. [4]

Úzkopásmový analyzátor

logaritmický výstup log W(ω)

Číslicový zapisovač Zapisovač

lineární výstup C(τ)

Obr. 3 Zapojení základních přístrojů pro snímání cepstrální charakteristiky [4] Fig. 3 Mounting of basic apparatuses for cepstral characteristics scanning [4]

Diagnostika procesu plynulého odlévání Proces plynulého odlévání oceli je moderní a progresivní technologií zpracování oceli, avšak ani zde se není možné zcela vyhnout výskytu některých poruch zařízení plynulého odlévání a z nich plynoucích vad plynule litých předlitků. Druhy vad jsou dány specifikou samotného procesu plynulého odlévání, při kterém probíhá tuhnutí oceli v krystalizátoru. Jednou z nejčastějších příčin odstavení licího proudu je průval neboli protržení licí kůry v krystalizátoru nebo v segmentech.

78

Příčin průvalů existuje celá řada, ale stále velké procento z nich zatím stále není vysvětlena a tedy není možnost jim předcházet. Na obrázku 4 je uveden přehled nejčastějších příčin vzniku průvalu [2]. Z těchto důvodů a na základě dříve provedených laboratorních experimentů byla provedena provozně-experimentální analýza vibračních spekter s využitím výše popsané metody cepstrální analýzy, které vznikají třením kontislitku o stěny krystalizátoru s postižením vlivu výšky hladiny oceli v krystalizátoru, jakosti zásypu (strusky), teploty oceli v mezipánvi a chemického složení odlévané oceli, jako jedné z možnosti stanovení příčin resp. predikce průvalu.



5%

5%

6%

2% 41%

8%

2% 19% 6%

3% 1% 2% Příčina nezjištěna

Zatečení za startovací nebo spojovací koš

Přelití a následné tažení

Vysoké přehřátí oceli

Teplotně nehomogenní tavba

Chemicky nehomogenní tavba

Vysoká licí rychlost

Velký rozkmit hladiny oceli v krystalizátoru

Vtažení rámku do krystalizátoru

Průval v důsledku chyb obsluhy

Průval v důsledku poruchy stroje

Další příčiny

Obr. 4 Procentuální podíl jednotlivých příčin vzniku průvalů Fig. 4 Percentage rate of particular reasons of rush creation

Vlastní měření byla provedena na zařízení plynulého odlévání s následujícími technickými parametry: Výrobce MANNESMANN DEMAG, VÍTKOVICE Typ radiální s plynulým rovnáním Poloměr zakřivení 10,5 m Kapacita 1100 kt/rok Počet licích proudů 6 Vzdálenost mezi proudy [mm] 1100, 1100, 1600, 1100, 1100 Doba lití tavby 72,5 minut Odlévané průřezy 130 x 130 mm 180 x 180 mm ∅ 210 mm Maximální rychlost lití 2,0 m/min Délky kontislitků 4,3 - 12,0 m Technické parametry krystalizátorů: Typ Délka trubkové vložky Materiál Pohon oscilačního mechanismu Výška oscilačního zdvihu Rozsah regulace oscilací

trubkový 700 mm CuAg, pracovní plochy pochromovány elektromechanický s řízením otáček frekvenčními měniči ± 3 mm 40 – 240 zdvihů.min-1

Měření byla provedena na všech licích proudech a pro různé provozní stavy, především šlo o porovnání výsledků při odlévání oceli s nízkým a vysokým obsahem uhlíku, které má vliv na kontrakci oceli při tuhnutí. Dále byla zohledněna výška hladiny oceli v krystalizátoru (70% a 80% výšky hladiny v oceli), změna množství zásypu. Z provozních důvodů bylo sledování vlivu teploty prováděno pouze v malém teplotním rozsahu a tedy dosažené výsledky vlivu teploty nebyly průkazné. Důvodem byla viskozita oceli, která má rozhodující vliv na způsob proudění při lití a která je exponenciální funkcí teploty a její vliv by se projevil až při teplotách blížících se teplotě likvidu. Při měření byly použity následující měřící přístroje: měřící magnetofon firmy Bruel-Kjaer se záznamovou rychlostí 381 mm/s, snímač B&K 4370 Acc rozsah 2 Hz - 30kHz, který byl umístěn na výstupním potrubí chladící vody, analyzátor B&K 2034, plotter 2319, oscilograf Honeywell 30, Vibrovid 494, budič síly, elektronický digitální taho-tlakoměr Siemens s rozsahem do 5 kPa. Výsledkem měření (viz. obr. 5 a 6) a následným zpracování s využitím cepstrální analýzy bylo vytvoření kriteriálního modelu. Důvodem byla skutečnost, že kriteriální model má zcela univerzální charakter, i když změna resonance fyzikální objektu, v našem případě soustavy krystalizátor - plynule litý předlitek může ovlivnit nejen velikost amplitudy, ale i posuv na frekvenční ose. Prvním kritériem je podíl amplitud na frekvencích charakterizující resonanční vlastnosti krystalizátoru (Akr) a fyzikální stav plynule litého předlitku, který zahrnuje jakost oceli, teplotu oceli, viskozitu oceli, délku tekutého klínu a mazací vlastnosti zásypu (APLP) [1]

79


KM 1 =

Akr APLP

(4)

Druhým kritériem je podíl amplitud na frekvencích charakterizující resonanční vlastnosti krystalizátoru (Akr) a okolí krystalizátoru včetně konstrukce (Akon). Toto kritérium má doplňkových charakter. [1]

Obr. 5 Ukázka výsledků provozních měření [1] Fig. 5 Demonstration of operational measurements results [1]

Obr. 6 Ukázka výsledků provozních měření [1] Fig. 6 Demonstration of operational measurements results [1]

80

KM 2 =

Akr Akon


(5)

Podíl těchto dvou amplitud vytváří čísla, které komplexně hodnotí stav technologického procesu a spolu derivací časového vývoje těchto kritérií a s ostatními parametry vytváří předpoklad pro hodnocení stavu procesu plynulého odlévání oceli.



Závěr Na základě analýzy vibračních spekter a resonančních vlastností soustavy krystalizátor – plynule litý ocelový předlitek s nízkým resp. vysokým obsahem uhlíku, s využitím cepstrální analýzy byl vytvořen spektrální kriteriální model pro komplexní hodnocení stavu technologického procesu plynulého odlévání oceli. Tento model umožňuje nejen sledování nebezpečných vibrací krystalizátoru, které mohou být i příčinou průvalů, nýbrž i zvyšuje informační úroveň o technologii plynulého odlévání oceli. Tyto modely byly ověřeny při provozních měření při reálných podmínkách při odlévání ocelí s nízkým resp. vysokým obsahem uhlíku. Při měření byly rovněž sledovány vlivy dalších parametrů procesu, které mohou odlévání oceli výrazně ovlivnit jako např. změna výšky hladiny oceli v krystalizátoru, změna množství zásypu, rychlost lití resp. změna teploty oceli. Výsledky hodnocení kriteriálního modelu potvrdily tyto závislosti a jsou zcela objektivní. Závěrem lze tedy konstatovat, že metoda cepstrální analýzy se jeví jako využitelná diagnostická metoda pro technologii plynulého odlévání oceli a může výrazně zvýšit znalostní bázi o daném procesu.

Literatura: [1]

[2] [3] [4] [5] [6]

TOMIS, L., PÝCHA, B. Zpráva o řešení úkolu týkajícího se oblasti optimalizace procesu kontinuálního lití oceli zaměřeného na analýzu vibrací a resonančních vlastností krystalizátoru včetně okolí modelovými kriteriálními vztahy. Ostrava, 1997. TOMIS, L., PÝCHA, B. Analýza technického stavu oscilačních zařízení na ZPO. Závěrečná zpráva výzkumného úkolu, Ostrava, 1999. TOMIS, L. aj. Utilization of Special Information Technologies for Identifikation of Continuous Casting Proces State. In ASRTP 98, TU Košice, Poprad, 1998. ZNAMIROVSKÝ, K. aj. Provozní spolehlivost strojů a agregátů. SNTL, Praha, 1981. PEJŠA, L. aj. Technická diagnostika. Česká zemědělská univerzita Praha, Praha, 1995. JANOUŠEK, I., KOZÁK, J., TARABA, O. Technická diagnostika. SNTL, Praha, 1988.

Recenze: Prof. RNDr. Dr. Lubomír Smutný

_____________________________________________________________________________ Severgal v roce 2008 zhruba zdvojnásobil prodej žárově pozinkovaných automobilových plechů Steel Business Briefing

22.2.2008

V roce 2008 by měly provozy pro žárové pozinkování (HDG) ruského Severgalu vyrobit 375 000 tun, což je méně než loňská výroba 400 000 tun při plném využití kapacity. Andrej Kuzněcov, technický ředitel závodu, který je 100% vlastněn Severstalem vysvětluje, že je to způsobeno tím, že linka bude vyrábět tenčí materiál o tloušťce 0,6 mm. Jako jediný domácí výrobce žárově pozinkovaných plechů pro exponované automobilové díly, rozšiřuje společnost své obchody s ruským automobilovým průmyslem. Dodává také, podobně jako MMK a NLMK, žárově pozinkované plechy pro vnitřní díly. Vloni dodal Severgalu do automobilového průmyslu méně než 5% své výroby. Letos by tento podíl měl narůst až k 10%. Přibližně 50% se dodává na lakovací linky Severstalu. Vloni v listopadu dodal Severstal svou první 200 t dodávku do moskevského závodu AvtoFramos, který patří Renaultu. Druhá 200 t dodávka pro exponované díly byla uskutečněna v únoru letošního roku. Plech bude použit na karoseriové střechy a kapoty. Pravidelný obchod s 200 tunami měsíčně začíná již v jarních měsících a bude pokračovat po celý rok 2008. Pozinkovací linka testuje také své první zákazníky v západní Evropě. V prosinci roku 2007 poslala dodávku 60 tun do lisovny dodávající Mercedesu a v letošním lednu dodala 500 tun do servisního centra Volkswagenu. Ve stadiu jednání jsou další obchody s automobilovým průmyslem. V současné době jsou však ceny obchodovaných ocelí v Rusku vyšší, což ztěžuje prodej do západní Evropy. Dodávky do EU jsou tak omezeny. Do roku 2011 se očekává, že poptávka domácího automobilového průmyslu po žárově pozinkovaném plechu poroste ročně o 500 000 tun až 1 mil. tun . Hlavním zákazníkem Severgalu je AvtoVaz, který vyrábí Lady v samarském regionu Ruska.

