Vysoká škola báňská Technická univerzita Ostrava. TERMOMECHANICKÉ PROCESY TVÁŘENÍ (studijní opory) doc. Ing. Radim Kocich, Ph.D

Vysoká škola báňská – Technická univerzita Ostrava

TERMOMECHANICKÉ PROCESY TVÁŘENÍ (studijní opory)

doc. Ing. Radim Kocich, Ph.D.

Ostrava 2013

Recenzent: Ing. Petr Kawulok, Ph.D.

Název: Autor: Vydání: Počet stran: Náklad:

Termomechanické procesy tváření doc. Ing. Radim Kocich, Ph.D. první, 2012 112 v digitální podobě

Studijní materiály pro studijní obor Metalurgické Technologie fakulty Metalurgie a Materiálového inženýrství Jazyková korektura: nebyla provedena. Určeno pro projekt: Operační program Vzděláváním pro konkurenceschopnost Název: ModIn - Modulární inovace bakalářských a navazujících magisterských programů na Fakultě metalurgie a materiálového inženýrství VŠB - TU Ostrava Číslo: CZ.1.07/2.2.00/28.0304 Realizace: VŠB – Technická univerzita Ostrava Projekt je spolufinancován z prostředků ESF a státního rozpočtu ČR © Radim Kocich © VŠB – Technická univerzita Ostrava

POKYNY KE STUDIU Termomechanické procesy tváření Pro předmět Termomechanické procesy tváření 3. semestru magisterského studia studijního oboru MODERNÍ METALURGICKÉ TECHNOLOGIE jste obdrželi studijní balík obsahující integrované skriptum pro kombinované studium obsahující i pokyny ke studiu. Prerekvizity Znalost základních poznatků z oblasti tváření materiálu. Cílem předmětu a výstupy z učení Cílem předmětu je seznámení s termomechanickým zpracováním materiálů, jeho aplikací u ocelí a vybraných neželezných kovů. Předat studentům širší znalosti o strukturotvorných, zpevňovacích a uzdravovacích procesech, probíhajících v materiálu během tváření jakož i vlivu termomechanických činitelů. Dále pak shrnout problematiku řízeného tváření a ochlazování. Po prostudování předmětu by měl student být schopen: Shrnout pozitiva a negativa konvenčních technologických tvářecích postupů, znát jejich podstatu a dílčí vlivy na ovlivnění vlastností materiálů. Identifikovat dopady řízení termomechanických činitelů na tváření, navrhnout vhodné postupy řízeného tváření pro vybrané (průmyslové) aplikace. Pro koho je předmět určen Předmět je zařazen do magisterského studia oborů studijního programu MODERNÍ METALURGICKÉ TECHNOLOGIE, ale může jej studovat i zájemce z kteréhokoliv jiného oboru, pokud splňuje požadované prerekvizity. Studijní opora se dělí na části, kapitoly, které odpovídají logickému dělení studované látky, ale nejsou stejně obsáhlé. Předpokládaná doba ke studiu kapitoly se může výrazně lišit, proto jsou velké kapitoly děleny dále na číslované podkapitoly a těm odpovídá níže popsaná struktura. Při studiu každé kapitoly doporučujeme následující postup: S každou kapitolou je potřeba se důkladně seznámit včetně obrázků a rovnic. Za každou kapitolou je shrnutí pojmů a příslušné otázky vztahující se k danému textu. Čas určený ke studiu je pouze orientační a závisí na individuálním přístupu každého studenta.

Způsob komunikace s vyučujícími: Možnosti komunikace studentů kombinované formy studia spočívají zejména v individuálně domluvených konzultacích k danému tématu. Kontroly programů budou prováděny taktéž individuálně po vzájemné domluvě. Podrobnější pokyny dostanou studenti na počátku přímé kontaktní výuky. email: [email protected] tel.: 596994455

Termomechanické procesy tváření. Radim Kocich

1.

Termomechanické tváření (řízené tváření)

Rozumí se tím řízení celkových výrobních podmínek k dosažení požadovaného strukturního stavu. Jedná se především o konstituci oceli, termomechanické a časové parametry tváření, příp. ochlazování. Vhodné strukturní stavy umožní dosažení vyšších pevnostních vlastností při vyhovujících křehko‐lomových a únavových charakteristikách a svařitelnosti. Ze strukturního hlediska má rozhodující význam velikost zrn a subzrn, podíl jednotlivých strukturních složek, množství a disperznost precipitátů, hustota dislokací a stavba tuhého roztoku. Vysoké pevnostní vlastnosti při dobré houževnatosti lze dosáhnout legováním a tepelným zpracováním. Tento výrobní postup vyžaduje zvýšené náklady, a proto se postupně vyvinuly různé, méně nákladné způsoby termomechanického zpracování oceli (TMZ). Základním předpokladem pro získání vysokých pevnostních vlastnosti je zvýšená hustota dislokací, jejich pohyb při vnějším zatížení je brzděn vnitřními překážkami (bariérami). Pro houževnatost oceli je rozhodující charakter těchto bariér a jejich rozložení umožňující relaxaci píkových napětí pohybem dislokací dříve než tato napětí překročí pevnost materiálu v daném místě. K bariérám těžce propustným náleží velko‐ úhlové hranice, neplastické strukturní částice, nekoherentní matrice, včetně Lomerových‐Cottrelových bariér. Opačné vlastnosti mají nízko‐ nebo středně‐úhlové hranice, plastické strukturní částice a koherentní matrice.

Čas ke studiu: 20 hodin

Cíl Po prostudování tohoto odstavce budete umět •

definovat současné způsoby termomechanického tváření a jeho základní mechanismy a rozdělení,

• popsat nízkoteplotní a vysokoteplotní termomechanické zpracování,

*

5

*


isoforming, deformační stárnutí, tváření při nízkých teplotách, SHT – proces, přímé válcování, válcování s teplou vsázkou, • popsat základní druhy řízeného válcování, jeho vývoj a současný stav. Definovat řízené ochlazování, • určit mechanické vlastnosti řízeně tvářených materiálů – základní matematické vztahy (Hallův – Petchův vztah, určení tranzitní teploty, velikost zrna), • popsat vývoj struktury při řízeném válcování ve třech základních teplotních oblastech. Základní parametry řízeného válcování – teplota a doba ohřevu polotovaru, stupeň protváření apod.

• definovat základní fyzikálně metalurgické děje při řízeném válcování – rozpouštění precipitátů, růst zrna, inkubační doba precipitace, plastická deformace, uzdravovací procesy, dynamické zotavování, rekrystalizace, zpevnění, • popsat principy řízeného válcování mikrolegovaných ocelí – základní tvářecí postupy, výsledné struktury a vliv jednotlivých legujících prvků na mechanické vlastnosti a teplotu transformace. Popsat principy řízeného válcování vysokolegovaných ocelí.

Výklad

1.1.

Způsoby termomechanického zpracování ocelí (TMZ)

Množství oceli, které je ročně zpracováváno termomechanickým tvářením se stále zvyšuje. V našich českých podmínkách lze odhadnout, že procentuální zvýšení výroby s použitím řízených termomechanických způsobů jen o 10 % u výroby cca 500 kt/rok by finančně přineslo asi 200 mil. Kč v zisku (Krátká poznámka – na moderních tratích je zavedení řízených pochodů technicky možné, vyžaduje to ovšem dlouhodobě koncepčně řízený výzkum tak, aby moderní literární poznatky, zkušenosti z konferencí, plastometrické a poloprovozní (laboratorní) ověřování, bylo možno aplikovat). K tomu

*

6

*


by měly být připočteny také výhody termomechanického tváření (TT) například u hliníku a dalších neželezných kovů. Při pohledu do budoucnosti se ukazuje jako nezbytné tento způsob tváření rozšiřovat. Existuje několik faktorů, které se zde objevují a podporují tyto možnosti. Prvním je zvýšení schopnosti a snížení ceny počítačů všech druhů, což umožňuje simulaci na běžných PC. Druhým faktorem je naše stále hlubší povědomí o specifických fenoménech TT, které nám umožňují tento proces kvantitativně popsat a tedy simulovat tvářecí operace na našich počítačích. Třetím faktorem je postupná aplikace principu TT (také procesů, které vedou k řízené mikrostruktuře) u stále širšího počtu komerčně vyráběných výrobků. Konečně jako úspěšný proces se objevuje řízený algoritmus pro vysoce specifické výrobky, který se postupně rozšiřuje k používání i u běžných materiálů. Jak bylo tedy výše uvedeno, u TT se „produkuje“ specifická předdefinovaná mikrostruktura, s kterou jsou spojeny jednotlivé mechanické a fyzikální vlastnosti. Tato cesta, je odlišná od tradičního tvářecího procesu, který byl základně založen na stanovení úběrů a dosažení změn tvaru a vycházel z běžných zkušeností a podřizoval se provozním možnostem. TT vyžaduje řízení a interakci nejméně těchto základních mechanizmů (mezi jinými): •

dislokační skluz a šplh,

•

rekrystalizace,

•

růst zrna,

•

fázové transformace,

•

precipitace,

•

hrubnutí částic.

Většina z těchto strukturních změn se objevuje dynamicky tj. v průběhu deformace nebo staticky, tj. po deformaci. Každý z uvedených vlivů je možno studovat samostatně a i přesto nejsou základní „pravidla“ zcela jasná. Navíc, u TT dochází k syntéze těchto základních stavebních

*

7

*


kamenů a k jejich vzájemné interakci během reálného procesu. Zejména v oblasti velkých deformací, relativně vysokých teplot a vysokých deformačních rychlostí je tato problematika zatím velkou neznámou. TT mohou být rozděleny několika způsoby. Jedna z možností by mohla být následující: •

Zjemnění zrna pro zvýšení pevnosti a houževnatosti bez dalšího tepelného zpracování.

•

Zjemnění zrna pro získání superplastického chování.

•

Kontrola textury (minimalizace cípovitosti, zlepšení tažnosti, magnetických vlastností, …).

Uvnitř každé z těchto kategorií jsou navazující procesy, které musí být řešeny současně. Vyžaduje to tedy laboratorní simulaci a zároveň počítačové modelování.

Pro TMZ se používají dva druhy ocelí: • oceli s fázovými přeměnami (včetně martenzitických), •

oceli s vylučováním precipitátů z přesyceného tuhého roztoku (disperzní zpevnění).

1.1.1.

Současné způsoby TMZ

a) tváření před přeměnou austenitu – tj. nízkoteplotní TZM a vysokoteplotní TZM, b) tváření během přeměny austenitu – tzv. isoforming, c) tváření pod přeměnou austenitu – deformační stárnutí, tváření při nízkých teplotách. Nízkoteplotní TMZ (NTMZ) Spočívá v austenitizaci s rychlým ochlazením do oblasti vysoké stálosti metastabilního

austenitu, tváření s vysokým stupněm deformace (ε nad 0,6) a zaka1ení na martenzit. Po zaka1ení následuje zpravidla popouštění při nižší teplotě (obr. 1a). U ocelí pro NTMZ se vyžaduje dostatečná stabilita přechlazeného austenitu. Vhodné jsou proto oceli legované chromem a molybdenem. Hlavní přednosti NMTZ je zvýšená pevnost při dostačující plasticitě.

*

8

*


Vysokoteplotní TMZ (VTMZ) Principem je austenitizace, tváření těsně nad Ar3 s následujícím zakalením a

popouštěním při nižších teplotách. Důležité je, aby velké deformace austenitu a následující kalení proběhly bez rekrystalizace austenitu (obr. 1b). K VTMZ jsou proto vhodné oceli se zbrzděným průběhem rekrystalizace. Ve srovnání s NTMZ je VTMZ technologicky jednodušší, deformaci je možno uskutečnit v oblasti teplot 1 000 až 800 °C. VTMZ neumožňuje takové zvýšení pevnosti jako NTMZ, ale zvyšuje plasticitu a odolnost proti únavě.

Isoforming (TBP)

Spočívá v austenitizaci a ochlazení až na teplotu perlitického "nosu" v diagramu IRA. Ocel se deformuje během celé přeměny až do jejího ukončení a ochlazuje se na vzduchu (obr. 1c). Následující popouštění není nutné. Výslednou strukturu charakterizuje vznik jemných subzrn ve feritu a jemných globulárních karbidů. Teploty deformace jsou zpravidla v oblasti 600 až 700 °C, tedy dostačující pro průběh polygonizace. Velikost deformace je nad 0,6. TBP nezvyšuje podstatně pevnostní vlastnosti, jeho hlavní předností je zvýšení houževnatosti a snížení tranzitních teplot.

Deformační stárnutí (DS)

Je to zpracování bud' oceli konvenčně zušlechtěné, nebo zpracované NTMZ a potom tvářené při teplotě, při níž probíhá stárnutí. Např. deformace ε = 0,02 při teplotě 150 až 200 °C. Tím se zvyšuje pevnost, ale současně snižuje plasticita a vrubová houževnatost (obr. 1c1,c2 ).

Tváření při nízkých teplotách (TNT)

Výchozím stavem je bud' stav po kalení (obr. 1d), nebo stav po žíhání (obr. 1e). Deformací po kalení se získá pevnost až 3130 MPa. Uvedené způsoby TMZ se používají většinou na stávajících typech ocelí a nevyužívají dostatečně řízení vývoje struktury zbrzděnou rekrystalizací a kinetikou precipitace.

*

9

*


Nově vyvinuté a zavedené způsoby řízeného válcování mikrolegovaných ocelí se využívají ke zjemnění feritického zrna transformaci z deformovaného austenitu. Zbrzděná rekrystalizace austenitu se dosahuje kombinovaným účinkem mikrolegujících prvků v tuhém roztoku a interakcí řízené precipitace.

Obr. 1 Různé způsoby termomechanického zpracování

1.1.2. Základní druhy řízeného válcování (ŘV) • doválcování ve spodní oblasti austenitu (dvou‐ nebo třístupňové), •

doválcování v oblasti dvoufázové struktury,

•

způsob ad a) doplněný řízeným ochlazováním,

•

řízené válcování s kalením a popouštěním,

•

speciální způsoby ŘV ‐ např. způsob SHT (Sumitomo High Toughness)

Přehled vývoje a současných způsobů řízeného válcování je na obr. 2, schematický vývoj struktury pak na obr. 3.

*

10 *


Obr. 2 Vývoj a současný stav řízeného válcování

Obr. 3 Schéma postupu válcování 1.2.

Vlastnosti a charakteristiky struktury při termomechanickém zpracování Hlavní činitelé ovlivňující mez kluzu a tranzitní teplotu jsou: •

zpevnění tuhého roztoku substitučními a interstitickými prvky,

•

velikost feritického zrna,

•

precipitáty ve feritu,

•

obsah perlitu a mezilamelární vzdálenost,

•

Peierlsovo‐Nabarrovo napětí ( =& 40 MPa)

*

11 *


Při přeměně γ → α z rekrystalizovaného austenitu je možno obecné napětí na mezi kluzu σK vyjádřit Hallovým‐Petchovým vztahem (1).

σ K = σ 0 k γ . d −1 / 2

(1)

kde σ0 je vnitřní napětí, d ‐ velikost zrna, ky ‐ součinitel, vyjadřující teoretickou hodnotu bariérového účinku hranic zrn proti pohybu dislokací [MPa . mml/2]. Hodnotu σ0 sestávající z několika podílů, lze pro přeměnu γ → α z nerekrystalizovaného austenitu vyjádřit vztahem:

σ 0 = σ S + σ IN + σ Z + σ PR + σ PER + σ PN

(2)

(3)

σ K = σ S + σ IN + σ Z + σ PR + σ PER + σ PN + kγ . d −1 / 2 kde σS,IN,Z,PR,PER,PN

jsou příspěvky zpevnění substitučními a interstitickými prvky v tuhém roztoku, velikostí zrna, precipitací, perlitem a Peierlsovým‐ Nabarrovým napětím.