81

Zprávy HŽ, a.s.

_______________


hutní výroba v ČR , SR a ve světě Porovnání měsíčních a postupných hutních výrob roku 2007 s rokem 2006, vč. upřesnění r. 2006

prosinec 2007

Výroba *) leden leden-prosinec 2008 2007 tis.t (upřesněn)

Výroba Index prosinec 2006 tis.t

2007/06 %

Výroba Index leden 2007 tis.t

2008/07 %

Výroba Index leden-prosinec 2006 tis.t

2007/06 %

KOKS CELKEM z toho (HŽ) ČR (HŽ) SR

326,90 168,25 158,65

335,59 180,03 155,56

3 772,31 1 918,01 1 854,30

319,39 160,71 158,68

102,35 104,69 99,98

318,60 160,07 158,53

105,33 112,47 98,12

3 950,95 2 094,64 1 856,31

95,48 91,57 99,89

711,34 506,74 204,60

726,95 494,75 232,20

9 480,30 6 147,40 3 332,90

792,03 464,93 327,10

89,81 108,99 62,55

828,73 510,43 318,30

87,72 96,93 72,95

9 580,19 6 031,29 3 548,90

98,96 101,93 93,91

761,36 433,28 328,08

764,44 418,34 346,11

9 299,31 5 287,23 4 012,08

720,46 377,56 342,90

105,68 114,76 95,68

788,41 440,33 348,08

96,96 95,00 99,43

9 337,09 5 191,76 4 145,32

99,60 101,84 96,79

1 007,53 580,36 427,17

1 008,09 578,56 429,53

12 140,63 7 058,93 5 081,70

903,05 486,19 416,85

111,57 119,37 102,48

1 023,91 582,45 441,46

98,45 99,33 97,30

11 954,62 6 861,79 5 092,83

101,56 102,87 99,78

944,88 518,86 426,02

939,06 510,69 428,38

11 336,71 6 268,81 5 067,90

841,34 425,63 415,70

112,31 121,90 102,48

960,81 520,50 440,31

97,74 98,11 97,29

11 224,30 6 145,27 5 079,03

101,00 102,01 99,78

57,94 57,94 0,00

56,45 56,45 0,00

623,89 623,89 0,00

47,30 47,30 0,00

122,50 122,50 0,00

53,83 53,83 0,00

104,85 104,85 0,00

607,32 607,32 0,00

102,73 102,73 0,00

863,06 478,32 384,74

910,99 549,15 361,85

10 650,69 6 122,72 4 527,97

766,51 402,24 364,26

112,60 118,91 105,62

884,03 494,23 389,81

103,05 111,11 92,83

10 793,32 6 268,31 4 525,01

98,68 97,68 100,07

51,03 35,67 15,36

76,57 56,00 20,57

1 025,93 760,97 264,96

55,01 44,16 10,85

92,76 80,77 141,55

78,80 57,13 21,67

97,17 98,03 94,92

1 031,19 786,15 245,04

99,49 96,80 108,13

14,23

164,87

10,35

93,62

14,54

97,90

153,88

107,14

3,48

42,23

2,70

65,38

3,45

101,07

43,67

96,71

AGLOMERÁT CELKEM z toho ČR SR SUROVÉ ŽELEZO CELKEM z toho ČR SR SUROVÁ OCEL CELKEM z toho ČR SR KONTISLITKY CELKEM z toho ČR SR BLOKOVNY CELKEM z toho ČR SR

VÁLCOVANÝ MATERIÁL CELKEM z toho ČR SR TRUBKY CELKEM z toho ČR SR

TAŽENÁ, LOUPANÁ, BROUŠENÁ OCEL CELKEM= (HŽ)ČR

9,69

STUDENÁ PÁSKA KLASICKÁ CELKEM= (HŽ)ČR

1,76

POZNÁMKA: *) Za poslední měsíc jsou údaje předběžné Zpracoval: Hutnictví železa, a.s. - ing. Vala

82


Zprávy HŽ, a.s.

_______________

Vývoj produkce surové oceli ve světě 2001 Rakousko 5 869 10 762 Belgie Dánsko 751 Finsko 3 938 Francie 19 343 Německo 44 803 Řecko 1 281 Irsko 150 Itálie 26 545 Lucembursko 2 725 Nizozemí 6 037 728 Portugalsko Španělsko 16 504 Švédsko 5 518 Velká Británie 13 543 EU-15 158 497 Bulharsko 1 972 Česká republika 6 316 Estonsko 1 Maďarsko 1 956 515 Lotyšsko Polsko 8 809 Rumunsko 4 935 Slovensko 3 989 Slovinsko 462 28 955 ostatní země EU EU-27 187 453 80 Albanie (e: 2001-03, 06-07 Bosna-Herzegovina 84 Chorvatsko 58 Makedonie 260 Černá Hora * Norsko 640 Srbsko * 595 Srbsko a Černá Hora Švýcarsko 1 000 Turecko 14 981 Ostatní Evropa 17 697 Ázerbajdžán (e) 80 Bělorusko 1 486 Gruzie 0 Kazachstán 4 655 Moldavsko 967 Rusko 58 970 33 108 Ukrajina Uzbekistán 433 C.I.S. 99 699 Kanada 15 276 Kuba 270 0 Dominikanská republika Salvador 39 Guatemala 202 Mexiko 13 300 668 Trinidad a Tobago 90 104 Spojené státy americké Severní Amerika 119 858

2002 6 189 11 343 392 4 003 20 258 45 015 1 835 0 26 066 2 719 6 117 920 16 408 5 754 11 667 158 686 1 860 6 512 1 2 053 520 8 368 5 491 4 275 481 29 561 188 247 140 74 34 260

2003 6 261 11 114 0 4 766 19 758 44 809 1 701 0 27 058 2 675 6 571 1 000 16 286 5 707 13 268 160 975 2 317 6 783 1 1 989 520 9 107 5 691 4 588 541 31 537 192 512 140 95 41 291

2004 6 530 11 698 0 4 832 20 770 46 374 1 967 0 28 604 2 684 6 848 1 400 17 621 5 978 13 766 169 071 2 106 7 033 1 1 952 520 10 593 6 042 4 454 566 33 266 202 337 143 75 86 309

2005 7 031 10 420 0 4 739 19 481 44 524 2 266 0 29 350 2 194 6 919 1 400 17 826 5 723 13 239 165 112 1 969 6 189 0 1 958 550 8 336 6 280 4 485 583 30 350 195 462 145 289 73 310

698

703

725

705

591 1 000 16 467 19 265 125 1 484 0 4 814 514 59 777 34 050 450 101 214 16 002 268 0 49 216 14 010 817 91 587 122 949

711 1 000 18 298 21 281 250 1 591 0 4 898 850 61 450 36 932 499 106 470 15 929 210 0 57 226 15 159 903 93 677 126 161

1 175 1 000 20 478 23 992 250 1 792 0 5 385 1 012 65 583 38 738 602 113 362 16 305 192 0 59 232 16 737 815 99 681 134 021

1 292 1 158 20 965 24 937 330 2 027 0 4 451 1 016 66 146 38 641 595 113 206 15 327 245 0 48 207 16 195 712 94 897 127 631

2006 7 129 11 631 0 5 054 19 852 47 224 2 416 0 31 624 2 802 6 372 1 400 18 391 5 466 13 871 173 233 2 124 6 862 0 2 084 550 10 008 6 263 5 093 628 33 611 206 844 0 490 81 354 161 684 1 662 1 823 1 252 23 315 27 999 300 2 324 0 4 269 675 70 830 40 892 641 119 931 15 493 257 0 72 292 16 447 673 98 557 131 789

e

e e

e

2007 7 578 10 685 0 4 431 19 252 48 550 2 554 0 31 990 2 858 7 368 1 400 18 953 5 673 14 317 175 609 2 050 7 059 0 2 227 550 10 632 6 340 5 082 638 34 578 210 186 100 533 75 359 174 708 1 478

změna v % 2007/2006 6,3 -8,1 -12,3 -3,0 2,8 5,7 a e

e

1,2 2,0 15,6 0,0 3,1 3,8 3,2 1,4 -3,5 2,9

e e a

6,9 0,0 6,2 1,2 -0,2 1,6 2,9 1,6

e

1 264 25 761 30 452 150 e 2 410 0 4 782 965 72 220 42 830 649 124 006 15 718 268 0 73 349 17 563 682 98 181 132 834

8,8 -6,9 1,3 7,9 3,5 -11,1 1,0 10,5 8,8 -50,0 3,7 12,0 43,0 2,0 4,7 1,2 3,4 1,5 4,5 1,7 19,5 6,8 1,4 -0,4 0,8

Zdroj: Statistika IISI

83

Zprávy HŽ, a.s.

_______________

2001 4 107 Argentina Brazilie 26 717 Chile 1 247 Kolumbie 638 Ekvador 60 Paraguay 71 Peru 690 Uruguay 31 Venezuela 3 813 Jižní Amerika 37 372 Alžírsko 947 Egypt 3 799 25 Ghana (e) Keňa (e) 20 Libye 846 Mauritánie 5 Maroko 5 Nigerie 0 8 821 Jihoafrická republika Tunisko 239 Uganda (e) 30 Zair (e) 30 Zimbabwe 149 Afrika 14 916 Irán 6 916 Izrael (e) 280 30 Jordánsko (e) Katar 891 Saudská Arábie 3 413 Syrie (e) 70 Spojené arabské emiráty (e 90 Střední Východ 11 690 0 Bangladéš Čína 150 906 Indie 27 291 Indonesie 2 781 102 866 Japonsko KLDR (e) 300 Jižní Korea 43 852 4 100 Malajsie Mongolsko (e) 35 Myanmar (e) 25 Pakistán 953 Filipíny 500 456 Singapur Šrí Lanka (e) 30 Taiwan, Čína 17 261 2 127 Thajsko Vietnam 319 Asie 353 801 Austrálie 7 033 Nevý Zeland 826 Oceánie 7 859

2002 4 356 29 604 1 279 664 69 80 611 34 4 164 40 861 1 091 4 316 25 20 886 5 5 0 9 095 200 30 30 105 15 807 7 321 280 134 1 027 3 570 70 90 12 492 0 182 249 28 814 2 462 107 745 300 45 390 4 722 35 25 970 550 460 30 18 230 2 538 409 394 928 7 527 765 8 292

2003 5 044 31 147 1 377 668 80 91 669 40 3 930 43 047 1 051 4 398 25 20 1 007 5 5 0 9 481 86 30 30 152 16 289 7 869 280 135 1 055 3 944 70 90 13 443 0 222 413 31 779 2 042 110 511 300 46 310 3 960 35 25 1 000 500 561 30 18 832 3 551 544 442 394 7 544 853 8 397

Svět

904 054

969 993 1068 941 1146 533 1 250 627

850 346

2004 5 133 32 909 1 579 730 72 107 726 58 4 561 45 875 1 014 4 810 25 20 1 026 5 5 40 9 500 66 30 30 135 16 706 8 682 280 140 1 089 3 902 70 90 14 253 0 280 486 32 626 3 682 112 718 300 47 521 5 698 35 25 1 145 400 610 30 19 599 4 533 689 510 095 7 414 885 8 300

2005 5 380 31 610 1 537 842 84 101 790 64 4 910 45 316 1 007 5 603 25 20 1 255 5 205 100 9 494 115 30 30 107 17 995 9 404 300 150 1 057 4 186 70 90 15 257 0 355 790 45 780 3 675 112 471 300 47 820 5 296 35 25 825 470 572 30 18 942 5 161 890 598 083 7 757 889 8 646

2006 5 533 30 901 1 627 1 220 85 115 896 57 4 864 45 298 1 158 6 045 25 20 1 151 5 314 100 9 718 160 30 30 24 18 780 9 789 300 150 1 003 3 974 70 90 15 376 0 422 989 49 450 3 759 116 226 300 48 455 5 834 35 25 1 040 558 607 30 20 000 5 210 1 400 675 918 7 881 810 8 691


e e e

e e e

e e e e

e e e e e

2007 5 387 33 784 1 666 1 260 87 95 881 71 5 020 48 251 1 278 6 224 25 20 1 250 5 512 100 9 100 160 30 30 30 18 764 10 051 300 150 1 147 4 644 70 90 16 452 0 489 241 53 080 3 940 120 196 300 51 367 6 120 35 25 1 090 590 640 30 20 450 5 470 2 000 754 574 7 901 845 8 745

a

a

e e b e e e e e

e e e e

e e e e e e e

1 344 265

Zdroj: Statistika IISI

Vysvětlivky: a - roční odhad na základě 11 měsíců b - roční odhad na základě 10 měsíců e - roční odhad na základě cizích zdrojů (ne IISI) Země (e) - odhad na základě cizích zdrojů * - údaje za Srbsko a Černou Horu nejsou v roce 2006 započítány do celkových součtů, aby se zabránilo dublování

84

07/06 -2,6 9,3 2,4 3,3 1,9 -17,8 -1,7 25,2 3,2 6,5 10,3 3,0 0,0 0,0 8,6 0,0 62,9 0,0 -6,4 0,0 0,0 0,0 25,0 -0,1 2,7 0,0 0,0 14,3 16,9 0,0 0,0 7,0 15,7 7,3 4,8 3,4 0,0 6,0 4,9 0,0 0,0 4,8 5,7 5,5 0,0 2,3 5,0 42,9 11,6 0,3 4,2 0,6 7,5


Zprávy HŽ, a.s.

_______________

Porovnání měsíčních a postupných hutních výrob roku 2008 s rokem 2007 únor 2008

Výroba *) březen leden-březen 2008 2008 tis.t

KOKS CELKEM 321,04 341,11 997,73 z toho (HŽ) ČR 178,44 190,60 549,07 (HŽ) SR 142,60 150,50 448,66 AGLOMERÁT CELKEM 679,71 732,03 2138,69 z toho ČR 461,01 476,13 1431,89 SR 218,70 255,90 706,80 SUROVÉ ŽELEZO CELKEM 765,28 830,25 2359,97 z toho ČR 429,87 469,78 1317,99 SR 335,41 360,47 1041,98 SUROVÁ OCEL CELKEM 1023,42 1099,12 3130,63 z toho ČR 591,21 642,96 1812,73 SR 432,21 456,16 1317,90 KONTISLITKY CELKEM 951,56 1024,13 2914,74 z toho ČR 520,50 569,11 1600,29 SR 431,06 455,01 1314,45 BLOKOVNY CELKEM 56,37 58,37 171,18 z toho ČR 56,37 58,37 171,18 SR 0,00 0,00 0,00 VÁLCOVANÝ MATERIÁL CELKEM 893,45 991,58 2796,02 z toho ČR 533,56 582,52 1665,22 SR 359,88 409,06 1130,79 TRUBKY CELKEM 81,88 88,38 246,83 z toho ČR 58,89 62,58 177,47 SR 22,99 25,80 69,36 TAŽENÁ, LOUPANÁ, BROUŠENÁ OCEL CELKEM= (HŽ)ČR 11,13 15,04 40,40 STUDENÁ PÁSKA KLASICKÁ CELKEM= (HŽ)ČR 4,27 4,90 12,65 POZNÁMKA: *) Za poslední měsíc jsou údaje předběžné Zpracoval: Hutnictví železa, a.s. - ing. Vala

Výroba Index únor 2007 2008/07 tis.t %

Výroba Index březen 2007 2008/07 tis.t %

Výroba Index leden-březen 2007 2008/07 tis.t %

290,57 147,42 143,15

110,49 121,04 99,62

320,45 161,77 158,68

106,44 117,82 94,84

929,63 469,26 460,37

107,33 117,01 97,46

763,63 492,23 271,40

89,01 93,66 80,58

865,68 551,28 314,40

84,56 86,37 81,39

2458,03 1553,93 904,10

87,01 92,15 78,18

749,74 430,38 319,36

102,07 99,88 105,02

821,41 467,44 353,98

101,08 100,50 101,83

2359,56 1338,15 1021,41

100,02 98,49 102,01

977,16 580,38 396,78

104,73 101,87 108,93

1077,45 628,42 449,03

102,01 102,31 101,59

3078,52 1791,26 1287,26

101,69 101,20 102,38

911,90 516,27 395,63

104,35 100,82 108,96

1004,89 557,01 447,88

101,91 102,17 101,59

2877,59 1593,78 1283,81

101,29 100,41 102,39

47,96 47,96 0,00

117,53 117,53 0,00

53,15 53,15 0,00

109,81 109,81 0,00

154,95 154,95 0,00

110,48 110,48 0,00

860,43 514,74 345,70

103,84 103,66 104,10

985,82 571,60 414,23

100,58 101,91 98,75

2730,29 1580,56 1149,73

102,41 105,36 98,35

76,19 54,06 22,13

107,46 108,92 103,90

87,21 62,59 24,63

101,34 99,99 104,78

242,20 173,78 68,42

101,91 102,12 101,37

13,95

79,79

15,03

100,05

43,51

92,83

3,24

132,04

4,03

121,55

10,71

118,13

85

Představení průmyslových společností


První železářská společnost Kladno, s. r. o.

První železářská společnost Kladno, s. r. o. zajišťuje:

•

projekční a inženýrská činnost

•

svařované, opracované výrobky a konstrukce do hmotnosti 50 t

•

strojní svařované, montované celky a zařízení

•

výroba a montáž ocelových průmyslových staveb

•

výroba potrubí a zakružování do průměru 5,5 m, délky 30 m a tloušťky až 25 mm

•

výroba speciálních dílů

•

výroba pro hutní a ocelářský průmysl - pece, kesony, vakuové pece a systémy, pánve, šrotové koše, portály a zdvihy, dodávky pánvových a elektrických obloukových pecí, vodou chlazená odsávání a potrubí, víka pecí, speciální díly dle zakázky, proudovodná ramena, Cu a AK „krátké cesty“, systémy primárního a sekundárního odsávání včetně filtrů, měděné, vodou chlazené díly.

•

výroba tlakových nádob, vzdušníků, nádrží na LPG, cisteren, tepelných výměníků a tlakových komponentů do průměru 3 m, délky až 30 m a tloušťky stěny pláště 25 mm

•

výroba pro důlní průmysl - těžní klece, skipy, speciální díly, bubny, záchytné mechanismy, pneumatické zarážky a komponenty, sklopné můstky

•

výroba pro lodní průmysl - tlakové nádoby, výměníky, komponenty chladicí prvky, nádrže, ocelové díly a součásti, rámy, zvedací zařízení, jeřáby, skelety a nosníky pro záchranné systémy lodí, bubny, navíjecí zařízení

•

výroba pro automobilový průmysl - cisterny a nádrže na LPG, návěsy a nástavby, montáž cisteren na rámy, korby, rámy podvozků a koreb, těžké podvozky a speciální nástavby a díly, speciální vozidla a kontejnery

•

výroba pro železniční průmysl - cisterny a nádrží, chladicí rámy, náhradní díly a komponenty, opravy

•

speciální zakázkové výrobní linky včetně hydrauliky a pohonů

Ing. Jiří Mráček, Ph.D. jednatel společnosti

86


Představení průmyslových společností

Využití odpadových materiálů pro intenzifikované hutní technologie Společnost PROGRES Ekotech, s.r.o. se sídlem v Třinci - Oldřichovicích byla založena ke dni 24. února 2000 a hlavním předmětem podnikání byla původně výroba struskobetonových tvárnic pro stavebnictví. Kromě těchto tvárnic byla od r. 2004 zahájena produkce briket využívaných při výrobě izolační vaty ve společnosti ROCKWOOL Bohumín a.s. a v roce 2005 začala společnost vyrábět i brikety nauhličovací a energetické pro metalurgii. Technologie výroby briket z podsítného koksu, které slouží jako nauhličovadlo, případně i jako zdroj energie v hutnických procesech, byla vyvinuta pracovníky firmy v rámci rozvoje společnosti a probíhá podle výrobních postupů, které jsou patentově chráněné. Brikety mají objem zhruba 1 dm3, což zaručuje na jedné straně dobrou manipulaci a na druhé straně i dostatečný aktivní povrch této složky hutní vsázky pro chemické a fyzikálně – metalurgické reakce. V současnosti vyráběné nauhličovací brikety vykazují obvykle tyto parametry: PARAMETR JEDNOTKA HODNOTA