Jestliže deformace končí ve dvoufázové oblasti γ + α, je výsledná struktura složena z rekrystalizovaných feritických zrn a subzrn. Poněvadž v této struktuře všechny hranice mají brzdící účinek, je nutno hodnotu d nahradit hodnotou efektivní velikosti zrn de d e =d r .( f r )+d c .(1− f r ) −1

−1

−1

(4)

kde de1 je délka hranic na jednotkovou délku, dr1 je délka velkoúhlových hranic, dc1 je délka nízkouhlových hranic, fr je objem rekrystalizovaného feritu.

[

Δσ = k | . d −1 / 2 = k ' d r

−1

. ( f r ) + d c . (1 − f r )

]

(5)

]

(6)

(7)

−1

1/ 2

[

σ K = σ 0 + k | . d r −1 . ( f r ) + d c −1 . (1 − f r )1 / 2

příp.

σ γ = σ 0 + kγ . d −1 / 2 . (1 − f s ) + k s . d s −1 / 2 . f s

kde kγ, ks jsou součinitele v závislosti na druhu zrn (kγ ‐ rovnoosá feritická zrna s průměrem d, ks ‐ substruktura s průměrem ds), fs je objemový součinitel subzrn.

*

12 *


Vliv základních činitelů na tranzitní teplotu TTR [K] vyjadřuje vztah (8). TTR = K + ΔTPR + ΔTS + ΔTIN + ΔTZ

(8)

kde K je konstanta závislá na chemickém složení oceli, ΔTPR je zkřehnutí, způsobené precipitací atd. Velikost zrna ovlivňuje TTR nepřímo úměrně velikostí zrn d‐1/2 : ΔTZ = α + β . d −1 / 2 (9) kde α je konstanta závislá na chemickém složení oceli, β je konstanta vyjadřující odpor hranic zrn proti šíření křehkých trhlin. Vliv velikosti feritického zrna na polohu tranzitní teploty, vyjádřený Hallovým‐ Petchovým vztahem má tvar (10). ΔTZ = − 11,5 . d −1 / 2

(10)

nebo podle Mintze (11). ΔTZ = − 12,7 . d −1 / 2 (11) Z obr. 4 vyplývá, že zatímco všechny sledované činitele zvyšují současně mez kluzu i tranzitní teplotu, pouze snížená velikost zrn a částečně i Ni a Mn v tuhém roztoku při zvýšení meze kluzu snižují tranzitní teplotu.

Obr. 4 Vliv základních činitelů na mez kluzu a tranzitní teplotu

*

13 *


1.2.1. Misorientace úhlu hranic zrn, typy hranic zrn Jedním z prvních kroků při TMP je rozbít hrubou licí strukturu. Prvním hlediskem rozlišující strukturu, konkrétně hranice zrn je tzv. charakter natočení nebo rotace (někdy používán pojem misorientace). Není to pouze známka rozdílu v relativních orientacích, ale také základní charakteristika příslušných hranic. V podstatě lze rozlišovat několik typů hranic zrn (obr. 5). Například nízko‐úhlové hranice zrn (NÚHZ) definované malým úhlem θ (obr. 6c) natočení a rotace hranic se shoduje s polem paralelních hranových dislokací (obr. 6a) a příčnou sítí dvou sad šroubových dislokací. Ačkoliv je obvyklé, že NÚHZ se vyznačují nízkou energií, nemusí vždy platit, že vysoko‐ úhlové hranice zrn budou definovány vysokou energií. V případě vysoko‐úhlových hranic zrn (VÚHZ) s nízkou energií (obr. 7) jsou tyto nazývány jako speciální hranice, zatímco VÚHZ s vysokou energií hranic jsou označovány jako náhodné hranice (obr. 5).

Obr. 5 Možné typy hranice vzhledem k jejich energii

Obr. 6 2D schéma nakloněných (a) a natočených (b) hranic, definice úhlu misorientace (θ) kdy osa rotace je naznačena směrem

*

14 *


Obr. 7 (a) závislost energie hranice zrn jako funkce úhlu θ. 10 – 15 °je hranicí mezi NÚHZ a VÚHZ. (b) u VÚHZ mohou nastat specifické orientace s nízkou energií (např. 60°<1 1 1>) tzv. speciální hranice. Schematicky jsou uvedeny také koherentní a nekoherentní dvojčata tvořící hranice Nízké úhly misorientace u nakloněných hranic mohou být tvořeny polem paralelních hranových dislokací. Vyšší množství dislokací by způsobilo vyšší úhly misorientace, a tím i současný nárůst energie. Nicméně rychlost nárůstu klesá při vyšší energii nebo počtu dislokací v důsledku vzájemné anihilace dislokačních polí mezi sebou. Kromě úhlu misorientace nebo vzdáleností dislokací, může závislost energie hranic zrn na úhlu θ, potlačit překrývání středů (jader) dislokací. To je pak přechodová oblast mezi NÚHZ a VÚHZ. Speciální hranice jsou tedy místa, kde se dva krystaly překrývají s relativně malým zakřivením inter‐atomárních vrstev (obr. 7b). To je také podstata tzv. CSL (coincident site lattice) modelu, který je schématicky zachycen na obr. 8, a principiálně předpokládá překryv daných bodů mřížky. Pokud se překrývá např. každý 5 pak je hranice označena jako Σ5 atd. až na výjimky jsou u kubických mřížek uvažovány hranice Σ29 nebo Σ33. Nicméně je potřeba uvést, že CSL index neurčuje přesnou hranici, k tomu dochází jen zřídka. Přípustná odchylka od přesné pozice CSL je definována vztahem (12).

Δθ = k ∑

−n

(12)

kde k a n jsou konstanty definované pomocí kriterií (například Brandonovo kritérium definuje k = 15°, n = 0,5). *

15 *


Tento model CSL je ovšem platný jen pro 2D systém, zatímco v reálných materiálech je nutné uvažovat 3D systém. Dalším faktem je, že uvedená data jsou odvozena pro kubické systémy, přičemž pro ne‐kubické systémy je situace mnohem složitější. Jak se například ukázalo u HTU mřížek, je možné stanovit CSL pouze při „rozumném“ poměru (c/a)2. Navzdory tomu zůstává teorie CSL modelu jedinou teorií vysvětlující speciální hranice a bývá často spojována se zpracováním a vlastnostmi materiálů.

Obr. 8 Schéma hranice Σ5 (37° <1 0 0>) shoduje se 1 z každých 5 uzlových bodů mřížky Podobně jako hranice zrn jsou klasifikovány i inter‐fázové hranice (obr. 9, 10). Přechod mezi jednotlivými typy hranic je vysvětlen na obr. 11, kdy dojde k překročení kritické velikosti parametru mřížky rkrit.

Obr. 9 Přehled fázových hranic ve smyslu jejich energie

*

16 *


Obr. 10 (a) koherentní a (b) nekoherentní rozhraní

Obr. 11 Schéma transformace koherentní hranice na nekoherentní jakmile se překročí kritická hodnota parametru mřížky rkrit 1.2.2. Deformační pásy Plastická deformace je ovlivňována změnami napěťových stavů plynoucích z interakcí dislokací s hranicemi zrn a jejich překážkami. V skutečnosti se každé jedno zrna materiálu deformuje zcela heterogenním způsobem ovlivněným sousedními deformujícími se zrny. Tento poznatek je potvrzen jinými hodnotami naměřené tvrdosti. Výsledná deformační substruktura je pak závislá nejen na teplotě, způsobu deformace ale také na orientaci zrna a kompatibilitě lokální deformace. Znamená to, že tenzory deformace se mohou uvnitř jednoho zrna lišit z důvodu přizpůsobení těmto různým vlastnostem (obr. 12). S pokračující deformací, zejména pak při deformaci za studena, může dojít k zesílení této heterogenity skluzu na úrovni zrna díky misorientacím, které *

17 *


se mají snahu rozvíjet mezi jednotlivými deformačními pásy. Tímto způsobem dochází k rozdělení zrna do domén (tzv. buněčných bloků) neboli deformačních pásů.

Obr. 12 Různé typy deformačních nehomogenit Označení deformační pásy bývá ovšem taktéž někdy používáno pro hrubé pásy zřetelné v některých velkých zrnech, označující zde divergentní rotace mřížky. Sousední pásy se natáčejí od sebe v opačných směrech a jsou odděleny zónami o velikosti mikrometrů, které mají vysoké gradienty orientace a bývají označovány jako přechodové pásy. Buněčné pásy jsou odděleny stěnami, které zvyšují misorientaci pomalou rychlostí a bývají označovány různě tzn. dislokační hranice nebo geometricky nezbytné hranice (GNB’s ‐geometrically necessary boundaries) nebo rotační stěny. Tabulka 1. přináší velmi zjednodušené informace o vlastnostech deformační substruktury. Tabulka 1 Hlavní vlastnosti deformační substruktury Typ substruktury

Buňky

Buněčné bloky

Deformační pásy

Vzdálenost (μm)

0,5 – 5

2 – 20

10 – 100

Typ rozhraní

Dislokační stěny

Misorientace (°)

0,5 – 5

Geometricky nezbytné hranice 2 – 20

*

18 *

Přechodové pásy 5 – 50


Jednotlivé dislokační buňky a jejich stěny jsou v podstatě přechodové charakteristiky, které kontinuálně vznikají a zanikají během deformace, díky náhodným interakcím dislokací. Tyto hranice bývají označovány jako náhodné dislokační hranice (IDB‐ Incidental dislocation boundaries). Stěny buněčných bloků a přechodové pásy jsou permanentními charakteristikami deformační substruktury a k jejich vývoji dochází při plastické deformaci. Kromě postupného zvyšování jejich misorientace, mají tyto snahu nabývat orientací shodných se směrem makroskopické deformace. Při vyšších deformacích tvoří dlouhé lamelární hranice, paralelní se směrem roviny hlavní deformace (např. válcování) s misorientacemi typickými pro VÚHZ (často označováno jako vláknitá struktura). Na rozdíl od smykových pásů je tvorba a vývoj deformačních pásů fenomén plastické deformace, pomocí kterého lze vysvětlit jisté aspekty výsledných mikrostruktur ale samy o sobě neznamenají způsob porušení materiálu. 1.2.3. Smykové pásy Pásy lokalizovaného smyku se mohou rozvinut u silně deformovaných kovů v různém měřítku (od makroskopického tj. několik cm až po mikroskopické tj. mikrometry). Když dochází v průběhu plastického toku k poklesu rychlosti zpevnění, začíná se lokalizovat plastická deformace do smykových pásů, které vzniknou z původně širokých difuzních pásů. Tyto pásy se ale díky deformaci velmi rychle zhušťují do lokalizovaných zón intenzivního smyku, což vede následně k porušení. Takto probíhá klasický mechanismus makroskopického porušení při tahové napjatosti. Nicméně smykové pásy mohou vznikat také na úrovni zrna a dále se rozvíjet napříč několika zrny před samotným vznikem makroskopických pásů. Slitiny vytvrzené jemnými precipitáty, jemnými dvojčaty nebo rozsáhlou akumulací dislokací jsou k tomuto typu smykových pásů zvláště náchylné. Velmi často se tento fenomén vyskytuje při válcování za studena zejména pak u slitin s nízkou energií vrstevné chyby (EVCH), nebo u kovů předtím deformačně zpevněných, kde mají pásy tendenci být natočeny o úhel 35° vzhledem ke směru válcování. Jakmile se pásy rozšíří přes tloušťku vzorku stávají se potenciálním místem pro vznik trhlin. Smykové pásy u kovů se střední EVCH (Cu, Al, Fe) vznikají taktéž při deformacích okolo 1. V tomto případě však mají tendenci omezit svoji velikost na jedno nebo několik málo

*

19 *


zrn bez dalšího rozvoje skrze celým vzorkem. Tyto smykové pásy jsou většinou charakteristické pro podmínky válcování za studena a nejsou obvykle detekovány během deformace za tepla, kdy dynamické zotavení potlačuje jejich tvorbu. 1.2.4. Vývoj struktury Podstatně rozdílné podmínky pro vývoj struktury vznikají v závislosti na teplotě deformace (obr. 13 a, b). I. oblast. Výchozí velikost zrna je funkcí teploty a metalurgického charakteru oceli. Zjemnění austenitického zrna je dáno cyklem: deformace‐rekrystalizace. Zárodky pro přeměnu γ → α se tvoří pouze na hranicích austenitických zrn. Výsledná velikost feritických zrn dosahuje určité mezní hodnoty a další snížení cyklem deformace‐ rekrysta1izace v I. oblasti není již možné. Po transformaci vzniká poměrně hrubé feritické zrno. Největší vliv na snížení velikosti austenitického zrna při deformaci v I. oblasti mají deformace do hodnoty ε = 0,4 až 0,5. Při deformacích ε > 0,5 je již vliv deformace na snížení velikosti zrn malý a velikost zrn se blíží limitní hodnotě:

d R = K . ε −0,5 . d 0 . Z −0,6 kde K je konstanta, d0 je výchozí velikost zrna

(13)

Z rovnice (290) vyplývá, že rozhodující vliv na velikost rekrystalizovaného zrna má ε (do 0,5) a d0. Vliv deformační rychlosti ε& je podstatně menší. Při velkých deformacích (ε > 0,5 až 0,6) se snižuje i vliv d0. Cílem tváření v I. oblasti je získání rovnoměrného a pokud možno jemného zrna. Hrubozrnná struktura způsobuje při tváření ve II. oblasti nebezpečí vzniku nerovnoměrné velikosti zrn. II. oblast. Tvářením v I. oblasti se získá mezní velikost zrna. Další zjemnění zrna umožňuje tváření v II. oblasti. Následkem zbrzděné rekrystalizace se zrna austenitu prodlužují, uvnitř vznikají pásy s větší hustotou dislokací, větší vnitřní energií a

*

20 *


nestabilitou systému. Zárodky feritu se tvoří nejen na hranicích austenitických zrn, ale i v deformačních pásech. Při přeměně γ → α mají deformační pásy podobnou úlohu jako hranice zrn. Ferit nukleuje z podstatně většího množství zárodků, takže výsledná velikost zrna je výrazně menší a dosahuje až 14 podle ASTM.

(a) (b) Obr. 13 (a) vývoj struktury při řízeném válcování ve třech základních teplotních oblastech: I. oblast rekrystalizace, II. oblast bez rekrystalizace, III. oblast austeniticko‐ feritická, (b) vývoj mikrostruktury při řízeném válcování III. oblast. Další zjemnění velikosti zrn lze dosáhnout tvářením ve III. oblasti, (dvoufázové). Feritické zrno deformované po přeměně γ → α již nemůže rekrystalizovat, při probíhajícím zotavení vznikají subzrna. Snížená rozpustnost Mn a V ve feritu po transformaci γ → α urychluje precipitaci, podporovanou deformací, což přispívá ke znehybnění dislokací a subhranic. Ve dvoufázové oblasti je rovněž potlačen růst zrn. Výsledkem tváření ve III. oblasti je proto smíšená struktura, obsahující rovnoosá feritická zrna, nedeformovaná pro transformaci γ → α, s menší hustotou dislokací ("měkká") a subzrna s větší hustotou dislokací ("tvrdá").