Ad 20,5

Vdaf % 7,5

S td

Qsdaf

Qir

MJ/KG 0,45

32

27

Vzhled vybraných typů briketových vzorků, bližší informace o technologických postupech a o technických parametrech briket je možno shlédnout na firemních internetových stránkách www.progres-ekotech.com. Další vývoj byl a je orientován na zpracování hutních odprašků, kalů, okují a třísek z obrábění feritických materiálů rovněž formou briketace. Zpracování těchto materiálů do briket, umožňujících opětovné využití obsažených komponent, je nejen ekonomicky efektivní, ale významnou měrou se podílí i na zlepšení životního prostředí. V briketách jsou přitom zpracovávány i materiály, které jinak doposud bylo možné pouze ukládat na určené deponie. Rovněž tyto technologie jsou patentově kryty jak českým, tak i mezinárodním patentem a přihláškami užitných vzorů. Společnost nyní disponuje cca 200 recepturami, podle kterých je možno brikety vyrábět. Zkušenosti z vývoje a vlastní výroby umožňují respektovat požadavky zákazníků, případně nabídnout úpravy složení jimi dodaných materiálů přidáním dalších komponent tak, aby bylo možno dosáhnout vyšší efektivnost při následném využití finálního výrobku v rámci recyklace. Briketace nyní probíhá na poloautomatické technologické lince, která byla uvedena do provozu v červnu 2007. Technologii briketace koksu, hutních odprašků, kalů, okují a třísek je možno realizovat též jako mobilní a výrobu zajišťovat přímo ve volných prostorách zákazníků, což jsou především hutní závody v České republice a v zahraničí. Toto řešení zajišťuje vysokou flexibilitu danou možností využití stávajících hal u zákazníků. Netřeba tedy kalkulovat s výstavbou nových objektů. Mezi zákazníky společnosti PROGRES Ekotech, s.r.o. patří ROCKWOOL Bohumín, Slévárna ANAH Prostějov, ŽDB GROUP a.s. – Závod topenářské techniky VIADRUS a další. V rámci vývoje nejvhodnějších receptur byly pokusně briketovány odprašky z EOP v Hrádku u Rokycan, z EOP VÍTKOVICE HAEVY MACHINERY a.s. i ze ŽDB GROUP a.s. Tyto receptury jsou ve společnosti PROGRES Ekotech, s.r.o. k dispozici a výrobky podle nich lze zákazníkům nabídnout. Konvertorové kaly z KKO TŽ byly briketovány v rámci dvou dlouhodobých provozních pokusů, které proběhly v letech 2006 a 2007. Technologie je připravena v případě zájmu zákazníka k provoznímu nasazení. Karel Gajdzica PROGRES Ekotech, s.r.o., Oldřichovice 738, 739 61 Třinec

87

Ze spolkové činnosti a odborných akcí


Odborná komise ekonomická při České slévárenské společnosti a Slévárna a modelárna Nové Ransko, s.r.o. Českomoravská vrchovina zastoupená oblastí Nového Ranska se stala hostitelským místem pro zájemce o nákladovou problematiku přípravy formovacích směsí. Tomuto tématu se ve dnech 18. a 19. března 2008 věnoval v pořadí již VIII. seminář spojený s 29. zasedáním Odborné komise ekonomické při České slévárenské společnosti (ČSS). Garantem semináře byla Slévárna a modelárna Nové Ransko, s.r.o. Řešitelský tým přednesl asi 35 účastníkům semináře výsledky ze svých prací z roku 2007, a to výsledky řešeného projektu VIII. Kolektiv řešitelů se uvedenou problematikou zabývá již druhým rokem. Dlouhodobé analytické práce na jedné straně umožnily dojít k hlubším závěrům a na druhé vyvolaly i nové otázky. Odpovědi na tyto otázky je možné najít jak ve sborníku [1]ze semináře, tak i v devíti přednesených přenáškách, třech koreferátech a zejména pak ve velice bohaté a tvořivé diskusi, která na semináři odezněla. Po stanovení nákladů na přípravu formovacích směsí se odborná skupina při řešení projektu zaměřila na hodnocení jak bentonitových formovacích směsí (jednotných, výplňových a modelových), tak i samotvrnoucích směsí (s vodním sklem a furanových). Náklady se podařilo stanovit v členění dle výrobních fází i v kalkulačním členění. To umožňuje daleko hlubší porovnání výsledků.

pochopitelně by se měl věnovat nákladové náročnosti dalších fází výroby odlitků – tedy čištění. Druhý den setkání se účastnici věnovali 29. řádnému zasedání odborné komise ekonomické ČSS. Hlavním bodem byla výměna informací o výsledcích roku 2007 a předpoklady dalšího vývoje v roce 2008. Obecně lze říci, že kapacita sléváren je naplněna a veškeré slévárny vykázaly v roce 2007 kladný ekonomický výsledek. Vesměs pokračuje přetlak poptávky po odlitcích. Převažoval názor na nutnost rozšiřování úkolové mzdy ve slévárnách. Lepší je „špatná“ úkolová mzda než „sebelepší“ časová mzda. Až na některé výjimky ve slévárnách vesměs klesá podíl pracovní doby strávené jejich pracovníky v nemocenském stavu. Opět byl zjištěn nárůst průměrných mezd v jednotlivých slévárnách. Pozoruhodné byly informace o hodinových sazbách, které jsou vypláceny agenturám za odpracované hodiny jejích pracovníků. Podnětné byly také zkušenosti, jak jednat se zákazníkem (zejména v zahraničí), aby respektoval změnu ceny vyplývající ze změn v kurzech měny.

Druhá část dvouroční řešitelské práce se zaměřila na zdánlivě vedlejší problémy nákladovosti přípravy formovacích směsí: reálné stanovení nákladů na spotřebu elektrické energie, ocenění upotřebitelné vratné formovací směsi, predikce poplatků za deponie, promítnutí nákladů na přÍpravu formovacích směsi do nákladů odlitků. Zajímavé výsledky byly zjištěny při posuzování variability nákladů při kontrole dávkování v mísiči v podmínkách dvou sléváren. Pozoruhodné výsledky se stanovily při predikci nákladů na odlitky z očekávaného zvýšení cen el.energie, plynu a mezd v letošním a příštím roce.

Zcela nově se u některých sléváren vyskytly názory na očekávání recese. Několik sléváren si dává jako stěžejní úkol zaměřit se na redukci nákladů. Se zajímavými informacemi o školení, projektech vzdělávání a ekologické dani vystoupil výkonný ředitel Svazu sléváren ČR Ing. Josef Hlavinka. Ing. Jan Šlajs za ČSS se v diskusi soustředil zejména na organizaci výstavy Fondex, která je letos poprvé spojena se Slévárenskými dny v termínu 13. - 15.5.2008 v Brně. Možnosti získání finanční podpory z evropských fondů se věnoval PhDr. Vladimír Kokoška z Direkty. Účastníky zasedání zevrubně informoval o současném stavu nabídky evropských projektů. Členové komise byli také informováni o změně názvu webových stránek komise www.oke.wu.cz.

Řešení projektu VIII je zakončeno návrhem na další pokračování prací projektem IX. Ten by měl dořešit některé otázky ve formovacích směsích: provést hlubokou analýzu stejného druhu směsí, posoudit nákladovost nových druhů formovacích směsí, dořešit stanovení ceny použitelné vratné směsi apod. Dále by se měl zaměřit na nákladovost vlastní přípravy forem. A

Zajímavou součástí těchto dvou dnů byla exkurze do hostitelské slévárny v Novém Ransku. Slévárna navazuje na hluboké historické tradice, které časově sahají až k hamrům ve Starém Ransku v r.1480. Současnou slévárnu koupil management v devadesátých letech, kdy nikdo nedoufal, že se slévárna vůbec udrží v provozu. Kritické okamžiky zažila slévárna

88


Ze spolkové činnosti a odborných akcí

v počátečních letech 21. století. Tehdy došlo k oddělení vlastnických vztahů od manažerských činností. Tento krok se ukázal jako velice správný:

v Karlově překrásnou expozici uměleckého skla spojenou s předváděním jeho výroby. Pracovní i společenský program dodal náročné akci příjemnou i dělnou atmosféru..

Účastníci zasedání shledali slévárnu v dynamickém rozvoji a jdoucí správným směrem. Bylo to patrné z porovnání s výsledky minulé návštěvy v r.2001. Nyní slévárna projektuje výstavbu nové haly pro výrobu slitin hliníku a mědi, dále zavedení nových procesů sekundární metalurgie ve slévárně grafitických litin s cílem zvýšit produkci velmi náročných odlitků z litiny s kuličkovým grafitem. Rozšiřuje integrovaný systém řízení. Začala spolupracovat s vysokými školami a rozvíjet vývoj a výzkum.