*

21 *


1.3.

Strukturní děje při řízeném tváření

1.3.1. Rozpouštění karbidů a nitridů a růst zrna Při ohřevu na tvářecí teplotu je nutno převést co největší množství precipitátů do tuhého roztoku a přitom nepřekročit podmínky pro kritický růst zrna. Rozpustnost precipitátů (nitridů a karbidů) lze stanovit z rovnic. Rozpustnost precipitátů ovlivňují i další příměsi v oceli, zejména Mn a Si. Vliv Mn na rozpustnost NbC vyjádřil Kogama pomocí konstant A a B v rovnicích (14, 15).

A = 3,31 + 0,9 Mn − 0,054 (Mn ) 2

B = 7970 − 1173 Mn + 75 (Mn ) 2

(14)

(15)

Akben a kol. zjistil, že Si snižuje rozpustnost Ti v oceli. Titan vázaný na stabilní sloučeniny neovlivňuje rozpustnost karbidů, proto je nutno uvažovat pouze volný titan.

Obr. 14 Křivky růstu austenitického zrna mikrolegovaných ocelí v závislosti na rozpouštění precipitátů Růst zrna ovlivňuje obsah příměsí v tuhém roztoku a částice druhé fáze, které snižují plochu hranic a ukotvují hranice zrn (obr. 14). Obsahují‐li oceli precipitáty (karbonitridy Nb, Ti, V a AlN) zůstává austenitické zrno malé (20 až 40 μm) až do kritické teploty. Při

*

22 *


překročení kritické teploty vzniká směs jemných a hrubých zrn, kterou postupně nahrazuje rovnoměrná hrubozrnná struktura d0 ‐ 150 μm . Kritická teplota hrubnutí zrna austenitu závisí především na množství a disperznosti precipitátů. Při kritické teplotě lze stanovit množství precipitátů v jednotce objemu vztahem (16).

3 2 1 4π 2 / 3 nkr = − . . 2 σ h 8d 0 3r

(16)

kde d0 je velikost zrna, σh je faktor heterogenity, r je střední objem částic. Při koalescenci precipitátů daného objemového podílu f nastává hrubnutí zrna po dosažení kritického poloměru částic: rkr =

6 . d0 . f

π

.

3 2 − 2 σh

(17)

Pro jemné zrno ( < 14 μm) je hodnota σh v rozmezí od 2 do 2. V konstrukčních ocelích bez mikrolegovacích příměsí se při zvyšování obsahu Al do 0,04 % zvyšuje kritická teplota růstu austenitu. Vyšší obsahy Al zrychlují precipitaci při vyšších teplotách, precipitáty hrubnou a kritické teploty se mírně snižují. Se zvyšováním obsahu Nb a Ti v oceli se zvyšuje kritická teplota hrubnutí zrna. Vanad neblokuje růst zrna tak výrazně jako Ti a Nb. Karbidy vanadu jsou méně stabilní a rozpouštějí se při nižších teplotách. 1.3.2. Deformační zpevnění při TMP Deformační zpevnění při řízeném tváření řídí množství energie vložené do materiálu v důsledku plastické deformace. Deformační zpevnění je důsledkem nárůstu napětí nutného pro pohyb dislokací při plastické deformaci. Důvodem pro tento nárůst je blokování jejich pohybu v důsledku přítomnosti překážek (precipitáty, hranice zrn apod.). Energie vrstevné chyby daného materiálu určuje, které dislokace jsou rozštěpeny na vrstevné chyby ve skluzových rovinách. Nízká energie vrstevné chyby (menší než 50

*

23 *


mJ/m2) obvykle vede k širokému rozštěpení dislokace, jejichž pohyb je tak omezen pouze v rovinách skluzu. To znamená, že alternativní pohyby, jako je například lokalizovaný příčný skluz z těchto rovin je extrémně těžký (tj. nepravděpodobný). Při nízkých deformacích se obvykle hromadí tyto dislokace v rovinách skluzu do tzv. rovinných dislokačních struktur spojených se silnou interakcí s dislokacemi na jiných skluzových systémech, čímž dochází ke vzniku vysokých lokálních napětí (obr. 15). Při vyšších stupních deformace obvykle podléhají materiály s nízkou energií vrstevné chyby tvorbě mikrodvojčat (eventuálně lokalizovaným martenzitickým transformacím) a tvorbě smykových pásů tj. velmi zřetelně viditelným rovinným poruchám krystalové mřížky nebo lokálních orientací. V závislosti na energii vrstevné chyby je možné rozdělit vývoj deformačního napětí do čtyř stádií: stádium 1: dislokace jsou obvykle omezeny při svém pohybu svými skluzovými rovinami a nedochází ke vzájemné interakci. Z tohoto důvodu je rychlost deformačního zpevnění velmi nízká. V důsledku plastické deformace dochází k rotaci krystalů, což vede k reorientaci směrem k vícenásobnému skluzu, který znamená silnější interakci dislokací ve stádiu 2. U komerčních polykrystalických materiálů je stádium 1 zanedbatelné, protože pohyb prvních dislokací je omezen hranicemi zrn, u kterých se obvykle tyto dislokace hromadí. Odpor k překonání těchto hranic lze vyjádřit pomocí modifikovaného Hallova‐Petchova vztahu (18). Je možné uvést, že přítomnost uhlíku v roztoku značně zvyšuje hodnotu koeficientu k. −

1 2

σ ( D ) = σ ∞ + k1 D

(18)

kde σ ∞ je deformační napětí pro velmi velké zrno, koeficient k1 obvykle nabývá hodnot 0,7 pro uhlíkovou ocel, 0,2 až 0,4 pro kovy s HTU mřížkou, 0,07 až 0,1 pro Cu a Al. stádium 2: vzájemné interakce dislokací, ke kterým dochází na různých skluzových systémech, způsobují rychlé násobení dislokací a tím vysokou zhruba konstantní rychlost zpevnění. U kovů s nízkou EVCH dochází k tvorbě 3D polí složených z dislokačních multipólů tzv. Taylorova síť. U kovů s vysokou EVCH dochází k rozvoji dislokačních spletí a velmi často tyto zaujímají *

24 *


buněčné uspořádání. Obvyklé hodnoty deformace, které charakterizují toto stádium jsou 0,05 – 0,2. stádium 3: při deformacích až do hodnoty okolo 1 se stává průběh deformační křivky parabolický, jak rychlost deformačního zpevnění klesá progresivně až na hodnoty téměř o řád nižší než ve stádiu 2. V tomto stádiu je totiž proces násobení dislokací vyvažován procesem jejich anihilace (dynamické zotavení v důsledku lokalizovaného příčného skluzu, šplhu nebo vzájemného vyrušení segmentů opačného znaménka). Mikrostruktura se rozvíjí směrem k jasně definované buněčné substruktuře tvořené z buněčných stěn složených z dislokací. Tím ovšem dochází k výraznému snížení hustoty dislokací uvnitř buněk (v jejich interiérech). Samotné buněčné stěny existují nejdřív jako komplex spletí dislokací, které se ovšem v dalším průběhu ztenčují (jednotlivé dislokace se dostávají k sobě blíže). Rozměry buněk se během deformace zmenšují od několika mikrometrů až na desetiny mikrometru. Zároveň dochází k nárůstu misorientace jednotlivých buněk z původní hodnoty 1° na 3° až 4° ale často i více. stádium 4: při deformacích vyšších než 1 se mnoho zrn rozdrobí do formy pásů různých orientací, oddělených přechodovými zónami a hranicemi zrn. Konkrétní příklad je uveden na obr. 15, který zachycuje počátek tohoto procesu u železa deformovaného za studena. Jsou zde zobrazeny mikropásy, jejichž orientace souhlasí víceméně se směrem válcování. Při velmi vysokých deformacích toto přechází na tvorbu lamelární struktury složené z disorientovaných mikropásů paralelních ke směru válcování. Rychlost deformačního zpevnění v tomto stádiu není příliš vysoká nicméně zůstává na téměř konstantní hodnotě, takže při velmi vysokých deformacích je možný nárůst deformačního napětí.

*

25 *


Obr. 15 TEM snímek vysoce čistého Fe válcovaného za studena (80%), zřetelné jsou buňky i mikropásy

Je známo, že krystalické defekty, zvláště pak dislokace generované plastickou deformací disponují vysokými elastickými energiemi, které jsou uloženy v deformovaném materiálu, zejména pak v napěťových polích okolo dislokací. Na pohyblivost dislokací má vliv mezi jinými i obsah rozpuštěných atomů. Při středních teplotách které dovolují průběh difuzních procesů se mohou rozpuštěné atomy začít pohybovat a uchytit se na pomalu pohybujících se dislokacích, čímž mohou být umožněny velmi silné interakce (obvykle mezi pokojovou teplotou a 300 °C). Snížená pohyblivost dislokací způsobená segregací rozpuštěných atomů vede k heterogenní deformaci s výskytem Lüdersových pásů a Portevein‐LeChatelier (PLC) efektu (zubatý průběh křivek napětí‐deformace) (obr. 16). Až na případy malých resp. středních deformací je deformace zřídkakdy homogenní a vede k lokalizaci do oblastí materiálu (často ve formě pásů). To je způsobeno mezi jinými velikostí EVCH, deformační teplotou či způsobem deformace. Je ovšem potřeba rozlišovat dvě skupiny deformačních nehomogenit. První skupinou jsou deformační pásy, které mohou být popsány, jako regiony uvnitř zrn, které se deformují relativně homogenně ale jsou charakterizovány jiným skluzem než přilehlé okolní oblasti v zrně. Druhou skupinou jsou pak pásy smykové, což jsou oblasti velmi silných lokalizovaných skluzů a to jak uvnitř zrn tak i přes mnoho zrn. Obě skupiny vedou k dělení zrna na subzrna ovšem jinými mechanismy.

*

26 *


Obr. 16 Záznam tahového testu s výskytem PLC u slitiny Al‐Mg 1.3.3. Precipitační děje Poruchy způsobené deformací podporují difuzi mikrolegur i nukleaci částic precipitátu. Tím se urychluje kinetika precipitace, která se nazývá deformací indukovanou precipitací. Plastickou deformací se snižuje rozpustnost mikrolegovacích prvků, což rovněž urychluje precipitaci. Vliv plastické deformace (ε = 0,09) na rozpustnost Nb(CN) vyjádřil Yamamoto vztahem (19). Teplotní interval statické a dynamické precipitace je stejný.

⎛ 12 ⎤ ⎞ ⎡ log ⎜⎜ [Nb] . ⎢C + N ⎟ = 1,93 − 6570 / T (19) 14 ⎥⎦ ⎟⎠ ⎣ ⎝ Deformací indukovaná precipitace, probíhající během řízeného válcování, má význam především pro průběh ozdravovacích procesů. Zatímco hrubé, nerozpuštěné částice, přítomné před deformací (> 0,1 μm), koncentrují ve svém okolí deformaci a tím urychlují rekrystalizaci, způsobují deformací indukované precipitáty výrazné zbrzdění rekrystalizace. Rekrystalizaci brzdí rovněž atomy mikrolegur v tuhém roztoku. Rozdíl ve velikosti a elektronové struktuře atomů mikrolegur a matrice podporuje jejich segregaci v oblasti vrstevných chyb, čímž dochází ke změně energie vrstevné chyby. To způsobuje zbrzdění pohybu dislokací a jejich redistribuci, ztěžující nukleaci zárodků rekrystalizace.

*

27 *


Výrazný brzdicí účinek deformací indukovaných precipitátů na kinetiku rekrystalizace lze vysvětlit hlavně tím, že k precipitaci dochází přednostně na subhranicích deformovaného austenitu. Nejúčinnější brzdou pohybu hranic zrn při rekrystalizaci jsou jemné precipitáty o průměru do 6 nm, vzniklé účinkem deformace. Rozvoj rekrystalizačních procesů je řízen rychlostí hrubnutí částic při deformaci. Oblast vylučování precipitátů je zpravidla 850 až 1 000 °C. Rychlost hrubnutí je při teplotě 1 000 °C značná, při teplotě 950 °C již poměrně malá a při teplotě 850 °C nezpůsobí ani delší prodleva podstatné zhrubnutí. Pro účinné brzdění rekrystalizace je nutno zajistit minimálně 0,02 % Nb v tuhém roztoku. Kinetiku precipitace v austenitu a ve feritu lze obecně vyjádřit diagramem ARA (obr. 17). Teplota T0 je teplota, při které se protínají křivky vylučování Nb(CN) a Fe3C. Při teplotách pod Ar1, ale nad T0, je vznik Fe3C nepravděpodobný, neboť mu předchází precipitace Nb(CN) s nižší volnou energií než Fe 3C. Při teplotách pod T0 je difuzní schopnost Nb ve feritu jako řídícího mechanizmu precipitace na fázovém rozhraní γ/α nižší, proto se Nb(CN) vylučuje nerovnoměrně v celém objemu. Při tváření v oblasti teplot mezí Ar3 a Ar1 se precipitáty vylučují v souběžných vrstvách. Vznik těchto vrstev se přisuzuje precipitaci na rozhraní γ/α při transformaci. Tyto precipitáty nemají podstatný vliv na zvýšení pevnosti.

(a)

(b)

Obr. 17 Schematické diagramy (a) IRA, (b) ARA oceli na bázi C‐Mn‐Nb s uvažováním vlivu deformace za tepla.