Literatura: [1] Kafka, V. aj.: Problematika posuzování nákladovosti formovacích směsí, Projekt VIII. In.: VIII. seminář OKE ČSS, Nové Ransko, 18.3.2008, 196 s., 11 obr. a 171 tab., ISBN 978-80-02-02001-1

Doc.Ing. Václav Kafka,CSc. Předseda Odborné komise ekonomické při České slévárenské společnosti

Dvoudenní jednání mělo také svoji společenskou stránku. Při společenském večeru zábavným veršovaným způsobem informoval Dr. Lána o historickém vývoji slévárny. Účastníci jednání navštívili

_____________________________________________________________________________

Celostátní konference TEORIE A PRAXE VÝROBY A ZPRACOVÁNÍ OCELI 2. – 3. 4. 2008, Rožnov pod Radhoštěm Hotel Relax v Rožnově pod Radhoštěm byl ve dnech 2. – 3.4.2008 již tradičně hostitelem populární konference „Teorie a praxe výroby a zpracování oceli“, pracovně nazývané „Oceláři“ (viz www.ocelari.cz). V pořadí již 24. ročník konference byl věnován výrobě oceli se zaměřením na tato nosná témata: • • • • • • • •

teoretické základy výroby, zpracování a odlévání oceli výroba oceli kyslíkovými pochody výroba oceli v elektrických pecích nové technologie výroby oceli mimopecní zpracování oceli odlévání oceli, klasické i plynulé odlévání řešení ekonomických a ekologických problémů při výrobě oceli žáruvzdorné materiály při výrobě a zpracování oceli

Do programu konference však byly zařazeny i přednášky z dalších oblasti. Kupříkladu ze slévárenství, aplikace statistiky, energetiky apod. Konferenci pořádal již tradičně TANGER, s.r.o. a VŠB – TU Ostrava, Fakulta metalurgie a materiálového inženýrství. Odborným garantem této konference byl Prof. Ing. Jiří Bažan, CSc. Na konferenci odeznělo celkem 33 příspěvků – viz /1/.

Velký počet příspěvků se zaměřil na tématiku provozování zařízení plynulého odlévání oceli (8 příspěvků). Dalších osm přednášek se věnovalo metalurgickým problémům tekuté fáze. Dva příspěvky posuzovaly elektrické obloukové pece. Aplikací filtrace tekutého kovu se zabývaly dva referáty. Na problematiku licích pánví se zaměřily dvě práce. Mimopecnímu zpracování tekuté fáze se věnovaly dvě přednášky. Jedno téma se zaměřilo na kvalitu odpadu. Aktuální stav v metalurgii hodnotil jeden referát. Po jednom referátu se konference zabývala litím válců z litiny s kuličkovým grafitem, nákladovými modely v ocelárně, technicko-ekonomickou analýzou výroby tekutého kovu, hospodárností výroby oceli a nákladovostí formovacích směsí. Jedno vystoupení se zaměřilo na odkaz zesnulého Prof. Ing. Zdeňka Bůžka, CSc. a jedno připomnělo 75. narozeniny Ing. Josefa Brábníka bývalého dlouhodobého vedoucího staré ocelárny ve Vítkovických železárnách.. Účast na konferenci byla již tradičně hojná. Celkem bylo prezentováno 94 účastníků. Z toho 5 z Polska a 4 ze Slovenska. Vysoké školy byly zastoupeny 17 přítomnými. V plénu byli zástupci 10 oceláren. Pozoruhodná byla návštěvnost ze společností, které se zaměřují na keramické výrobky (8 výrobců). Kladně byla hodnocena poměrně vysoká účast mladší generace. Stejně tak pozitivní byla aktivita přítomných v diskusi (55 vystoupení). V diskusi mimo jiné zaznělo ocenění obnoveného vydávání Hutnických listů. Kladně se hodnotilo zavedení recenzování příspěvků v tomto

89

Ze spolkové činnosti a odborných akcí periodiku. Kromě jiných opatření tím byly položeny základy pro zařazení Hutnických listů mezi renomované odborné časopisy. V diskusi se objevily doporučení také na obnovení spolkového života ocelářů. Kupříkladu slévači mají v České slévárenské společnosti čtrnáct odborných komisí (OK), které se věnují různým odborným oblastem. Jmenujme například OK tavení oceli na odlitky, OK pro výrobu litiny kuličkovým grafitem, OK ekonomická atd. Spolková, odborná a všeobecně informační činnost byla u ocelářů dříve soustředěna ve Vědeckotechnické společnosti. Nyní to ocelářům bohužel chybí.

Hutnické listy č. 2/2008 Pozitivně byla posuzována také kázeň účastníků a vysoká přítomnost na přednáškách. Organizace konference také doznala oproti minulým ročníkům některých pozitivních změn. Sem patří vydání sborníku na CD, který byl v této formě k dispozici pro každého účastníka. Ve společenském programu Prof. Ing. František Kavička, CSc. ve verších vtipně a velice příznivě komentoval první den pracovního jednání. Všichni účastnici konference při odjezdu hodnotili konferenci jako úspěšnou jak po stránce odborné, tak i organizační. A samozřejmě byli pozvání na další, jubilejní 25. ročník, který se uskuteční 1. – 2.4.2009. Literatura: [1] Teorie a praxe výroby a zpracování oceli, sborník přednášek, TANGER, s.r.o., Ostrava, 2008, s. 1 – 226, ISBN 978-80-86840-39-0

Doc. Ing. Václav Kafka, CSc.

_________________________________________________________________________________________________

Pokles světové výroby nerezavějících ocelí v roce 2007 Metal Bulletin Daily

4.4.2008

Světová výroba nerezavějících ocelí v roce 2007 poklesla o 2,9% na 27,6 mil. tun z 28,4 mil. tun v roce 2006. Výroba v roce 2006 byla o 17% vyšší než v roce 2005, což bylo způsobila servisní centra a distributoři, kteří zvyšovali své zásoby nerezavějících ocelí. Podle předběžných čísel, zveřejněných ISSF (International Stainless Steel Forum), se pokles výroby projevil ve většině zemí a regionů, které vyrábějí nerezavějící oceli. Výjimkou je Asie a Čína, které vykázaly růst výroby. Výroba nerezavějících ocelí v Asii vzrostla v roce 2007 o 6,3% na 16 mil. tun a region nyní produkuje 60% světové výroby. Zemí s největší výrobou nerezavějících ocelí na světě se stala Čína, která v roce 2007 zvýšila svou výrobu o 36% na 7,2 mil. tun. Ke zvýšení výroby přispěly nové kapacity uvedené do provozu během roku. Následuje Japonsko s výrobou 3,7 mil. tun. Ostatní asijští výrobci nerezavějících ocelí zaznamenali pokles od 3% do 15%. Region Západní Evropy a Afriky hlásí pokles výroby nerezavějících ocelí o 13,3% na 8,7 mil. tun a výroba v Americe poklesla o 15,2% na 2,5 mil. tun. Region Střední a Východní Evropy vyrobil v roce 2007 celkem 365 000 tun nerezavějící oceli, což je o 3% méně než v předešlém roce. Podle ISSF ukazuje srovnání na základě kvartálních výsledků prudký růst výroby nerezavějících ocelí v první polovině roku 2007, po kterém následuje kolaps ve druhém a třetím kvartálu, který je důsledkem přechodného zvýšení cen niklu. Vývoj ceny niklu během roku 2007 způsobil dramatickou změnu v sortimentu nerezavějících ocelí. Výrobci se ve zvýšené míře začali orientovat na nerezavějící oceli s nízkým obsahem niklu nebo bezniklové oceli. LZ

90


Společenská kronika

společenská kronika Prof. Ing. Milan Žídek, DrSc. = Prof. Ing. Milan Žídek, DrSc. se narodil 19. 9. 1926 v Žatčanech v okrese Brno - venkov. Úspěšné završení studia hutnické fakulty VŠB mu v roce 1950 otevřelo cestu do Vítkovických železáren. Jeho praxe začala dvouletou provozní průpravou ve válcovně za studena a pokračovala bezmála třicetiletou tvůrčí činností v metalurgickém výzkumu, zpočátku jako samostatného výzkumného pracovníka, v závěru pak jako vedoucího oddělení pro obor tváření.Po obhájení disertační práce "Vývoj výroby tlustých plechů plátovaných nerezavějícími ocelemi, mědí, mosazí a niklem" byl v roce 1959 jmenován kandidátem věd. Počínaje rokem 1957 začala jeho dlouhodobá externí přednášková činnost na katedře tváření kovů VŠT v Košicích a VŠB v Ostravě. Na základě habilitačního řízení, při kterém obhajoval svou práci Tvařitelnost monofázových a dvoufázových křemíkových ocelí za tepla a za studena, byl v roce 1965 jmenován docentem pro obor tváření kovů. Od té doby působil též jako školitel vědeckých aspirantů, člen komisí pro obhajoby kandidátských disertačních prací, člen a předseda státních zkušebních komisí na VŠT v Košicích i na VŠB. Jmenování profesorem v roce 1981 vedlo k jeho přechodu na katedru tváření kovů hutnické fakulty VŠB, kde setrval až do důchodového věku v roce 1992. Poté ještě dlouho katedře pomáhal, byl členem doktorské komise, zkoušel doktorandy, vypracovával oponentní posudky na práce diplomové a doktorské, zúčastňoval se obhajob a svými radami přispíval ke zdárnému chodu katedry. Svou nejvyšší vědeckou hodnost - DrSc. získal v roce 1984 po obhájení své disertační práce Tvařitelnost monofázových a dvoufázových nerezavějících ocelí za tepla. Dlouhá léta byl členem vědecké rady VŠB a v letech 1990 - 1992 proděkanem FMMI. Byl

místopředsedou dozorčí rady TŽ v Třinci, čestným členem vědecké rady FMMI a předsedou komise pro obhajoby doktorských prací v oboru 22-02-9 na VŠCHT v Praze. Prof. Žídek vyřešil více než 70 výzkumných úkolů z oblasti tváření kovů a vývoje nových výrobků. Zpočátku se věnoval převážně metalurgickým a technologickým problémům válcování za tepla a za studena, později pak otázkám teorie válcování, fyzikální podstaty plastické deformace a studiu tvařitelnosti. Nemálo úsilí zasvětil uzdravovacím dějům (zotavení a rekrystalizaci) při tváření za tepla, včetně kinetiky zpevňování a změkčování ve vztahu k plasticitě, deformačnímu odporu, jakož i dalším termomechanickým podmínkám tváření. Předmětem jeho soustavného zájmu byly korozivzdorné oceli, mikrolegované oceli, plátované plechy a řízené způsoby tváření plochých vývalků, a to vždy s významným uživatelským vyústěním. Docílené výsledky a poznatky zveřejnil prof. Žídek ve více než 200 publikacích, ať již v domácím či zahraničním odborném tisku, na konferencích a sympoziích. Podílel se jako vedoucí nebo člen autorských kolektivů na tvorbě významných středoškolských a vysokoškolských učebnic, technických příruček a skript. Napsal ojedinělou monografii Tvařitelnost oceli za tepla a za studena. Výsledky jeho vědeckopedagogické činnosti se dočkaly různých forem veřejného ocenění včetně udělení pamětní medaile Georgia Agricoly. V osobě Prof. Ing. Milana Žídka, DrSc. odešel po delší nemoci význačný vědecký a pedagogický pracovník nejen s regionálním, ale i s celostátním a mezinárodním významem. Prof. Ing. Jiří Kliber, CSc. katedra tváření materiálu FMMI, VŠB-TU Ostrava