Inkubační doba u statické precipitace je řádově při teplotě 950 °C 102 s. U deformací indukované precipitace se tato doba zkracuje o 1 řád, u dynamické precipitace dokonce o dva řády (obr. 17c). *

28 *


Obr. 17c Vliv plastické deformace na kinetiku precipitace u oceli s 0,05% C a 0,035 % Nb 1.3.4. Uzdravovací procesy Za tepla deformované mikrostruktury Je obecně známo, že za tepla deformované mikrostruktury většiny kovů a slitin jsou tvořeny zejména dislokačními subzrny, uvnitř kterých je relativně malá hustota volných dislokací. Subzrna jsou tvořena relativně „dokonalými“ dislokačními stěnami (tj. jsou z většiny nikoliv však zcela tvořeny dislokacemi hranovými stejného znaménka, které se přizpůsobují misorientaci). Dislokace mohou být rychle anihilovány pomocí vzájemných interakcí se segmenty opačného znaménka při příčném skluzu, lokálnímu šplhu apod. Tyto procesy tak zabraňují akumulaci volných dislokací, čímž se deformační napětí rychle dostává na konstantní úroveň, řízenou velikostí subzrna a obsahem dislokací. Během plastického toku jsou subhranice (na rozdíl od hranic zrn) kontinuálně při svém růstu anihilovány a nahrazovány novými cestou dynamické polygonizace volných dislokací, takže jejich průměrná velikost a rovnoosý tvar zůstávají konstantní i během velmi vysokých deformací. Schopnost přeuspořádání dislokačních subzrn pod napětím s cílem dosáhnout stabilní deformační strukturu (při konstantním Z tj. Zennerův‐ Hollomonův parametr) je tedy základním rysem chování kovů s vysokou EVCH při dynamickém zotavení během deformace za tepla. Chování subzrn u kovů s nízkou EVCH je často heterogenní; v oblastech blízko hranic zrn, kde je lokalizovaná deformace spojena s násobným skluzem, se vyvíjí dobře uspořádaná subzrna mnohem snáze než v centrálních oblastech zrn. Následně bývá často pozorována struktura subzrn doprovázející původní hranice zrn a také uniformní

*

29 *


populace obklopujících dislokací. Subzrna v kontaktu s hranicemi zrn tak vytvářejí „zuby“ po hranicích s tahovými efekty styčných ploch. Tyto zubaté hranice znamenají vyšší hustotu VÚHZ eventuálně (během velmi vysokých deformací) mohou umožňovat průběh dynamické geometrické rekrystalizace. K tomuto dochází v případě kdy „zubaté amplitudy“ (nebo velikost subzrn) jsou okolo poloviny tloušťky zrna, jako důsledek velmi velkých tvarových změn původních zrn. Je třeba uvést, že částice sekundárních fází nebo rozpuštěné atomy nemají stejný efekt při deformaci za tepla a za studena. Hlavním rozdílem je fakt, že při deformaci za tepla mohu dislokace rychle šplhem tyto překážky obejít, druhým faktem je i nižší objemový podíl těchto částic, díky jejich vyšší rozpustnosti. Poněvadž jsou struktury deformovaných materiálů po TMP nestabilní je potřeba je po zpracování stabilizovat následným žíháním. Při tomto zpracování dochází k podstatnému snížení energie vložené do materiálu. Je možné uvést, že při nízkých teplotách žíhání (0,4 ‐ 0,5 Tt) obvykle dominuje zotavení a to vede k pomalému logaritmickému poklesu tvrdosti. Naopak při vysokých teplotách (nad 0,7 Tt) se může uplatnit velmi rychle rekrystalizace a to bez výrazného předchozího zotavení. Při středních teplotách žíhání se mohou uplatňovat oba zmíněné mechanismy. Je doloženo, že u velmi čistých kovů může dojít k rekrystalizaci i při mnohem nižších teplotách, například čistá Cu může rekrystalizovat i při pokojové teplotě, což je známo z elektronických součástek. 1.3.5. Zotavení Ke zotavení dochází v případě, když je nerovnovážná koncentrace mřížkových defektů (bodové i čárové) snížena, obvykle žíháním při vhodné teplotě. Bodové poruchy jsou vyžíhány již při relativně nízkých teplotách (pod 0,3 Tt) tj. pod teplotou TMP většiny materiálů. Ačkoliv platí, že u vyšších teplot dominuje rekrystalizace obvykle probíhá i zotavení, protože to má při vyšších teplotách vyšší kinetiku. U kovů s vyšší EVCH (např. Al) probíhají relativně snadno procesy jako příčný skluz dislokací a lokální anihilace, což samozřejmě podporuje průběh zotavení. Na druhé straně u kovů s nízkou EVCH (např. austenitická ocel, α‐ mosaz) není průběh zotavení

*

30 *


před rekrystalizací příliš zřejmý. Totéž obecně platí i pro slitiny s vysokým obsahem rozpuštěných atomů, které redukují mobilitu dislokací. Zotavení se může vyskytnout okamžitě po deformaci nebo také během ní. Zotavení nicméně neovlivňuje vzhled mikrostruktury nebo krystalografickou texturu. Ovlivňuje vlastnosti jako je tvrdost, dislokační hustota, velikost subzrn či misorientaci, ovšem detekovatelnost těchto změn je velmi nízká. Mechanismy uplatňující se při zotavení

-

anihilace bodových poruch (vakance, interstice) pomocí difuze například do dislokací,

-

vzájemné anihilace dislokací (těsně situované dislokace opačného znaménka nebo dipóly, u kterých je zapotřebí malé množství dislokačního šplhu nebo příčného skluzu),

-

uspořádávání volných dislokací náhodných dislokací do dislokačních stěn nebo subhranic (polygonizace),

-

koalescence stěn subhranic během růstu subzrna.

Je třeba zmínit fakt, že je velmi obtížné rozlišit procesy difuze dislokačních buněk na jasně definované hranice subzrn od procesu růstu zrna, a to především díky heterogenit dislokační struktury v deformovaných polykrystalických materiálech. Pozdní stádia zotavení (tvorba jasně definovaných subhranic) bývají často prvním stádiem nukleace při rekrystalizaci, které může vést k rychlé rekrystalizaci, čímž dojde k zastavení dalšího průběhu zotavení. Strukturní změny během zotavení Kromě prvotního rychlého poklesu obsahu bodových poruch lze hlavní strukturní změny rozčlenit jako :

-

přeuspořádávání dislokací do buněčných struktur (pro kovy s vysokou EVCH a většinu za tepla tvářených kovů se toto vyskytuje současně s deformací),

*

31 *


-

eliminace volných dislokací uvnitř buněk,

-

přeměna komplikované dislokační struktury buněčných stěn na uspořádané hranice subzrn – většinou pomocí anihilace nadbytečných dislokací a přeuspořádání těch ostatních dislokací do nízkoenergetických konfigurací (obr. 18),

-

růst subzrn. Během pokračujícího žíhání dochází k nárůstu subzrn jelikož tento vede ke snížení vnitřní energie.

Obr. 18 Změny dislokační struktury během zotavení – od náhodných spletí dislokací přes buněčné substruktury až po subzrna 1.3.6. Prodloužené zotavení/kontinuální rekrystalizace Klasická rekrystalizace je diskontinuálním procesem, u kterého dochází k absorpci deformovaných/zotavených oblastí zrny nedeformovanými cestou pohybu VÚHZ. V jistých případech je ovšem možné potlačit diskontinuální rekrystalizaci, což vede k relativně jemné a uniformní struktuře zrn. Tento proces se nazývá jako homogenní růst subzrn často označovaný jako prodloužené zotavení. Není zcela jasné zdali je toto zapříčiněné pouze pohybem NÚHZ nebo to zahrnuje i pohyb VÚHZ. Tyto procesy se vyskytují jak lokálně (uvnitř jednotlivých zrn), tak i globálně:

-

lokální prodloužené zotavení bylo detekováno například u Al, nízkouhlíkové oceli a Zr slitin, pro zrna se specifickou orientací, které jsou často nezasažena lokální deformací tzn. jsou vystavena homogenní deformaci.

globální zotavení/kontinuální rekrystalizace byla zjištěna u dvoufázových slitin a pro případ velkých plastických deformací (severe plastic deformations ‐ SPD). Je známo, že se částice sekundární fáze mohou uchytit a tím i stabilizovat strukturu subzrn a následné rozpuštění/hrubnutí precipitátů může vést k homogennímu

*

32 *


růstu subzrn nebo prodlouženému zotavení, ačkoliv tento fenomén byl původně identifikován jako „in situ“ nebo‐li kontinuální rekrystalizace. SPD procesy jsou často využívány pro zisk ultra jemnozrnné (UFG) struktury připravené pomocí kontinuální rekrystalizace (statické nebo dynamické). V takovém případě zde hraje velkou roli právě velká deformace spolu s tvorbou/rozpouštěním sekundární fáze. Výsledkem může

být jak průběh prodlouženého

zotavení/kontinuální rekrystalizace ale i geometricky nutné dynamické rekrystalizace (viz. dále). Zotavení v tomto případě může usnadnit tvorbu lokalizací deformace. 1.3.7. Rekrystalizace Primární rekrystalizace (nazývaná také jako diskontinuální rekrystalizace) bývá často definována jako proces nukleace a růstu. Je třeba uvést, že hnací síla pro nukleaci při rekrystalizaci je mnohem nižší než například při procesu tuhnutí. Každé velké subzrno nebo relativně uspořádaný region deformovaného zrna může být považován za potenciální rekrystalizační zárodek čistě na základě hnací síly nebo relativních rozdílů v nahromaděné energii mezi potenciálním zárodkem a okolním prostředím. To zdali je potenciální zárodek reálný nebo aktivní závisí na jeho schopnostech růstu, zejména pak na přítomnosti růst‐ usnadňujících hranic (tj. přítomnosti a pohyblivosti VÚHZ jejichž mobilita je významně větší než mobilita NÚHZ). NÚHZ vytvořené deformací/zotavením vyskytující se obvykle mezi subzrny, mají velmi malou mobilitu, zatímco hranice s vyšší misorientací (10‐15°) mají velmi vysokou mobilitu. Výsledkem je nukleace vzniklá z rychlého růstu velmi malé minority subzrn, které se rozvine do nových rostoucích zrn. První nutnou podmínkou je aby subzrno mělo (nebo rychle dosáhlo) lokální misorientaci větší než 15°. Velmi rychlý růst velmi malého množství subzrn ve srovnání s pomalým růstem zbývajících subzrn dává tomuto běžnému typu rekrystalizace heterogenní charakter označovaný jako nukleace a růst. Většinou je oblast bez deformace (tj. bez hranic zrn nebo misorientací) a překračující jistou velikost považována za rekrystalizované zrno. K tomu aby této velikosti (obvykle v řádu mikrometrů) bylo dosaženo je zapotřebí jak nukleace tak i lokálního nebo

*

33 *


omezeného růstu. Odlišit zdali je potenciální zárodek aktivní je velmi složité. U typických kovů je rozdíl mezi původním subzrnem (potenciální zárodek) a konečným rekrystalizovaným zrnem 10 ‐100 násobný. Pravděpodobnost nalezení aktivního zárodku v deformované/rekrystalizované matrici kovů je 10‐3 – 10‐6. Zdroje rekrystalizovaných zrn

-

Deformovaná zrna Mohou sloužit jako místa pro rekrystalizované zrna s víceméně stejnou orientací jako mají mateřská zrna. Rekrystalizovaná zrna však mohou vznikat i z deformačních pásů podobné orientace. Takové pásy jsou efektivním rekrystalizačním zdrojem, díky rozsáhlé tvorbě lokalizovaných deformací uvnitř zrn. Tato nerovnoměrná lokalizace deformace pak vede k fragmentaci pásů a současným velkým výkyvům v hodnotách vložené deformace.

-

Smykové pásy Taktéž smykové pásy protínající několik zrn mohou vystupovat jako zdroj rekrystalizovaných zrn. Schopnost je často vztažena k vysoké vložené energii a tím i velkým variacím v relativní misorientaci a možné přítomnosti růst usnadňujících hranic. Smykové pásy jsou obvyklé zejména u kovů s malou EVCH.

-

Částicově stimulovaná nukleace (PSN) Dislokace mohu být uchyceny relativně velkými částicemi nepodléhajících skluzu. Toto zachycení a následný nárůst hustoty dislokací vede ke tvorbě oblasti deformační zóny okolo částic sekundární fáze s velkým rozvojem misorientace. Rekrystalizace je pak díky velkým rozdílům ve vložené energii vyvolána v těchto deformačních zónách. Takováto rekrystalizace bývá nazývána jako PSN (particle stimulated nucleation). Deformační zóny kolem částic jsou pak označovány za PSN zrna, přičemž tyto mají náhodnou orientaci. Nízkoteplotní žíhání prováděné po deformaci je často spojováno se silně náhodným uspořádáním orientace, což je způsobeno existencí vnitřních a vnějších deformačních zón nebo někdy také vlivem PSN a deformačních pásů.

*

34 *


Jedním z mechanismů, pomocí kterého se mohou tvořit rekrystalizovaná zrna s novou orientací jsou i rekrystalizační dvojčata. Ta se vyskytují zejména u kovů s nízkou EVCH (Cu, austenitická ocel). Jak bylo zmíněno při rekrystalizaci hrají velkou roli částice, které mohou ukotvovat hranice zrn při jejich mobilitě. Existuje však více druhů kotvícího efektu:

-

ukotvení pomocí částic tzv. Zenerovy zarážky. U nízko‐energetických hranic např. CSL hranice – hranice ve shodných uzlových bodech mřížky je nízký brzdící účinek Zenerových zarážek,

-

ukotvení pomocí látek rozpuštěných v roztoku, u CSL se tyto vyznačují menším účinkem,

-

ukotvení díky orientace. Rostoucí zrno může být ukotveno pomocí deformované oblasti podobné orientace tj. přítomností/výskytem NÚHZ.

Možné průběhy rekrystalizace Dynamická rekrystalizace Za jistých podmínek může struktura rekrystalizovat během deformace tj. dynamicky. V podstatě je teoreticky možný výskyt této formy i při deformaci za studena, ovšem prakticky je to pozorováno pouze výjimečně (u velmi čistých kovů). Dynamickou rekrystalizaci lze uvažovat buď jako diskontinuální, geometrickou nebo dynamickou rekrystalizaci založenou na progresivní rotaci subzrn. Poslední dva typy jsou založeny na předpokladu vložené deformace s limitovaným nebo žádným pohybem VÚHZ. Diskontinuální dynamická rekrystalizace Obr. 19 zachycuje obvyklý průběh napěťových křivek během deformace za studena a za tepla. Během deformace za tepla může být tvar křivky tečení omezen nebo ovlivňován rychlostí deformačního zpevnění, způsobeného dynamickým zotavením nebo rekrystalizací (tj. diskontinuální dynamická rekrystalizace). Průběh dynamického zotavení je typický pro kovy s vysokou EVCH (např. Al, nízkouhlíková ocel), kde dochází k ustálení hodnoty deformačního napětí po prvotním stádiu deformačního zpevnění. Schématicky je vývoj mikrostruktury během dynamického zotavení a dynamické rekrystalizace zachycen na obr. 20.

*

35 *


Obr. 19 Typické křivky deformace při tváření za tepla a za studena

Obr. 20 Vývoj mikrostruktury během deformace za tepla : (a) materiál vykazuje zotavení, (b) dynamická rekrystalizace a diskontinuální dynamická rekrystalizace Během dynamického zotavení se původní zrna stále více deformují, ale subhranice zůstávají víceméně rovnoosá. To znamená, že substruktura je dynamická a kontinuálně se přizpůsobuje rostoucí deformaci. U kovů s malou EVCH (např. austenitická ocel, Cu) je proces zotavení značně pomalejší, což může umožňovat zvyšování vložené energie. Při určité „kritické“ deformaci se začínají objevovat dynamicky rekrystalizované zrna na původních hranicích zrn. Ve výsledku vzniká řetízková struktura na hranicích zrn, kdy s rostoucí deformací je aktivováno stále více zárodků a vznikají nová rekrystalizovaná zrna. Současně zrna, která již rekrystalizovala jsou deformována znovu. Po určitém

*

36 *


množství vložené deformace se ustaluje napěťová křivka a mikrostruktura je složena z dynamické směsi zrn s různou dislokační hustotou. Velikost subzrn (z dynamického zotavení) stejně jako velikost zrn (z dynamické rekrystalizace) s teplotou rostou a klesají s rostoucí deformační rychlostí. Na rozdíl od dynamického zotavení zahrnuje dynamická rekrystalizace jinou klasifikaci‐metadynamickou rekrystalizaci. Při tomto druhu se během deformace za tepla rekrystalizovaný zárodek tvoří nebo roste dynamicky, ovšem po deformaci při následném statickém žíhání dochází k růstu. Geometrická dynamická rekrystalizace Zrna se zubatými hranicemi (obr. 21) vzniklá jako výsledek dynamického zotavení se mohou vzájemně ukotvit ve chvíli, kdy velikost subzrn dosáhne tloušťky zrna. Tento proces může vytvořit mikrostrukturu, která vypadá jako rekrystalizovaná (dynamicky), nicméně je to spíše důsledek deformace a zotavení.