91

Společenská kronika


Ing. František Kuře = Ing. František Kuře vystudoval hutnickou fakultu VŠB v letech 1954-1959 v oboru tváření a tepelné zpracování kovů a této specializaci zůstal věren po celý život. Nastoupil do válcovny za studena ve Vítkovických železárnách. Zkušenosti z této pětileté praxe pak uplatňoval ve výuce studentů. V roce 1964 byl přijat na katedru tváření kovů hutnické fakulty jako odborný asistent a v této své nové profesi strávil celou pracovní část svého života. Do důchodu odešel v srpnu 2001 již z nově konstituované katedry tváření materiálu VŠB-TU Ostrava. Profesní kariéra Ing. Kuřete byla vždy spojena s válcováním materiálu. Vedl a přednášel v různých obdobích přednášky a cvičení v předmětech Válcování a Tváření kovů. Zejména ve cvičeních jsme vždy jako jeho spolupracovníci oceňovali jeho preciznost a důslednost ve vztahu ke studentům. V té době se katedra tváření kovů rozvíjela a pro propagaci studia se vyráběly výukové filmy Zařízení válcoven, I., II., III., IV a Zařízení kováren, na kterých se velmi aktivně podílel. Napsal skriptum Válcování za studena a podílel se společně s kolektivem autorů z katedry i mimo katedru na skriptech Tváření kovů, Válcování - pomůcka k procvičení, Válcování, Automatizace v hutnictví. Jeho posledním literárně pedagogickým počinem bylo vedení autorského kolektivu z katedry při vydání skript Tváření kovů (sbírka úloh a příkladů pro cvičení). Zároveň ale také organizoval vzdělávací kursy pro zaměstnance ve válcovnách.

92

V letech 1980 až 1982 absolvoval čtyřsemestrální pedagogickou průpravu na filozofické fakultě PU Olomouc. Dlouhá léta v různých obdobích jeho působnosti na škole byl tajemníkem katedry. V roce 1990 byl na dvouleté období ustaven do funkce vedoucího katedry tváření materiálu. Své bohaté praktické zkušenosti využil při budování celkem tří unikátních experimentálních válcoven na katedře tváření. Ing. Kuře pracoval v odborné skupině Výroba ocelových pásů, byl zakládajícím členem Společnosti Ocelové pásy a jejím presidentem v období let 1994 až 2003. Pod jeho vedením společnost pořádala vlastními silami 2 mezinárodní konference. Jeho plodnou odborné a organizátorské aktivity dokladuje účast na organizování 62 seminářů pro členy Společnosti. Ani po odchodu do důchodu své pracovní a organizátorské aktivity neopustil. Podílel se svými radami na rekonstrukcích a studiích BKB Metal pro nová tvářecí zařízení a pro rekonstrukce stávajících provozů. Ing. František Kuře odešel zcela náhle z plnohodnotného života v rodinném kruhu a o to bylo naše loučení s ním těžší. Prof. Ing. Jiří Kliber, CSc. katedra tváření materiálu FMMI, VŠB - TU Ostrava


Ze života škol

ze života škol Hledání cest pro uplatnění vysokoškolských absolventů v praxi

Cílem projektu KARIÉRA 2008+ je založení tradice každoročního mezinárodního setkání pro oblast trhu práce, přípravy na zaměstnání, vytvoření tvůrčího

Ve dnech 19. – 21. března 2008 se v prostorách VŠB TU Ostrava uskutečnila prezentace projektu KARIÉRA 2008+. Součástí akce byl tradiční Veletrh pracovních příležitostí SYMBIÓZA 2008 a mezinárodní konference „Kompetentní lidé - konkurenceschopné regiony“. Hlavním cílem projektu KARIÉRA 2008+ je vytvoření tvůrčího prostředí k překonání bariér ve vztazích vzdělávacích institucí, absolventů a zaměstnavatelů.

prostředí k překonání bariér ve vztazích: vzdělávacích institucí, absolventů a zaměstnavatelů, identifikace nedostatků absolventů vysokých škol, založení projektů vedoucích ke zvýšení jejich kvality na základě požadavků zaměstnavatelů a zprostředkování vzájemných mezi vysokoškolskými absolventy a zaměstnavateli nutných pro získání informací o možném budoucím zaměstnání, či navázání spolupráce v oblasti stáží a diplomových prací.

KARIÉRA 2008+ navazuje na uplynulých šest ročníků Veletrhu pracovních příležitostí Symbióza. Klíčovou aktivitou třídenní akce byla mezinárodní konference „Kompetentní lidé – konkurenceschopné regiony“ za přítomnosti českých i zahraničních kapacit v oblasti trhu práce, přípravy na zaměstnání a zaměstnanosti. Projekt se konal s podporou Statutárního města Ostrava a Krajského úřadu Moravskoslezského kraje. Pozvání na akci přijal a aktivně vystoupil Vladimír Špidla, komisař pro zaměstnanost, sociální věci a rovné příležitosti EU, David Arkless, viceprezident společnosti Manpower z Velká Británie, Peter Halley z University of Exeter a další. Projekt KARIÉRA 2008+ je společnou aktivitou všech vysokých škol Moravskoslezského kraje a dalších významných subjektů na trhu práce v regionu. Celý projekt vychází z poznání, že existují bariéry nedostatečné spolupráce mezi všemi typy škol, vzdělávacími institucemi a zaměstnavateli. Překonání těchto bariér není v silách samotných škol, ani zaměstnavatelů. KARIÉRA 2008+ nabízí pomoc ve snaze zlepšit institucionální rámec a možnost získání financování konkrétních projektů.

Hodnocení odborné (profesní) připravenosti absolventa při nástupu do zaměstnání

Hodnocení jazykových znalostí absolventa

Problémy v uplatnění absolventů v praxi jsou dnes dostatečně známé. Kromě nízké úrovně některých specifických odborných znalostí spočívají v nedostatku kompetenčních dovedností, tzv. měkkých znalostí. Právě tyto kompetence, mezi něž patří schopnost komunikovat, prezentovat sebe i svou práci, spolupracovat s pracovním týmem, být odolný vůči stresu a další, jsou pro úspěch v zaměstnání stejně důležité, jako profesní znalosti a dovednosti. Komplexní vyhodnocení projektu Kariéra 2008+ je k dispozici na www.karieraplus.cz.

93

Ze života škol


Absence kompetencí novým absolventům

Mgr. Alice Wostrá VŠB - TU Ostrava Tisková mluvčí projektu Kariéra 2008+

VYSOKÁ ŠKOLA BÁŇSKÁ - TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA

i druhovýrobních podniků, však zanikla celá řada menších firem a mnohé výrobky, především ty náročnější na technologii a odborné znalosti, se vypouštějí z výrobního programu. Oproti předválečnému období se snížila finalizace výrobků a nedosahuje se vysoké úrovně přidané hodnoty, která byla pro vzpomínanou dobu charakteristická s pochopitelným kladným přínosem pro ekonomiky firem. V další přednášce Ing. Jiří Somerlík otevřel odbornou část Workshopu a srovnal výhody a nevýhody prvovýrobních procesů výroby oceli (elektroocel z převážně šrotové vsázky a ocel z kyslíkového konvertoru), jakož i způsoby válcování za tepla typu Stelmor a Schloeman s dopadem na finální kvalitu ocelových drátů tažených za studena. Uvedl dva konkrétní technické a technologické problémy, jejichž vědecké objasnění vyžaduje spolupráci praxe a i několika fakult technické univerzity a jsou vhodným námětem nejen pro diplomové, ale i doktorandské práce. Ing. Miroslav Olszar z Třineckých železáren, a.s. ve své přednášce ukázal na nové směry surovinových vstupů, spočívajících v použití elektrolytického způsobu fosfátování za tepla válcovaného drátu. Umožňuje to mnohem lepší regulaci tloušťky vrstvy fosfátu a řízení její přilnavosti.

Fakulta metalurgie a materiálového inženýrství Katedra 634 - Ekonomika a management v metalurgii 17.listopadu 15, 708 33 Ostrava - Poruba

Drát – významná surovina pro nové technologie a nové výrobky V závěru roku 2007 se na Vysoké škole báňské – Technické univerzitě Ostrava konal Workshop zástupců výrobního řetězce zpracovatelů drátu, výzkumu a studentů technologických oborů na téma Drát – významná surovina pro nové technologie a nové výrobky. Workshop zahájil svou úvodní přednáškou Doc. Ing. Václav Nétek, CSc. z Fakulty metalurgie a materiálového inženýrství, Katedry ekonomiky a managementu v metalurgii. Vysvětlil hlavní záměr pořádaní workshopů na konkrétní odborná témata, to je dosáhnout propojení teoretické a výzkumné základny univerzity včetně studentských vědeckých týmů na praxi, která pro svůj rozvoj neodkladně potřebuje mít v zásobě moderní vědecká řešení, nezbytná pro vlastní inovace a zvýšení konkurenční schopnosti v daném tržním segmentu. Na marketingových mapách názorně předvedl rozdělení hutní výroby včetně menších kovovýrobců v předválečném Československu, kterému jeho hustotu rozmístění, oborovou všestrannost a kvalitu výroby záviděl takřka celý svět. V současné době, charakterizované vybudováním nových velkých hutních