Obr. 21 Al po deformaci za tepla se zachycenými zubatými hranicemi zrn Dynamická rekrystalizace progresivní rotací subzrn Během deformace mohou subzrna v sousedství existujících hranic podléhat značně vyšším rotacím než centrální oblasti zrn. Při vysokých deformacích může tak dojít ke vzniku VÚHZ. Ačkoliv stále není přesný mechanismus znám, předpokládá se, že je to v důsledku kombinace nehomogenní plastické deformace, zrychleného zotavení (v oblastech blízkých hranici zrna) a pokluzu po hranicích zrn.

*

37 *


1.3.8. Hrubnutí (růst) zrna Po‐rekrystalizační růst zrna je řízen zejména povrchovou energií nebo energií hranice zrna. Tato hnací síla je o dva řády nižší než hnací síla rekrystalizace. Správnější označení pro růst zrna je hrubnutí zrna (někdy označován jako sekundární rekrystalizace). Existují dva základní druhy hrubnutí zrna: normální a abnormální. Při normální hrubnutí je hlavním mechanismem ztráta nejmenších zrn, zatímco zůstává zachována téměř konstantní distribuce velikosti zrn. Při abnormálním růstu zrna dochází k růstu několika zrn uvnitř ukotvené struktury. Kotvící efekt je v důsledku obvykle zapříčiněn částicemi jiných fází nebo nízkým úhlem misorinetace (tzn. malou mobilitou hranic). Je známo, že hnací síla růstu zrna je značně snížena pokud dosahuje velikost zrna cca ½ tloušťky tvářeného vzorku. Příčinou tohoto je redukovaný poloměr hranice zrna, jelikož při rovnováze hranic zrn musí síla působit kolmo na povrch vzorku. Navíc v oblastech průsečíků hranic zrn s povrchem se tvoří rýhy, dále bránící pohybu hranic. Z důvodů velmi velkého počtu ovlivňujících faktorů není možné předem stanovit kdy, jak a po jakém čase dojde k abnormálnímu růstu zrna. 1.4.

Alternativní deformační mechanismy

Přestože se u kovových materiálů uplatňuje převážně jako hlavní deformační mechanismus skluz, za jistých podmínek může dojít i k aktivaci jiných mechanismů. Mezi tyto patří dvojčatní, creep, pokluz po hranicích zrn (GBS ‐ grain boundary sliding) či deformace spojená s fázovými transformacemi. Při deformaci za tepla se může uplatnit více deformačních mechanismů v závislosti na teplotě a aplikovaném napětí. Pro definování oblastí, kde lze očekávat jaký mechanismus deformace, se používají tzv. mapy deformačních mechanismů. Příklad takové mapy je uveden na obr. 22. Horní hranice diagramu je tvořena teoretickým smykovým napětím, což je napětí, které by mělo být aplikováno v případě dokonalé deformace‐bezdefektní krystaly, vzájemné kolektivní přemístění krystalických rovin. K deformaci dochází pohybem dislokací v jejich skluzových rovinách, podporovaným vysokou teplotou tj. průběhem dynamického zotavení způsobeného příčným skluzem a šplhem.

*

38 *


Obr. 22 Deformační mapa pro W (velikost zrna je 10 μm) Ve spodní hranici diagramu lze nalézt oblast creepu. Tato oblast může být dále rozdělena na různé subregiony, kde každý je charakterizován částečným creepovým mechanismem. Creep může dominovat při pohybu dislokací nebo difuzi. Při difuzním creepu lze rozeznávat Nabarrův a Cobleho creep. V podstatě lze zmínit ještě dvojčatní, jako deformační mechanismus možný při těchto podmínkách, nicméně to je typické pouze pro některé materiály (v obr. 22 není uvažováno, podobně jako GBS). Důvodem pro absenci GBS je fakt, že u polykrystalických materiálů je obvykle umožněn díky difuznímu creepu. Navíc během difuzního creepu je průběh GBS již podmíněn, tudíž GBS je možné sledovat v deformačních mapách uvnitř oblastí difuzního creepu. Je známo taktéž, že GBS se uplatňuje během superplastického tváření. Dochází k němu velmi rychle u materiálů s velmi jemným zrnem při zvýšených teplotách. Praktický výsledek těchto map je tedy v přínosu informací o vlivu teploty a daného napětí na rychlost deformace a dominující deformační mechanismus. Konkrétním příkladem může být wolfram, který se při teplotě 1560°C a poměrně malém zatížení (10 MPa) bude deformovat pomocí difuzního creepu rychlostí 10‐9 s‐1. To znamená, že by deformace 10% trvala cca 3 roky, což je pro jisté aplikace velmi důležitá informace. Naproti tomu při vyšším zatížení (100 MPa) se bude materiál deformovat dislokačním creepem rychlostí 10‐6 s‐1. Při zatížení 1000 MPa pak bude převládat *

39 *


klasický dislokační skluz, přičemž rychlost deformace bude 0,1–10 s‐1. Existuje předpoklad, že se vysokoteplotní dislokační creep nikterak neliší od mechanismu probíhajícího při konvenční deformaci za tepla. 1.4.1. Creep Lze jej charakterizovat jako deformační odezvu materiálu za konstantního zatížení po dlouhé době. Tato odezva je postupné prodlužování následované přetržením. Creep je typický pro vysoké teploty, dochází k němu za nízkých deformačních rychlostí a relativně nízkém napětí (obr. 23). Je možno vidět, že tuto creepovou křivku lze rozdělit do třech stádií: Oblast 1 ‐ je oblast primárního creepu. Když je aplikováno zatížení, začíná se materiál deformovat. Během deformace jsou generovány nové dislokace, které si brání navzájem v pohybu, což způsobuje pokles rychlosti creepu (20).

ε 0 = dε / dt

(20)

Oblast 2 ‐ je oblastí s konstantní rychlostí creepu, často nazývanou sekundární creep nebo steady‐state creep. V této oblasti je v rovnováze deformační zpevnění a dynamické zotavení. Při creepu je aplikováno konstantní napětí a po jisté době je dosažena konstantní rychlost deformace. Oblast 3 ‐ terciární creep. Díky vývoji dutin narůstá efektivní napětí a to zvyšuje rychlost creepu. Růst dutin velmi rychle znamená porušení materiálu. Při nízkých teplotách oblast deformačního zpevnění dominuje a oblasti steady state není obvykle dosaženo. Při vysokých teplotách nebo vysokém napětí se mohou v materiálu již za první oblastí vyskytnout první dutiny tzn. steady state je buď malý nebo není vůbec. Mechanismy creepu 1. Difuzní creep Při napěťovém zatížení materiálu (plastické deformaci) se tento materiál snaží uskutečnit deformaci pomocí pohybu vakancí skrze krystal po jeho hranicích. K deformaci tak dochází díky preferované tvorbě vakancí na těchto hranicích,

*

40 *


způsobené tahovými napětími, čímž dochází zároveň k destrukcí vakancí na hranicích vlivem tlakových napětí. Je možné to vyjádřit vztahem (21). ⎛ σΩ ⎞ ⎛⎜ 1 + πδDb ⎞⎟ D 2 ⎟ v ⎝ kTD ⎠ ⎜⎝ D • Dv ⎟⎠

ε 0 = 14⎜

(21)

kde Ω je atomový objem, D je velikost zrna, Db, Dv jsou difuzní koeficienty pro objemovou difuzi a difuzi na hranicích zrn, δ je efektivní plocha hranic zrn pro difuzi po hranicích zrn. Tento vztah předpokládá průběh přidružených procesů tvorby a zániku na hranicích a vynucený GBS, při předpokladu podobné spotřeby energie a tím i napětí u obou procesů. Pokud však tomu tak není a dominuje‐li objemová difuze pak jde o Nabarrův nebo Nabarro‐Herringův creep. Naopak v případě dominance difuze na hranicích zrn jde o Cobleho creep. 2. Dislokační creep Pokud je aplikováno napětí, jež je v deformačních mapách nad oblastí difuzního creepu, pak dochází k aktivaci jiného deformačního mechanismu. Ačkoliv je deformace realizována dislokačním skluzem a šplhem je difuze tím procesem, který řídí proces zotavení dislokací pomocí šplhu. V závislosti na teplotě a napětí je možné definovat čtyři skupiny mechanismy dislokačního creepu. 1‐ Skluz a šplh řízený objemovou difuzí. 2‐ Skluz a šplh řízený kanálkovou difuzí (pipe diffusion). 3‐ Harper‐Dornův creep. 4‐ Energetický rozklad (power law breakdown). První dva mechanismy lze charakterizovat pomocí vztahu nazývaného energetický zákon (power law) (22).

*

41 *


⎛ D Gb ⎞⎛ σ ⎞ ε = A⎜ b ⎟⎜ ⎟ ⎝ kT ⎠⎝ G ⎠ n

0

(22)

(23)

Při vyšších napětích pak platí energetický rozklad (23).

ε 0 = K exp(βσ )

Pro některé materiály pak platí lineární závislost mezi napětím a rychlostí deformace tj. Harper‐Dornův creep. 1.4.2. Pokluz po hranicích zrn a superplasticita Superplasticita je schopnost krystalických materiálů podrobovat se velkým plastickým deformacím za tahového zatížení. Jsou to obvykle stovky procent prodloužení. Ve většině případů se jedná o deformace za vysokých teplot a malých deformačních rychlostí, zatímco napětí potřebné pro deformaci materiálu je spíše nižší (do 20 MPa). Přestože je v současnosti již značně tento fenomén studován, je jeho uplatnění díky nízké rychlosti deformace stále omezeno pouze na určité aplikace. To znamená, že využitelnost superplastického tváření je především pro tvarově komplexní součástky s omezenou výrobní kapacitou. Mezi konkrétními produkty lze zmínit některé specifické komponenty pro letecký průmysl. Je rozlišováno více typů superplasticty. Jedním je tzv. superplasticita jemnozrnných struktur, protože jemné zrno je jednou z nutných podmínek tohoto typu superplasticity (GBS‐grain boundary sliding je hl. mechanismem). Nicméně mezi dalšími lze zmínit tzv. transformační superplasticitu, superplasticitu indukovanou vnitřními napětími nebo superplasticitu při vysokých rychlostech deformace tzv. hyperplasticitu. Při GBS dochází ke vzájemnému pokluzu dvou zrn, díky smykovým napětím. Na rozdíl od dislokačního skluzu, kde jsou zrna prodlužovaná ve směru deformace, zachovávají si zrna při GBS víceméně své rozměry. Při nízkých deformačních rychlostech dochází k převaze GBS nad dislokačním skluzem a při superplastickém tváření je to zcela jistě dominantní mechanismus. Při GBS dochází ke tvorbě kavit v oblastech, kde zrna po sobě „kloužou“. Je proto jasné, že při superplastickém tváření musí existovat jistý mechanismus, pomocí kterého dojde k časovému potlačení (odložení) vzniku kavit.

*

42 *


K tomu, aby mohl pokluz pokračovat musí být materiál transportován (obvykle difuzním creepem) z oblastí, kde se zrna překrývají (oblasti pod vlivem tlakových napětí) do oblastí, kde existuje tendence vzniku dutin (oblasti pod vlivem tahových napětí). Podmínky superplasticity První z podmínek superplastického tváření u velmi jemnozrnného materiálu je předpoklad vysokých hodnot m (koeficient citlivosti materiálu k deformační rychlosti, obvykle definovaný jako (24) při konkrétní deformační teplotě.

∂ log σ / ∂ log ε 0 ( T ,ε )

(24)

Vysoké hodnoty m minimalizují tvorbu krčků při tahové zkoušce (tj. lokalizaci deformace) očekávané při absenci deformačního zpevnění. Jediným možným mechanismem deformačního zpevnění při GBS za přítomnosti difuzního creepu je tedy hrubnutí zrna. Druhou podmínkou je zvýšení testovací teploty na dostatečnou hodnotu. Jako míra bývá obvykle udávána teplota převyšující polovinu teploty tavení daného materiálu. Třetí podmínka je již zmíněná rychlost deformace (obvykle do 10 ‐2 s‐1 ale spíše nižší). Matematicky to lze tedy napsat ve tvaru rovnice (25).

σ = k ( ε 0 )m

(25)

Předpokladem, je tedy existence dvou potenciálních mechanismů deformace: klasický skluz dislokací a GBS umožněný difuzním creepem. Je třeba uvést, že koeficient m je reciproký ke koeficientu n. Jelikož m pro GBS je vyšší než u dislokačního skluzu (m>1/n) bude mít křivka (obr. 23) vyšší sklon pro GBS než pro dislokační creep. Při vyšších rychlostech deformace bude tedy pro dislokační skluz (DS) vyžadováno nižší napětí a tento bude dominovat. Při nižších rychlostech bude naopak dominovat GBS. V oblasti dominance GBS umožněného difuzním creepem je m funkcí rychlosti deformace (křivka a na obr. 23). Při nejnižších rychlostech deformace padá křivka opět pod hodnoty 0,5.

*

43 *


Obr. 23 Schéma rovnice 8 s poměrem mDS < mGBS Čtvrtá podmínka je v zrnitosti materiálu, kdy tato by se měla pohybovat v oblasti 1‐10

μm. Je potřeba uvést, že vliv velikosti zrna je pro oba mechanismy rozdílný (obr. 24). Klesající velikost zrna posouvá bod průsečíku obou křivek směrem k vyšším deformačním rychlostem, čímž rozšiřuje oblast GBS a superplasticity. To je také jedním z důvodů přípravy UFG materiálů, které by mohly umožnit vysokorychlostní superplasticitu při jejich tváření.

Obr. 24 Vliv velikosti zrna na vztah napětí‐deformační rychlost pro GBS a dislokační mechanismu Pátá podmínka jsou jemně rozptýlené částice sekundárních fází o velikostech srovnatelných s velikostí zrn, z důvodu zabránění růstu zrn při aplikaci nízkých deformačních rychlostí za vysokých deformačních teplot. Šestá podmínka spočívá ve faktoru existence hranic zrn, které při superplasticitě umožňují snadný pokluz a mohou působit jako zdroje a zásobárny vakancí. Dosud však není zcela jasné, jak tyto souvisí se superplasticitou. Je zjištěno, že VÚHZ podporují GBS značně více než NÚHZ. Na druhé straně, ukazuje se, že dutiny vznikají mnohem častěji v přítomnosti VÚHZ nežli NÚHZ. To znamená, že v případě jejich koalescence do sítí dochází ke vzniku porušení. Není to však jen frekvence jejich výskytu, ale i jejich distribuce v materiálu tzv. charakter distribuce hranic zrn. Navíc, stejně jako u rekrystalizace a růstu zrna jisté CSL hranice *

44 *


hrají důležitou roli ve smyslu nižší pravděpodobnosti průběhu GBS, než v případě náhodných hranic zrn. Malé dutiny se tvoří na hranicích zrn (trojné body, precipitáty) a při jejich dalším růstu v důsledku pokračující deformace dochází k jejich vzájemnému působení, jehož výsledkem je makroskopické porušení. Zde hraje významnou roli právě povaha (druh) hranice. Superplastické deformaci je možné podrobit většinu známých materiálů. Mezi nejdůležitějšími jsou četné eutektické slitiny, slitiny železa, titanové slitiny, mnoho Al slitin (supral, Al‐Zn‐Mg, AlMgMn apod.). 1.5.