94

Ing. Stanislav Sosna, vedoucí technického oddělení v závodě Ocelové kordy, ŽDB GROUP a.s. ocenil snahu položit základ k odborné spolupráci firem v regionu a výzkumného potenciálu VŠB – TU Ostrava Prezentoval výsledky z výzkumu vlivu rychlosti tažení na ohřev drátu, který byl prováděn ve spolupráci s Polytechnikou Częstochowa a naznačil zájem o spolupráci s VŠB – TU Ostrava při pokračování tohoto výzkumného úkolu. Ing. Richard Fabík, Ph.D. z VŠB – TU Ostrava ve své přednášce představil Katedru tváření materiálu, která se po delší odmlce vrátila k výuce problematiky tažení drátu v nově akreditovaném studijním předmětu Technologie tváření. Předmět je zaměřen na celou problematiku tváření za studena s důrazem na tažený drát, a to od povrchových úprav před tažením až po tepelné zpracování a pokovování. Dále ve své přednášce seznámil přítomné posluchače s možnostmi Laboratoře matematického modelování tvářecích procesů a procesů tepelného zpracování v oblasti tažení a tepelného zpracování kovových drátů. Ing. Jiří Gloser z firmy GLOR prezentoval moderní automaty na výrobu šroubů, pružin a pletiva s odborným komentářem, zdůrazňujícím výhody jednotlivých typů s dopadem na přesnost a ekonomiku výroby. Nabídl i nadále spolupracovat nejen na realizaci takových workshopů, ale i ve výzkumu. Za studenty měl vysoce zajímavou přednášku Petr Beránek, student třetího ročníku bakalářského studia, ve


Ze života škol

které názorně ukázal uplatnění drátu v přístrojích a pomůckách pro moderní medicínu. Workshop prokázal nenahraditelnost drátu v průmyslu, v moderních přístrojích i ve stavebních prvcích, a to i přesto, že je řada substitučních výrobků z plastů. Nevýhodou plastů však je to, že nemají takovou recyklovatelnost, jako drát. Jedním z příkladů za všechny jsou ocelové kordy do pneumatik, kde desítky let běží neúspěšné pokusy nahradit ocel nylonem a jinými materiály. Setkání odborníků ze sféry výzkumu a výroby ukázalo směr, kterým by se spolupráce vysoké školy a firem měla ubírat, tj. výměna názorů, informací a spolupráce na projektech. Předpokládá se, že se podobná akce uskuteční i v roce 2008, a že tak bude položen základ pravidelných setkání významných firem nejen severomoravského regionu.

Ing. Richard Fabík, PhD.*, Doc. Ing. Václav Nétek, CSc.*, Ing. Jiří Somerlík * VŠB – TU Ostrava

Kaizen – nástroj ke snižování nákladů v průmyslu Kaizen neboli neustálé zlepšování patří mezi termíny, které jsou v dnešní době často citovány v mnoha souvislostech. Podle mnohých stojí právě filosofie Kaizen za fenomenálním japonským hospodářským úspěchem a je prvkem, který přináší japonským firmám „trvalou konkurenční výhodu“. V českých podmínkách se již podařilo aplikovat tuto filosofii v řadě podniků. Ve většině případů se však jednalo o společnosti, zabývající se těžkým strojírenství. Není od věci se zamyslet nad možností aplikace Kaizenu v podmínkách hutní prvovýroby. Přestože množství vyrobeného železa a oceli na celém světě již mnoho let stoupá, jsou společnosti svými odběrateli tlačeny ke snižování výrobních nákladů. Dalším problémem je neustále se zvyšující cena

veškerých surovin a energií které do výroby vstupují. Západní společnosti se snaží tomuto tlaku čelit masivními jednorázovými investicemi. Z obecného pohledu lze identifikovat dva základní přístupy ke zlepšování procesů - plynulý a skokový. Evropské pojetí řízení změn upřednostňuje spíše okamžité a zásadní změny. Tyto změny, představované inovacemi, jsou dramatické, vyvolávají řadu dalších inovací a změn v různých oblastech činností ve výrobním procesu v dopředném i zpětném směru a jsou značně nákladné. Inovace probíhají v krátkém časovém úseku a jsou ve své podstatě jednorázovým jevem. Inovaci lze chápat jako výbuchy lávy, které se opakují ve velmi vzdálených časových úsecích. Inovace se zaměřuje především na oblasti nových technologií, zařízení, zavádění nejmodernějších trendů v řízení atd. Vždy se tedy jedná o strategii, která je jednak značně finančně náročná a jednak přináší řadu organizačních problémů. V systému založeném na inovacích se na realizaci změn podílí úzký okruh pracovníků. V tomto pojetí pak může inovační projekt sám o sobě přinášet komplikace v komunikaci a řada problémů zůstává neřešena. Proces, ve kterém jsou realizovány spíše individuální myšlenky, také nepodporuje týmovou práci. Naproti tomu zlepšení v intencích Kaizenu je vnímáno jako neustálý proces, sestávající z drobných kroků – zlepšování. Do procesu zlepšování je zapojeno široké spektrum zaměstnanců. V každé oblasti, na každém úseku, lze neustále hledat a provádět drobné změny, které povedou ke zlepšení současného stavu. Hlavním motorem strategie Kaizen je tedy snaha dělat věci lépe. Sekvence malých, ale neustálých zlepšení je vtělena i do samotného slova Kaizen, které se skládá ze dvou slov „Kai“ = změna a „zen“ = dobře. Schéma neustálého zlepšování pomocí drobných kroků je tedy protikladem k inovacím, realizovaným prostřednictvím velkých investic, tak typických pro oblast reengineringu, který má v Evropě stále širokou řadu zastánců. Hlavní rozdíly mezi zlepšením v intencích Kaizenu a prostřednictvím inovací ukazuje tab. 1.

Tab. 1 Kaizen vs Inovace

KAIZEN Průběh změn Nákladovost Účast pracovníků Hlavní orientace Komunikace Změna Systém Konkurence

Postupné, nedramatické Minimální náklady Všichni Lidé Masivní Zdokonalování Týmová práce V Japonsku firmy mimo jiné soutěží v tom, kdo má lepší Kaizen

INOVACE Zásadní, okamžité Obrovské investice Pár vyvolených Technologie Jen v rámci stupně řízení Bořit staré, stavět nové Individualizmus Zisk, Zisk, Zisk

95

Ze života škol


Zavedení principů Kaizen nevyžaduje žádné speciální techniky, ale využívá osvědčené metody, které jsou známé a v řadě případů používané dlouhou dobu: - Orientace na zákazníky - Absolutní kontrola kvality - Automatizace procesů - Kroužky kontroly kvality - Systém zlepšovacích návrhů - Disciplína na pracovišti - Just – in – Time - Hnutí nulových vad - Vývoj nových produktů - Tvůrčí týmová práce - Systém dobrého hospodaření Kaizen lze tedy chápat jako zastřešující pojem pro již zmíněné manažerské techniky. Většina těchto technik byla převzata „západními“ podniky právě z Japonska. Podniky od zavedení jedné nebo více z těchto technik často očekávaly výsledky, které se posléze nedostavily. Firmy chtěly principem jednorázové inovace dosáhnout radikálních zlepšení. Esence Kaizenu však spočívá v práci s lidmi. Systém učí zaměstnance přemýšlet v rámci nejlepší jakosti. Každý zaměstnanec se snaží a je motivován vykonávat svou práci co nejlépe a totéž očekává od svých kolegů, kteří pracují ve výrobním

procesu. Každý z nich si uvědomuje, že výsledky jeho práce jsou závislé na pracovníkovi vykonávajícím předcházející operaci. Systém Kaizen vyžaduje maximální informovanost, spolupráci a komunikaci mezi zaměstnanci. V Japonsku, kde je slovo Kaizen, citováno v nejrůznějších souvislostech (ekonomika, sport, politika atd.), je navíc v myšlení lidí hluboce zakořeněn způsob myšlení orientovaný na neustálé zlepšování. Pro pracovníky je také typické, že cítí vysokou odpovědnost za svou práci. Hlavní otázkou Kaizenu je rozlišení toho, co přináší pro podnik hodnotu a co představuje plýtvání. Věci, které nepřinášejí podniku pozitivní efekt, znamenají nebo v budoucnu mohu znamenat potenciální „zdroj“ plýtvání (zvyšování nákladů). Hlavní příčiny plýtvání lze obecně rozdělit do tří základních kategirií: -

Muda – ztráta, neužitečnost, nadbytečnost, Mura – nepravidelný, nestejný, vychylující se, Muri – nepřiměřený, napnutý, přetížený.

Plýtvání je podle Kaizen průnikem prizmat tvořených šesti druhy potenciálních ztrát, které mohou v podniku nastat (viz tab. 2).

Tab. 2 Základní druhy plýtvání

Nadprodukce - Ztráty - Špatná kvalita - Nepřehlednost - Zakrývání problémů

Nepotřebné procesy - Špatná konstrukce - Nadbytečné zpracování - Chod strojů naprázdno

Čekání - Čekání na materiál - Výpadek stroje - Čekání na odzkoušení

Výroba chybných dílů - Dodatečná kontrola - Místo pro opravy - Následné práce

Doprava - Špatné rozmístění pracovišť - Špatné zajištění materiálu - Mezisklady

Vysoké zásoby - Ztráty - Špatná kvalita - Nepřehlednost - Zakrývání problémů

Omezování všech druhů plýtvání tedy jednoznačně bude přispívat ke snižování nákladů. Aby bylo snižování nákladů co nejefektivnější, měly by následující činnosti probíhat paralelně: a. zvyšování kvality, b. zvyšování produktivity, c. snižování zásob, d. zkracování výrobního procesu, e. zkracování doby prostojů, f. snižování prostorových nároků výroby, g. zkracování doby výroby. Pouze synergický efekt v důsledku vzájemného propojení těchto činností bude znamenat výrazné snížení výrobních nákladů. Jakýkoliv výrobní proces představuje sérii dílčích operací. Pokud vezmeme v úvahu délku operací, které přidávají finálnímu výrobku hodnotu (válcování plechu, obrábění, odlití odlitku), a sečteme-li časy všech těchto operací, zjistíme, že v řadě případů je součet těchto časů v desítkách minut. Celková doba výroby ovšem může