Kinetika strukturních dějů

1.5.1. Vliv mikrolegujících prvků Mikrolegující prvky velmi účinně zbrzďují uzdravovací procesy nejen svou přítomností v tuhém roztoku, ale především při výskytu v jemně disperzních precipitátech. Nejúčinnější jsou precipitáty do velikostí 5 nm, vyloučené převážně na hranicích subzrn. Vzhledem k tomu, že precipitáty za vyšších teplot (cca 1 000 °C) rychle hrubnou, ztrácejí brzdicí vliv na kinetiku uzdravovacích procesů. Nejúčinněji zbrzďují uzdravovací procesy mikrolegovací prvky v tomto pořadí: Nb‐Ti‐Al‐N (obr. 25). Niob je účinný do obsahu 0,04 %, titan do obsahu 0,10 až 0,15 %. Při vyšších obsazích Nb a Ti se již podstatně nemění jejich účinnost.

Obr. 25 Obsah mikrolegujícího prvku pro zastavení statické rekrystalizace při dané teplotě

Následkem zbrzďujících účinků mikrolegovacích prvků je rekrystalizace převládajícím mechanizmem do teploty 950 až 1 000 °C, za nižších teplot je rekrystalizace i za vyšších

*

45 *


deformací do 0,6 až 0,7 zabrzděna, takže rozhodujícím uzdravovacím mechanizmem je zotavení. Dynamické zotavení probíhá za vysokých teplot současně s dynamickou rekrystalizací. Vliv Nb a Ti na deformaci potřebnou pro vznik dynamické rekrystalizace je na obr. 26. Při obsazích Nb kolem 0,04 % nelze očekávat v doválcovacím stadiu (2 stadium) za teplot nižších než 900 °C průběh dynamické rekrystalizace. Hodnotu εpik pro vznik dynamické rekrystalizace lze vyjádřit obecným vztahem (26). ε pik = A . Z m . d 0 n (26) kde A, m, n jsou konstanty po jejichž vyčíslení dostáváme vztah (27). 1/ 2 ε pik = 4,9 . d 0 . Z 0 ,15 . 10 −4

(27)

Vliv mikrolegovacích prvků v tuhém roztoku na brzdění kinetiky dynamické rekrystalizace je možné vyjádřit pomocí parametru SRP (soluble retardation parameter)

SRP = log

tx 0,1 . . 100 t ref at . x

(28)

kde tref , tx jsou časy potřebné pro vznik dynamické rekrystalizace v referenční oceli

a v oceli obsahující prvek x.

S rostoucí deformační rychlostí vzrůstá účinek mikrolegovacího prvku podle vztahu (29).

SRP (e&1 ) = SRP (e&2 ) . log

e&1 e&2

(29)

Vliv parametru Z na velikost dynamicky rekrystalizovaného zrna je možné stanovit dle (30).

d dr = 10 − exp [a1 . (16 − log Z ) + a 2 ]

Pro Mn‐Si ocel: Pro Nb‐ocel:

a1 = 0,40; a2 = 0,22, a1 = 0,456; a2 = ‐ 0,16

*

46 *

(30)


Obr. 26. Vliv obsahu Nb a Ti na deformaci potřebnou pro vznik dynamické rekrystalizace Kinetiku dynamické rekrystalizace urychluje vyšší teplota, velikost deformace a deformační rychlosti a snížená velikost zrna. Dynamickou rekrystalizací se zjemňuje zrno, pokud nemá možnost dalšího růstu, zkracují se inkubační doby statické rekrystalizace. Ve stadiu doválcování je nutno vyloučit možnost vzniku dynamické rekrystalizace. Statické zotavení má význam především při válcování za teplot nižších než 900 až 950 °C. Snižuje částečně hustotu dislokací a množství nukleačních zárodků pro tvorbu feritu. Obecný vztah pro stanovení času tx tj. času, za který se dosáhne X podílu rekrysta‐ lizované struktury statickou rekrystalizací má tvar :

t x = C . d 0 . ε −4 . exp 2

Q RT

(31)

Pro Nb‐V oceli byl odvozen následující vztah (32), uvažující vliv termomechanických parametrů a velikosti zrna:

t x = C . Z −3 / 8 . ε −4 . d 0 . exp (QR / RT ) 2

Pro

ε < εkr : C = 3,54 . 10‐21 QR = 480 kJ . mol‐1 *

47 *

(32)


Velikost zrna po statické rekrystalizaci: Mn‐Si ocel: d rex = D . d 0 Nb ocel:

0 , 67

d rex = D | . d 0

0 , 67

. ε −1

(33)

. ε −0, 671

(34)

Platí pro ε < εkr a u Nb‐oceli pro teploty nad 950 °C.

Po ukončení statické rekrystalizace lze další růst zrna popsat rovnicí:

d 10 = d rex

10

+ A| . t . exp (− Qgg / RT )

(35)

(36)

kde A| je konstanta, Qgg je aktivační energie růstu zrna. Kinetiku růstu zrn vyjadřuje vztah (36) d γ = K . t n

kde dy je velikost austenitického zrna, t je doba po ukončení rekrystalizace, K, n jsou konstanty. 1.5.2. Kinetika statické rekrystalizace Základním modelem je Avramiho rovnice (37) pro podíl rekrystalizované struktury X jako funkce času t, která poskytuje úspěšný popis křivky rekrystalizace na základě dvou parametrů.

⎡ ⎛ t X =1−exp⎢−0,693⎜⎜ ⎢ ⎝ t 0,5 x ⎣

⎞ ⎟ ⎟ ⎠

k

⎤ ⎥ ⎥ ⎦

(37)

Exponent k, který je obvykle mezi 1 až 2, není obvykle citlivý na deformační parametry, zatímco čas k 50% rekrystalizaci, označovaný jako t0,5 se mění v širokých mezích a je závislý na podmínkách probíhající deformace. Je tedy rozumné uvádět kvantitativní popis hodnoty t0,5 v závislosti na změněných tvářecích parametrech. Ze základního fyzikálně‐metalurgického přístupu je známo, že kinetika rekrystalizace závisí na hustotě nukleačních míst, na hnací síle pro růst a na mobilitě hranic zrn. Na druhé straně, kromě

*

48 *


jisté teplotní závislosti, nedokáže teorie přesněji definovat vliv ostatních parametrů, a proto se používá upravená fyzikální rovnice v podobě konstitutivní rovnice. Např. pro Nb mikrolegovanou ocel byla navržena rovnice (38) pro stanovení času počátku statické rekrystalizace v případě, kdy Nb je rozpuštěn v tuhém roztoku, označovaný zde jako t0,05x .

⎡⎛ 2,75.10 5 ⎞ ⎤ ⎛ 300000 ⎞ 2 ⎟⎟−185[Nb]⎥ t 0,05 x = 6,75.10 − 20 d 0 ε − 4 exp⎜ exp ⎟ ⎢⎜⎜ ⎝ RT ⎠ ⎠ ⎣⎝ T ⎦

(38)

Tato rovnice platí za podmínky, že deformace ε je menší než ta pro počátek dynamické rekrystalizace a je kompatibilní svým tvarem s rovnicemi navrženými pro C‐Mn ocel s obsahem 0,04 % Nb, s velikostí vstupního zrna d0 v μm a obsahem Nb v hmotnostních %. Jestliže k = 2 je pak t0,5x jednoduše rovno 0,27 t0,05x. Následující velikost rekrystalizovaného zrna drex je popsána vztahem (39). d rex =0,9d 0

0 , 67

ε −0,67

(39)

Je velmi odvážné se ve všem spoléhat na tyto empirické rovnice, ale přesto je zřejmé, že existuje vztah mezi rovnicí (38) a (39) za předpokladu, že nedochází k hrubnutí zrna během rekrystalizace. V této situaci, jestliže přijmeme vstupní velikost zrna a počet zárodků Nv na jednotku objemu je pak −3

N v =0,43d rex

(40)

Z toho je pak zřejmé, že v rovnici (38) je vliv původní velikosti zrna na kinetiku rekrystalizace fyzikálně závislý na průběhu nukleace, protože hranice zrn poskytují preferenční místa pro nukleaci. Závislost ve tvaru d02 vzniká přímo pouze tehdy, jestliže nukleace probíhá pouze na hranicích, ale ve skutečnosti musíme vzít do úvahy i rohy hranic a vzájemné působení zrn. Podobně je tedy v rovnici (39) závislost ε‐0,67 závislá na průběhu nukleace pro kterou neexistuje jednoduchý fyzikální model. Předpokládáme pak parabolické zpevňování, které vede k lineárnímu zvyšování hustoty dislokací s rostoucí deformací a tedy hnací silou pro migraci hranic zrn. Vezmeme‐li do úvahy

*

49 *


proporcionální závislost rychlosti růstu a hnací síly a nukleaci pouze na hranicích zrn, pak to vede k závislosti na čase ještě mnohem komplikovanější. Není tedy žádným překvapením, že různé výzkumné skupiny docházejí k odlišným výsledkům z analýzy zkoumaných dat dokonce i u stejných typů ocelí. Všichni se však shodují v důležitosti vlivu deformace, velikosti zrna a teploty výdrže. Liší se někde zahrnutím vlivu deformační rychlosti a teploty v Zennerově‐Hollomonově parametru, který se může objevit ve vztahu z důvodů vlivu na dislokační hustotu. Důvod, proč tento vliv na t0,05x je velmi malý nebo dokonce zanedbatelný, byl již rozebrán dříve. Jediný důležitý rozdíl mezi rozdílnými vyjádřeními v rovnicích je úroveň kritické deformace jako limit, do kterého může být použita. Jak bylo zdůrazněno dříve, rovnice (38) a (39) platí pouze za předpokladu, že deformace je menší než kritická pro začátek (nebo pro objevení se malého množství) dynamické rekrystalizace Při této deformaci vznikají jen malá rekrystalizovaná zrna na původních hranicích zrn, což jsou nejvýhodnější potencionální místa pro vznik statické rekrystalizace, ale poskytující malé množství zárodků pro dynamickou rekrystalizaci, která nadále probíhá s postupující deformací. To vede ke snižování limitu pro start statické (nebo metadynamické) rekrystalizace, jak je uvedeno na obr. 27. Velikost kritické deformace je dobře stanovena pro C‐Mn oceli, ale je méně známá pro mikrolegované oceli s Nb. Tato hodnota je velice důležitá pro stanovení jedné ze tří kritických teplot, a to Tnr při absenci precipitace. Jak je vidět z obr. 27, je‐li čas mezi průchody např. roven 1s, pak Tnr = 900 °C pro ocel s obsahem 0,095 % Nb. Možnost objevení se dynamické rekrystalizace bez statické (metadynamické) rekrystalizace akumulovanou deformací nepřesahující εc, však reálně existuje, jak bylo dříve zdůvodněno s ohledem DRŘT. Protože εc závisí na Zennerově‐Hollomonově parametru Z a velikosti zrna d0, je zřejmé, za předpokladu že nedochází k precipitaci, že hodnota teploty Tnr bude záviset na podmínkách tváření, ale také na chemickém složení, jak je znázorněno pro rozsah rychlosti deformace od 1 do 100 s ‐1 pro uhlíkovou ocel, obr. 27.

*

50 *


Obr. 27. Závislost času na počátku statické rekrystalizace při 900 °C na deformaci ze závislosti rovnice (6) až do ε p pro Nb mikrolegovanou ocel a velikosti zrna 50 μm 1.5.3. Růst zrna Po skončené rekrystalizaci nastupuje v relativně krátkém čase růst zrna v mezipauzách mezi průchody. To je ilustrována na obr. 28 pro C‐Mn ocel. Časová závislost velikosti rekrystalizovaného zrna se dá teoreticky odvodit v podobě (41). ⎛ − Qgg ⎞ ⎟ d n = d rex n + A t exp⎜ ⎝ RT ⎠

(41)

Skutečná hodnota exponentu n je obvykle vyšší než předpokládaná hodnota 2. V příkladu na obr. 28 nejlépe popisuje experimentální údaje pro časy do 100s dokonce exponent n = 10. Další změnou je to, že Qgg je obvykle také mnohem vyšší než očekávaná hodnota pro difúzně kontrolovanou migraci hranic zrn. Tyto nesrovnalosti ještě více vzrostou tehdy, když si uvědomíme, že předexponenciální člen A, který je podle teorie konstantou, je ve skutečnosti závislý jak na čase, tak na teplotě. To vyplývá ze segregačních jevů na hranicích zrn. V praxi se z toho vyklouzne tak, že hodnota A nabývá dvou hodnot pro krátké a delší časy. Lze předpokládat, že další základní výzkum by mohl vést k mnohem složitějším rovnicím. Současně je navíc ještě jasný konflikt mezi zbrzďováním růstu zrna niobem v tuhém roztoku.

*

51 *


Obr. 28 Růst zrna jako funkce času po úplné statické rekrystalizaci u C‐Mn ocelí. 1.5.4. Kinetika precipitace Zbrzďovaná či oddálená rekrystalizace díky probíhající napěťově indukované precipitaci je základem již dříve rozebraného konvenčního řízeného tváření (KŘT), a z pohledu simulace je právě počátek napěťově ‐ indukované precipitace rozhodující proto, který z mechanizmu tváření můžeme očekávat. Z toho tedy dále vyplývá, že zjištění času pro 5% precipitaci je pro modelování nezbytné. Základní teorie nukleace je v závislosti na teplotě a koeficientu přesycení ks, ale nedefinuje velikost kritické deformace na hustotu heterogenně rozmístěných nukleačních míst. Spojením teorie praxe může být uvedena rovnice typu (42).

t 0,05 =3 .10 −6 ε −1 Z −0,5 [Nb ]

−1

10 ⎛ 270000 ⎞ ⎡ 2,5.10 ⎤ exp⎜ ⎟exp ⎢ 3 ⎥ ⎝ RT ⎠ ⎣ T (ln k s )⎦

(42)

Závislosti na deformaci a Zennerově‐Hollomonově parametru jsou čistě empirické a jsou platné pouze pro deformace menší než je kritická pro start dynamické rekrystalizace. Tato empirická závislost je sice fyzikálně opodstatněná, zejména vložení parametru Z místo jednoduché rychlosti deformace, je přínosem pro řešení rovnice. Když spojíme dvě rovnice, a to rovnici pro start rekrystalizace (38) s výše uvedenou rovnicí (42) pro start napěťově‐indukované precipitace, dostaneme obr. 29. V něm jsou *

52 *


jako průsečíky definovány body označené jako teplota zastavení rekrystalizace (tzv. Recrystallization Stop Temperature ‐ RST). Dřívější analýza dat pro rekrystalizaci po jednom průchodu ukázala, že tato je sice zpožďována, ale ne zastavena, pod RST jako výsledek hrubnutí precipitátů s časem. Ve skutečnosti v reálných tvářecích pochodech druhý a následující úběry pod RST, umožňují vznik dalších jemných precipitátů, takže z praktických důvodů je rekrystalizace účinně zastavena jakmile teplota dosáhne RST. Z dřívějšího rozboru je zřejmé, že Tnr zjišťovaná při simulaci bude korespondovat s RST za předpokladu, že rekrystalizace se neobjeví při vyšších teplotách jako důsledek rozpuštění niobu v tuhém roztoku a při krátkých časech pauz. Opět tedy je hodnota Tnr velmi citlivá na velikost deformace a na chemické složení.