96

od okamžiku převzetí suroviny, jakožto vstupní kategorie do výrobního procesu, trvat několik dnů nebo dokonce týdnů. Pomineme-li nutné technologické prostoje, složitost výrobního procesu a další aspekty, lze si tento paradox vysvětlit pouze tím, že mezi jednotlivými operacemi, které výrobku přidávají hodnotu, je příliš mnoho plýtvání – muda. Úkolem každého manažera je pak snaha o minimalizaci těchto „mrtvých časů“. Odstranění ztrát a plýtvání by však mělo být pouze prvním krokem v cestě k trvalému pokroku. Stejně důležité je pak standardizovat dosaženou úroveň pokroku, neustále zvyšovat kvalifikaci a informovanost zaměstnanců, zvyšovat efektivitu, kvalitu a bezpečnost práce. Zajímavou skutečností zůstává, že většina všech druhů neefektivností a ztrát není spojena s poruchou

Hutnické listy č.2/2008 nebo technickým stavem zařízení, ale spíše s chybováním lidského faktoru. Veškeré snahy o pokrok ve společnosti by měly být orientovány především na rozvoj pracovníků, jejich znalostí, dovedností a kreativního myšlení. Tedy nikoliv pouze na nákup

Ze života škol nejnovějších technologií a zavádění nejmodernějších systémů řízení. Ing. Petr Besta, Ph.D. VŠB – TU Ostrava Fakulta metalurgie a materiálového inženýrství

_____________________________________________________________________________________________

Regulační orgán povolil společnosti ArcelorMittal nakoupit majetek ruských uhelných společností http://en.rian.ru

29.2.2008

Ruská Antimonopolní Služba schválila nabídku dceřinné firmy globálního ocelářského obra ArcelorMittal na odkoupení majetku ruských uhelných společností. Mittal Steel Holdings AG, 100% vlastněný společností ArcelorMittal, bude nyní moci odkoupit 100% akcií s hlasovacím právem v šesti ruských uhelných společnostech. Severstal již dříve podepsal kontrakt se společností ArcelorMittal na prodej 97.6% v dole Berjozovskaja a 99.35% v dole Pěrvomajskaja za 650 mil. USD. Oba doly se nacházejí v Kuzbaské uhelné pánvi na západní Sibiři a těží koksovatelné uhlí. ArcelorMittal také vykoupí všechny akcie dolu Anžerskaja, který vlastní pobočky Severstalu a další dva doly celkem za 720 mil. USD. LZ

Zvláštní konstrukce motoru GE ENERGY umožňuje efektivní využití v ocelářském průmyslu www.techtydenik.cz

27.2.2008

Dvěma významným závodům, patřícím k ocelářskému řetězci na severu Španělska, se podařilo dosáhnout nových provozních milníků při nasazení speciálních plynových motorů Jenbacher společnosti GE Energy. Využíváním nejrůznějších odpadních plynů, vznikajících ve výrobním procesu, tak tyto motory nabízejí alternativní lokální zdroj energie, díky němuž mohou oba závody snižovat emise i spotřebu tuhých paliv. Energetické centrum koksárny v severošpanělském Bilbau, nacházející se v továrně, kterou řídí jeden z předních španělských producentů koksu Productos de Fundición S. A. (Profusa), nedávno dosáhlo významného úspěchu - 1 milionu hodin provozu. Tato elektrárna zcela nové generace, využívá ke svému provozu odpadní plyny z koksárny, jež proměňuje v energii. Je vybavená dvanácti motory Jenbacher JGS 316 GS-S/N.L, které v závislosti na složení paliva vyrábějí v průměru až 6 MW elektřiny. Speciální řídicí a regulační systém motorů umožňuje docílit jejich vysokou flexibilitu vůči složení paliva. Tato elektrárna pracuje již od roku 1995. Druhá elektrárna v ocelárně Arcelor Mittal v Avilés, rovněž na severu Španělska, dosáhla nedávno 20 000 hodin úspěšného provozu zahrnujícího všechny plynové jednotky, což je dalším potvrzením technologických znalostí GE. V roce 2004 zde bylo instalováno dvanáct motorů Jenbacher JMS 620 GS-S/N.LC, které pohánějí jedinečný kogenerační systém, jenž využívá široké škály odpadních plynů z výrobních procesů, tzv. LD-konvertorový plyn. SB

97


Hutnictví ve světě

hutnictví ve světě Ruská firma TMK začíná instalovat válcovnu trubek Metal Bulletin Daily

16.4.2008

Největší ruský výrobce trubek, firma TMK začala instalovat novou velkoprůměrovou svařovanu trubek s podélným svarem ve svém závodě ve Volžském. Nová svařovna bude mít kapacitu 650 000 tun a bude vyrábět podélně svařované trubky z jakosti X80 o průměrech od 530 mm do 1 420 mm a tloušťce stěny do 42 mm. Válcovna se skládá z úseku ohýbání, svařování a dohotovení. Podle prohlášení společnosti jsou tyto trubky určeny pro dálkové ropovody a plynovody včetně pobřežních tras, pro potrubí na naftových polích, potrubí všeobecného určení, pro stavbu topných systémů a pro jaderné elektrárny. Začátek výroby se očekává ve třetím čtvrtletí tohoto roku. Dodavatelem nové svařovny trubek bude švýcarská firma Haeusler. Po uvedení svařovny do provozu bude výrobní kapacita závodu ve Volžském v sortimentu velkoprůměrových trubkek dosahovat až 1,2 mil. tun ročně LZ

Tenova získala zakázku na EOP pro joint venture Vallourec & Sumitomo Metal Bulletin Daily

15.4.2008

Firma Vallourec & Sumitomo Tubos do Brasil je joint venture francouzského Vallourec a japonského Sumitomo. Staví závod v jihovýchodní Brazilii. Pro dodávku elektrické obloukové pece a systému odprášení si vybrala divizi tavicích agregátů firmy Tenova. Hodnota obchodu nebyla zveřejněna. Podle Tenovy bude 140 t pec instalována v závodě pro výrobu bezešvých trubek, který se buduje ve městě Jeceaba ve státě Minas Gerais. Elektrická pec bude vyrábět více než 1 mil. tun tekuté oceli. Očekává se, že výroba začne v roce 2010. Podle Tenovy bude závod v Minas Gerais prvním závodem na světě, který bude používat inovativní mix kovové vsázky pro elektroocelárnu. LZ

Mechel Targoviste vylepšuje sortiment sochorů Metal Bulletin Daily

11.4.2008

Rumunský závod Mechel Targoviste rekonstruoval ohřívací pec své válcovny středních profilů tak, aby

mohla válcovně dodávat sochory větších rozměrů a lepších jakostí oceli. Modernizace krokové ohřívací pece stála 5,8 mil.USD. Válcovna nyní dostává sochory s maximálním rozměrem 150x180 mm, přičemž dřívější maximum bylo 140x140 mm. Zařízení dodala italská firma Techint. Modernizovaná pec bude ohřívat sochory rovnoměrněji, čímž se zlepší kvalita válcovaných výrobků. Podle generálního ředitele Vjačeslava Šmygy plánuje Mechel v Targovisti zvýšit výrobu do roku 2009 asi o 500 000 tun. Válcovna vyrábí ročně kolem 490 000 tun, z toho asi polovinu tvoří speciální oceli, druhá polovina jsou dlouhé výrobky pro stavebnictví. Plánovaná rekonstrukce zvýší výrobu válcovny asi na 1 mil. tun ročně. Mechel upevnil své postavení v Rumunsku převzetím firmy Ductil Steel za 142 mil. EUR. Do převzetí byl zahrnut i závod Otelu Rosu a výroba v Ductil Steel Buzau. LZ

Ve Zdzieszowicích se pravděpodobně budou stavět další dvě baterie Wirtualny Nowy Przemysl

5.4.2008

Podle informací prezidenta Koksovny Zdzieszowice je možmé, že se během pěti let uvedou do provozu ještě dvě nové baterie, které by nahradily nejstarší části koksovny. Souhlas k jejich stavbě musí dát majitel koksovny, kterým je ArcelorMittal a který vlastní podíl 91,5 %. Provádějí se analýzy, které mají majitele přesvědčit o této investici. Pro takové rozhodnutí mluví řada okolností. Nové baterie znamenají mj. menší emise CO2, což by umožnilo využití limitů v jiných závodech skupiny. Je totiž třeba také zohlednit stáří stávajících baterií, z nichž nejstarší baterie č.1 a č.2 pocházejí ještě z 30. let minulého století. Plán na uvedení dvou nových baterií do provozu během pěti let je reálný, protože před několika dny byla uvedena do provozu baterie č.12 s výrobností 750 kt koksu za rok, která byla postavena za necelý rok. Takové tempo si firma může dovolit, protože ve srovnání se státními firmami není vázána procedurami typu veřejných zakázek. Současné výrobní možnosti opolského závodu představují 4,4 mil. t koksu, a 1,9 mld m3 koksárenského plynu. Asi polovina koksu se používá v polských závodech, zbytek je exportován.

LZ 98

První železářská společnost Kladno, s.r.o. HUŤSKÁ 160 P. O. BOX 125 CZ - 272 01 KLADNO TSCHECHISCHE REPUBLIK

Projekční a inženýrská činnost, komplexní služby a výroba pro hutnictví, hornictví, stavebnictví, dopravu, automobilový průmysl a další výrobní obory

Technologická zařízení pro hutní průmysl: pece, kesony, vakuové pece a systémy, pánve, šrotové koše, portály a zdvihy, dodávky pánvových a elektrických obloukových pecí, vodou chlazená odsávání a potrubí, víka pecí, speciální díly dle zakázky, proudovodná ramena, Cu a AK „krátké cesty“, systémy primárního a sekundárního odsávání včetně filtrů, měděné, vodou chlazené díly

Kontakt: Adresa: Poštovní styk: Telefon: Fax: E-mail:

Huťská 160, CZ - 272 01 Kladno P.O.BOX 125, CZ -272 80 Kladno +420 312 645 321; +420 312 243 713; +420 312 243 714; +420 312 248 262 +420 312 248 262 [email protected] ; [email protected]

První železářská společnost Kladno, s.r.o. MATERI ÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o

Recommend Documents