Obr. 29. Interakce mezi rekrystalizací a deformačně indukovanou precipitací jako funkce obsahu Nb v oceli 0,07C‐0,004 N válcované 15% redukcí při rychlosti deformace 10 s‐1. RLT ukazuje dolní teplotní limit pro úplnou (85%) rekrystalizaci a RST pak horní limit pro komplexní zastavení rekrystalizace 1.5.5. Interakce precipitace a uzdravovacích procesů Vzájemnou interakci lze sledovat na diagramu RPTT (obr. 30). Teplotní interval se dělí na tři části: a) V prvé části je rekrystalizace ukončena před začátkem precipitace. Rekrystalizaci brzdí mikrolegovací prvky v tuhém roztoku (U C‐Mn‐Nb‐V oceli teplotní oblast nad 1 000 až 1 050 °C), b) Rekrystalizace začíná ještě před precipitací, ale v konečném stadiu se uplatňuje již

*

53 *


deformací indukovaná precipitace (Teplotní interval 930 až 1 050 °C). c) Precipitace předbíhá začátek rekrystalizace a v celém průběhu zbrzďuje její kinetiku, maximální účinek se projevuje při největší precipitaci tj. u C‐Mn‐ Nb‐V ocelí v oblasti teplot kolem 850 °C. Souhrnný vliv mikrolegovacích prvků v tuhém roztoku a v precipitátech na průběh základních dějů při řízeném tváření za tepla uvádí tab. 2.

Obr. 30. Interakce deformací indukované precipitace (RPTT diagram) Tabulka 2 Schéma působení mikrolegujících prvků

Mikrolegující prvek v tuhém roztoku

Vliv

v precipitátech

‐ snížení difuzní schopnosti ‐ brzdění rekrystalizace

‐ blokování hranic zrn

‐ snížení teploty přeměny y

‐ brzdění pohybu dis‐ lokací

Strukturní ‐ zjemnění zrna jevy

‐ zjemnění zrna

‐ zjemnění zrna

‐ tvorba textury

‐ dislokační zpevnění

‐ precipitační zpevnění

‐ ovlivnění tvaru sulfidů

*

54 *


1.6.

Termomechanické zpracování u vybraných materiálů

1.6.1. Ocel Přestože jsou v současnosti stále více využívány materiály na bázi neželezných kovů (Al, polymery, kompozity apod.) zůstává ocel jedním z nejvíce využívaných materiálů. To je mimo jiné dáno taktéž i ekonomickou výhodností tohoto materiálu ve srovnání se jmenovanými konkurenty. Většina v současnosti vyráběné oceli pochází z kontilití, přičemž typické průřezy jsou 0,2‐0,3 m tloušťka a šířka do 2‐3 m. V některých případech je kontislitek válcován přímo po odlití, ale obvykle je ochlazen a nadělen do bram. Bramy jsou následně ohřáty na teplotu okolo 1200 °C, pak válcovány za tepla na hrubé trati, nebo slabingu až na tloušťku 50‐30 mm. Na jemné trati jsou doválcovány pak až na finální tloušťku několika milimetrů. Deformační rychlosti na hrubé trati jsou cca 10/s, přičemž na jemné trati mohou dosahovat až 100/s. Ocelový pás, který je hlavním polotovarem při výrobě automobilů (finální pás má obvyklou tloušťku okolo 1 mm a je určen například pro výrobu komponentů karoserie automobilu) musí splňovat mnoho vlastností (velmi dobrá tvařitelnost, dostatečná pevnost, dobrá svařitelnost, korozní odolnost, vhodnost pro antikorozní ochranu, dobrou povrchovou kvalitu apod.). Tyto vlastnosti splňují komplexně v podstatě pouze nízkouhlíkové oceli, protože středně a vysokouhlíkové oceli nemají dostatečnou tvařitelnost a taktéž bývají obtížně svařitelné. Do skupiny nízkouhlíkových ocelí lze řadit například IF oceli nebo oceli uklidněné Al. Pokud jde o dobrou tvařitelnost je potřeba zmínit zejména nutnost hlubokotažnosti. Ta je definována především krystalografickou texturou materiálu. V tomto případě je za studena válcovaný pás žíhán při teplotách okolo 700 °C z důvodu umožnění měkké rekrystalizace pásu nutné pro možné hluboké tažení. V případě nelegovaných uhlíkových ocelí začíná válcování na hrubé trati okolo 1150 °C a končí při teplotách 1000°C před doválcováním v oblasti 1000‐910 °C. U těchto ocelí je zvlášť důležité ochlazení po doválcování, jelikož rychlost ochlazování řídí fázové transformace (austenit na perlit nebo bainit atd.) a tím i finální vlastnosti. Pro speciální značky jako HSLA, nebo multifázová ocel je potřeba pro vývoj jemnozrnných ocelí s vysokými vlastnostmi řídit transformaci austenitu na ferit. *

55 *


U austenitických nerezových ocelí jsou bramy ohřívány na teplotu 1280 °C po dobu 3 hod, pak jsou válcovány na hrubé trati z tloušťky 150‐220 mm až na tloušťku 30‐ 40 mm. Obvyklý způsob je po prvním průchodu (25% deformace) provést meziohřev a pak pokračovat. Tento postup usnadňuje homogenizaci lité struktury. Doválcování na jemné trati se pak děje až na tloušťky několika mm (5‐0,5) na 5‐7 stolicovém tandemu při teplotách 1100‐1000°C, následuje žíhání.

Konvenční oceli (uklidněné Al)

Obvyklá způsob tváření těchto ocelí spočívá ve výrobě kontilité bramy, vyrovnání teploty (1200 °C), válcování za tepla s doválcovaní teplotou (900 °C), navíjení do svitků (pod 600 °C), válcování za studena (70‐90 % redukce), žíhání (650‐700 °C/několik hodin). Během žíhání za studena válcovaný pás rekrystalizuje a současně s tímto dochází k precipitaci jemných částic AlN. Je prokázáno, že za studena deformované zrna o orientacích (ND//<1 1 1>) mají mnohem vyšší sklon rekrystalizovat, než zrna jiných orientací a že tyto rekrystalizované zrna nabývají opět stejné orientace (která je vhodná pro hluboké tažení). Je třeba uvést, že nukleace a růst zrn se zmíněnou orientací je potlačován výskytem jemných AlN precipitátů, nicméně zůstává možný (díky vysoké hnací energii). Podmínkou je aby precipitáty AlN byly při počátku rekystalizace dostatečně malé. Jak dokládá obr. 31 během a po válcování za tepla nesmí dojít k precipitaci AlN, protože by tyto precipitáty v dalším průběhu hrubly a nebyly by již během žíhání dále efektivní.

Obr. 31 Schéma CCT křivky pro precipitaci AlN u nízkouhlíkové oceli *

56 *


Po válcování za tepla je tedy vhodné zařadit rychlé ochlazení až na teploty okolo 600 °C, kdy může být materiál svinován do svitků protože další ochlazování již neindukuje žádný AlN precipitát. Naopak pokud je materiál při žíhání ohříván příliš rychle dojde k rekrystalizaci ještě před precipitací AlN (což je nechtěný jev). Dalšími faktory, které dost ovlivňují vývoj textury během rekrystalizace jsou obsah C, velikost zrna, stupeň redukce za studena a rekrystalizovaná velikost zrna. Část atomů C je přítomna ve struktuře jako karbidy. Tyto částice sekundární fáze stimulují rekrystalizaci, nicméně rekrystalizováná zrna v okolí těchto karbidů vykazují náhodnou orientaci a tudíž konkurují zrnům se zmíněnou výhodnou orientací ND//<1 1 1>. Další část C se rozpustí ve feritické matrici a má naopak neblahý vliv na tvorbu textury. Je tedy zřejmé, že pro hlubokotažnost za studena válcovaných pásů jsou po válcování za tepla velmi výhodné malé velikosti zrna. Materiál s malým výchozím zrnem se deformuje mnohem homogenněji (méně smykových pásů) a má větší plochu hranic zrn tj. po válcování za studena dochází k zisku výhodnější textury pro rekrystalizaci. Nárůst hlubokotažnosti s rostoucí redukcí při válcování za studena lze vysvětlit nárůstem celkové plochy hranic zrn. Post deformační žíhání zvýrazňuje texturu ND//<1 1 1> protože po rekrystalizaci jsou zrna v průměru poněkud větší než zrna s jinou orientací a díky tomu dochází snáze k jejich růstu. Je možné shrnout, že doválcovaní teplota by měla být v austenitickém regionu co nejnižší (těsně nad A3). To vede následně k zisku velmi malých velikostí zrn. Optimální velikost úběru za studena by měla být volena s ohledem na chemické složení oceli. Ve většině případů je to kolem 70‐90 %. Je potřeba taktéž umožnit průběh post‐ rekrystalizačního růstu zrna.

Kontinuálně žíhané nízkouhlíkové oceli

Na spojitých tratích jsou pásy žíhány při rychlosti okolo ohřevu 10°C/s. Žíhání je prováděno na relativně vysoké teploty ale po krátké časy (1‐5 min). Díky takto vysoké rychlosti ohřevu předbíhá rekrystalizeace u za studena válcovaných pásů před precipitací AlN částic. To je také důvod, proč nelze uplatnit podobný postup jako u konvenčního žíhání (tj. filtrace zárodků rekrystalizace). Je proto nutné použít jiný mechanismus. Obecně je známo, že čisté Fe má vysokou tendenci ke tvorbě ND//<1 1 1>

*

57 *


rekrystalizační textury. Proto je jednou z možností jak toho dosáhnout, snížený obsah C (pod 200 ppm). Během válcování za tepla je většina atomů C rozpuštěna v roztoku, nicméně během ochlazování jich většina precipituje ve formě karbidů. Při opětovném žíhání se část těchto atomů znovu rozpouští a to brání vývoji ND//<1 1 1> textury. To vede ke vzájemné interakci mezi rozpouštějícími se karbidy s uhlíkovými atomy a nukleaci rekrystalizovaných zrn, které by se měly vyskytovat co možná nejvíc v oblastech „chudých“ na uhlík (obr. 32).

Obr. 32 Schéma interakce mezi rekrystalizací a distribucí opětovně rozpuštěných atomů C ve feritické matrici Podařilo se prokázat, že několik hrubých karbidů škodí při vývoji ND//<1 1 1> textury méně než hodně malých karbidů a taktéž vysoká rychlost ohřevu snižuje průměrný obsah uhlíku ve feritické matrici (obr. 33). Hrubé karbidy mohou vzniknout při vysoké teplotě (větší než 730 °C) svitkování po válcování za tepla. Během následného chlazení svitku pak mají karbidy čas hrubnout. Problémem při kontinuálním žíhání je krátký čas pro post‐rekrystalizační růst zrna. Jistým řešením je zvýšení teploty žíhání, je třeba ovšem vyhnout se transformaci feritu na austenit (tj. pod 850 °C), která by mohla odstranit žádanou ND//<1 1 1> texturu.

*

58 *


Obr. 33 Vypočítaná frakce C pro různé velikosti cementitických částic jako funkce rychlosti ohřevu. Lze tedy shrnout, že teplota ohřevu (před válcováním za tepla) musí být dostatečně nízká (pod 1100 °C) z důvodu zamezení rozsáhlého rozpouštění MnS a AlN. Tyto částice mohou pak dále hrubnout během válcování za tepla bez toho, aniž by výrazně omezovaly chování materiálu při žíhání. Dále teplota svinování by měla být dostatečně vysoká (nad 730 °C) k tomu aby byly vytvořeny velké karbidy během pomalého ochlazování svitku. Rychlost ohřevu během finálního žíhání by měla být naopak dostatečně vysoká (cca 10 °C.s‐1) k tomu, aby bylo zabráněno rozsáhlé difuzi atomů uhlíku do matrice. Ve většině případů je využíváno vysokoteplotní žíhání (až do 850 °C) k růstu zrn po žíhání.

Austenitické oceli

V austenitických ocelích může během zpracování precipitovat velké množství fází, mezi jinými, sigma fáze tj. intermetalikum, které většinou obsahuje 50% Cr a 50% Fe. Sigma fáze způsobuje zkřehnutí a snížení korozní odolnosti. Příznivou vlastností je její pomalá tvorba, byť je termodynamicky velmi stabilní. Pro vznik této fáze, s nezanedbatelným vlivem, je často potřebná teplota okolo 600°C a čas v řádu let. Místa jejího výskytu jsou obvykle kolem jiných precipitátů. Její vznik je doprovázen poměrně komplikovaným mechanismem. Existují však vlivy, které urychlují vznik této fáze: rychlý rozpad feritu na sigma fázi a ochuzený austenit, a dále v případě žíhání za studena tvářených struktur při vhodných teplotách (obr. 34).

*

59 *


Chování ocelí po deformaci za studena je podobné, jako po deformaci za tepla při následném žíhání (obr. 35). Za studena tvářená ocel precipituje velmi rychle a hustě situovanými precipitáty při diskontinuální rekrystalizaci (obr. 36). Díky precipitaci neprobíhá kontinuální rekrystalizace. Vznik rekrystalizace je iniciován zejména deformačně, zvláště na deformovaných hranicích zrn, ale roli hrají pravděpodobně i jiné mechanismy (jako jsou koalescence subzrn a jejich růst), hlavně na místech s vysokou deformací. Částice sigma fáze nejsou potřebné pro iniciaci rekrystalizace, ačkoliv hrubší precipitáty se vyskytují běžně v blízkosti „zubatých“ hranic zrn. To svědčí o průběhu obou dějů, jak rekrystalizace, tak i precipitace, přičemž dochází k brzdění postupu rekrystalizace.

Obr. 34 Souhrn chování po tváření a stárnutí (100 h). Zastoupení precipitace a rekrystalizace ve stárnutých vzorcích Při konvenční rekrystalizaci inklinovaly částice sigma fáze k hrubnutí, rovnoososti a výskytu na hranicích zrn s poměrně velkými vzdálenostmi mezi sebou. Nicméně při diskontinuální rekrystalizaci, přestože materiály mají vysokou hodnotu nahromaděné deformační energie, dochází k malému hrubnutí. U ocelí deformovaných při vyšších teplotách (nižší deformační energie) vznikají větší a protažené částice za frontou rekrystalizace.

*

60 *


Obr. 35 Vliv teploty na PTT křivky pro diskontinuální rekrystalizaci. 1‐start rekrystalizace, 2‐konec rekrystalizace, 3‐start precipitace (pro 800°C a 1 s‐1), 4‐čas pro 50% transformace (při 700°C a 1 s‐1), 5‐čas pro 50% transformace (při 800°C a 1 s‐1), 6‐ čas pro 50% transformaci (při 900°C a 1 s‐1)

Obr. 36 Detail za studena tvářené mikrostruktury následně stárnuté. Rychlý pohyb fronty diskontinuální rekrystalizace způsobený vysokou úrovní vložené deformační energie způsobil velké množství malých rovnoosých sigma částic v malých rekrystalizovaných zrnech. Vznik sigma fáze je vázán na vysoko‐energetická místa, jako jsou trojné body a hranice zrn. Nejjednodušší případ se vyskytuje nad nebo těsně pod teplotou rozpouštění sigma fáze tedy v oblasti kde přesycení nebude existovat nebo bude nedostatečné k tomu, aby mohlo způsobit precipitaci při jakékoliv deformaci. Struktura se může pouze modifikovat na zrnitou strukturu a dojít k růstu zrna, díky probíhající statické rekrystalizaci. Při nižších žíhacích teplotách přesycení narůstá až do okamžiku, kdy začne docházet k precipitaci po určitém čase žíhání, pak další vývoj závisí na aktivační energii

*

61 *


rekrystalizace. Pokud má deformovaný materiál nedostatek aktivační energie k tomu, aby nastoupila statická rekrystalizace, tvoří se sigma fáze jednoduše na hranicích zrn. Jemnější velikosti zrn plynou z nižší teploty deformace, vyšší deformační rychlost zase zvyšuje podíl sigma fáze, protože je k dispozici větší povrch hranic zrn k nukleaci sigma fáze a intragranulární difuze pro substituční prvky může probíhat na kratší vzdálenost. V praxi jde o změny složení a dislokační hustotu což znamená, že se vzájemná interakce může vyskytnout v poměrně širokém intervalu teplot. Například teploty v oblasti 700 – 800°C znamenají velmi velkou a rychlou precipitaci sigma fáze což je umožněno mechanismem diskontinuální rekrystalizace.

Intersticial free (IF oceli)

Již bylo naznačeno, že hlubokotažnost IF ocelí se zvyšuje za předpokladu snížení obsahu intersticiálních prvků (uhlíku, dusíku). Klasická IF ocel obsahuje 20‐30 ppm uhlíku a 30‐ 40 ppm dusíku. Zbylé intersticiální prvky jsou Ti, Nb. Obr. 37 dokumentuje markantní nárůst hodnoty R´ (parametr definující schopnost hlubokotažnosti) v případě kdy dochází k dosažení stechiometrických hodnot mezi Ti a Nb. Obvyklé hodnoty R´u IF ocelí jsou mezi 1,8 a 2,2.

Obr. 37 Vliv obsahu Ti, Ta, Nb na hodnotu R´. Je zachycen nedostatek/nadbytek legur ve vztahu k obsahu C+N Problémem těchto čistých ocelí je dosažení jemného zrna po válcování za tepla. Válcovací trať musí vyhovovat takovým podmínkám, aby během válcování za tepla některé karbonitridy precipitovaly a bránily tak rozsáhlejšímu růstu austenitu. Poslední

*

62 *


průchody při válcování za tepla jsou obvykle spojeny s vysokými redukcemi při relativně nízkých teplotách. To napomáhá také ke zjemnění feritických zrn. Procesní podmínky pro IF oceli se tedy dají shrnout:

-

je třeba velmi sledovat chemické složení (nízký obsah C a N, rovnovážný obsah Ti a Nb),

-

je zapotřebí řídit velikost zrn během válcování za tepla, to lze pomocí precipitace karbonitridů,

-

doválcovaní teplota by měla být nízká (okolo A3),

-

žíhání by mělo být v důsledku nízkého obsahu C realizováno při vysokých teplotách (až do 850°C). Je prospěšná vysoká teplota žíhání, nicméně nižší teplota snižuje hodnotu R´ jen mírně. To je také důvod proč jsou velmi vhodné IF oceli pro ponorné galvanizování za tepla.

Oceli s vyšší pevností

Potřeba snižování spotřeby paliva a emisí v automobilovém průmyslu, nutí výrobce aut krom jiného používat oceli s vyšší pevností. Hlavním důvodem je možnost snížení robustnosti dílů při zachování jejich vlastností. Bohužel zvýšení pevnosti obvykle doprovází snížení tvařitelnosti (obr. 38). Na uvedeném grafu je hlubokotažnost zastoupena parametrem R´ v závislosti na pevnosti v tahu. Dalším problémem je fakt, že u tenčích a pevnějších plechů dochází k nárůstu pružinového efektu.

Obr. 38 Hlubokotažnost jako funkce pevnosti

*

63 *


Oceli s řízeným obsahem fosforu

První možností zvýšení pevnosti slitiny je zvýšení obsahu atomů v tuhém roztoku. Prvky jako P, Si, Mn dokážou zvýšit pevnost oceli, nicméně Si a Mn zároveň velmi snižují tvařitelnost. V případě P je nutné zachovat pouze malé množství (0,04‐0,08 obj. %) k tomu aby vzrostla pevnost cca o 40‐80 MPa a parametr R´ poklesl na hodnotu 1,6. Omezené množství P lze přidat také do IF ocelí, tyto oceli jsou pak označovány jako IF‐ HSS (intersticial free high strength steels). Jejich obvyklé hodnoty pevností jsou v rozmezí 360‐400 MPa a R´ je 1,8‐2.

Oceli mikrolegované a HSLA (High Strength Low Alloy) oceli

Druhou možností zpevnění materiálu je precipitační vytvrzení. To je dosahováno v důsledku přídavku malého množství karbidů nebo karbonitridů prvků jako Nb nebo Ti. Během válcování za tepla zabraňují nerozpuštěné jemné částice růstu austenitických zrn. V posledních průchodech již austenit nerekrystalizuje a zrna jsou pouze zplošťována probíhající deformací. Během následného ochlazování se aktivuje mnoho feritických zárodků, ze kterých vzniká jemnozrnný ferit, jenž značně přispívá k nárůstu pevnosti. Spolu s tímto vznikají i další precipitáty zpevňující ferit. Typická ocel HSLA má mez kluzu okolo 320 MPa a pevnost okolo 440 MPa ovšem R´ jen v oblasti 1,3 což je pro výrobu karosérií nedostatečná hodnota. HSLA oceli však lze využít například pro výrobu nosníků.

BH (Bake Hardening) oceli

Plechy pro výrobu karoserie musí být relativně měkké a vysoce deformovatelné. Nicméně po dotváření musí být finální komponent maximálně pevný. To je docíleno lakováním hotové karoserie při teplotách 170°C po dobu 20‐30min. Při tomto procesu dochází ke stárnutí materiálu vyvolaném předchozí vloženou deformací ale aktivovaném až při zvýšené teplotě. Ve většině provozů je rychlost ochlazování po rekrystalizačním žíhání poměrně vysoká. Obsah uhlíku po ochlazení je tedy značně vyšší než rovnovážný stav. Při tomto případě dochází k difuzi atomů C do dislokací, které se tímto zablokují (tj. dochází k deformačnímu stárnutí). U konvenčních ocelí je toto přesycení uhlíkem znemožněno *

64 *


dvoustupňovým žíháním. V prvním kroku je pás žíhán několik minut nad teplotou 710°C a následně rychle ochlazen na teplotu 400°C. Ve druhém kroku žíhání je během několika minut homogenizován a následně pomalu dochlazen na pokojovou teplotu. U BH ocelí je snaha o zachování malého množství uhlíkem přesycených atomů při pokojové teplotě. Během lisování komponentů pro karoserie jsou generovány nové dislokace a tyto jsou následně během lakování při zvýšené teplotě zablokovány atomy uhlíku vůči jejich dalšímu možnému pohybu. Tím se zvyšuje pevnost o cca 50 MPa. Naproti tomu u IF ocelí jsou kombinovány intersticiální atomy s prvky jako Ti, Nb, Al apod. Z toho důvodu nelze u nich očekávat podobný vytvrzovací efekt jako u BH. Přesto již byly vyvinuty IF vytvrditelné oceli, u kterých je řízeno množství přísadových prvků tak, aby bylo zajištěno zachování volných atomů uhlíku po rekrystalizačním žíhání. Dochází sice tímto k poklesu hodnot R´ na druhou stranu tak vzniká potenciál pro vytvrzování. Jiná možnost spočívá v použití teploty rekrystalizace (850°C), která zajistí opětovné vyloučení C do roztoku a pomocí rychlého podchlazení je tak zachován jeho jistý obsah pro možný BH efekt.

DP (Dual Phase) oceli

DP oceli jsou nízkouhlíkové oceli s obsahem C okolo 0,1%. Obsahují měkký ferit a 10‐ 20% tvrdého martenzitu. Toto složení je dosaženo pomocí ohřevu v oblasti (800°C) tj. dvoufázové oblasti a následným rychlým ochlazením. Během zmíněného žíhání se část austenitu transformuje na ferit. Z transformovaných feritických zrn se vracejí atomy uhlíku zpět do zbylého austenitu. Během rychlého podchlazení se z tohoto (o uhlík) obohaceného austenitu transformuje následně martenzit. DP oceli tak v sobě kombinují vysokou pevnost s dobrou tvařitelností a velkým deformačním zpevněním, nicméně mají poměrně nízkou hodnotu R´. Například ocel s 0,1%C, 0,7% Mn, 0,1% Si kontinuálně žíhána má pevnost 600 MPa a mez kluzu 350 MPa, lomovou deformaci 27% a R´=0,9. Po konvenčním válcování za tepla a za studena je pás opětovně ohřát do oblasti dvoufázové (800°C). Struktura je zde tvořena feritem a 10‐20% austenitu v závislosti na chemickém složení. Po žíhání je pás rychle ochlazen a austenit transformuje na martenzit. U některých typů ocelí může být ve struktuře přítomen zbytkový austenit i při pokojové teplotě. Pevnost takto zpracovaných ocelí se může pohybovat v oblasti 500‐ *

65 *


1000 MPa v závislosti na obsahu martenzitu a přesném chemickém složení. Přes výhody (dobré deformační zpevnění, tj. vysoký poměr pevnost/mez kluzu), absence protažení na mezi kluzu (Lüdersovy pásy) mají DP oceli poměrně nízkou hodnotu R´. V důsledku dostatečného množství dislokací generovaných ve feritu v blízkosti martenzitických desek díky indukovaným napětím v počátcích plastické deformace, které nejsou uchyceny intersticiály nemůže docházet ke vzniku Lüdersových pásů. DP oceli jsou velmi vhodné ke konstrukci dílů pro absorbování energie (u automobilů). Teoreticky lze samozřejmě možné vyrábět DP oceli i válcováním za tepla, nicméně ihned po vyválcování je potřeba rychle pás podchladit aby se zabránilo tvorbě bainitu nebo perlitu. Hlavní problém v tomto případě je svinování pásu, které musí být provedeno nad teplotou martenzit start, ovšem při relativně nízké teplotě (250°C), protože pokud se pás ve svitku z vyšších teplot ochlazuje pomalu může vznikat bainit. U většiny výrobních tratí to ovšem není možné aplikovat, protože zmíněná teplota znamená velký deformační odpor proti svinování tj. ocel je velmi pevná a nelze ji svinovat. Další možností je posunout start perlitické a bainitické transformace směrem k delším časům, přídavkem vhodných prvků (Mn, Si, Mo). Vysoký obsah Si však snižuje kvalitu povrchu za tepla vyválcovaných pásů. V praxi se tak DP oceli vyrábějí válcováním za studena a následným žíháním. Jak bylo uvedeno DP oceli mají strukturu tvořenou obvykle feritem a martenzitem. Klasické DP oceli jsou tedy nízkouhlíkové oceli s obsahem Mn, Si a dalších prvků. Vyrábějí se obvykle za doprovodu žíhání v oblasti teplot 800°C (dvoufázová oblast) a následným rychlým ochlazením. Aby se zabránilo transformaci austenitu na perlit nebo bainit je potřeba aby rychlost ochlazování (∆T/s) odpovídala rovnici (43). log (∆T/s) ≥ 5,36 – 2,36Mn – 1,06Si – 2,71Cr – 4,72P

(43)

Je možné vyrábět jak za tepla válcované tak i za studena válcované DP oceli. V případě za studena válcovaných ocelí je proces zachycen na obr. 39.

*

66 *


Obr. 39 Schéma zpracování DP ocelí s dvoustupňovým žíháním

TRIP (Transformation Induced Plasticity) oceli

Následným vývojem DP ocelí byly připraveny TRIP tvořené feritem, bainitem, zbytkovým austenitem. Výchozí struktura je podobná jako u DP ocelí, podobně jako u DP ocelí dochází nejprve k prvnímu žíhání ve dvoufázové oblasti. Při druhém žíhání (300‐ 400 °C) je transformován zbytkový austenit na bainit, ale část zbytkového austenitu (5‐ 10%) zůstává zachována. Obsah uhlíku je v tomto zbytkovém austenitu tak vysoký, že austenit zůstává metastabilním i během ochlazování na pokojovou teplotu. Během následného tváření za studena tento metastabilní austenit transformuje na martenzit, přičemž tato transformace doprovází deformaci. Přítomnost zbytkového austenitu je přitom velmi důležitá, protože během následného válcování za studena tento postupně transformuje na martenzit. Dochází k tzv. TRIP efektu. Důvodem proč zbytkový austenit netransformuje na martenzit během ochlazování je jeho stabilizace atomy uhlíku. U některých TRIP ocelí může být teplota Ms nad pokojovou teplotou a Mf pod pokojovou teplotou, pak je konečná struktura tvořena směsí feritu, bainitu, martenzitu a zbytkového austenitu. Obvyklé složení TRIP ocelí je dáno obsahem těchto prvků:

-

C s minimem okolo 0,1‐0,2% s rostoucím obsahem klesá svařitelnost.

-

Si okolo 0,7 – 1,5 %, vyšší obsah znamená nebezpečí vzniků oxidů při válcování za tepla. Přídavek Si znamená zbrzdění tvorby karbidů, taktéž brzdí i precipitaci.

*

67 *


-

Mn zvyšuje stabilitu austenitu a pomáhá zachovat dostatečné množství zbytkového austenitu za pokojové teploty. Posouvá oblast perilitického nosu směrem k delším časům a brání tvorbě perlitu při ochlazování.

-

Al má podobný účinek jako Si.

Ve většině případů se tedy jedná o konvenční za tepla a za studena válcované oceli, které jsou následně žíhány ve dvou fázích (obr. 40). Během žíhání na první žíhací teplotě rekrystalizuje ferit v za studena deformovaném pásu. Při následném žíhání (2 stádium) dochází k transformaci perlitu na austenit. Teplota žíhání by měla být nad Ac1 protože je zajištěn nejvyšší obsah uhlíku v austenitu a omezen růst austenitického zrna. Pro nízkouhlíkové oceli s vysokým obsahem Si je obvyklá teplota 750°C. Doba žíhání musí být přitom dostatečně dlouhá, aby došlo k rozpuštění všech karbidů, ovšem ne příliš dlouhá, aby nedošlo ke zhrubnutí zrn (obvykle stačí 750°C/4 min).

Obr. 40 Schéma zpracování TRIP ocelí během dvoustupňového tepelného zpracování Po prvním žíhání je materiál rychle ochlazen, aby nedošlo ke tvorbě dalšího feritu nebo perlitu. Druhý stupeň žíhání je prováděn v oblasti horního bainitu (350‐400°C). Při tomto žíhání dochází k transformacím (obr. 40). zbytkový austenit transformuje na bainit. Jelikož bainit má velmi nízkou rozpustnost uhlíku, jsou atomy uhlíku vylučovány při transformaci austenitu do zbytkového austenitu. Díky tomuto zvýšení obsahu uhlíku

*

68 *


se stává zbytkový austenit stále stabilnějším proti transformaci na martenzit a tím klesá teplota Ms. V určitém momentu je tak austenit přesycen uhlíkem natolik, že se transformace na bainit zastaví. Nicméně zbývající austenit je metastabilní a s pokračujícím časem dochází k přeměně na karbidy a ferit (tzv. sekundární ferit). Obsah křemíku v oceli tuto přeměnu brzdí. Po této druhé fázi je materiál ochlazen až na pokojovou teplotu. Konečná struktura pak závisí na době žíhání. V případě, že není aplikována druhá fáze žíhání (obr. 41 ‐ t = 0) transformuje austenit na martenzit, ačkoliv část zbytkového austenitu ve struktuře stále zůstává protože teplota Ms je pod pokojovou teplotou. Po krátkém čase (t1) stále transformuje zbytkový austenit na martenzit, ale větší části austenitu již netransformují. Po čase (t2) je zbytkový austenit přítomný ve struktuře při žíhací teplotě kompletně zachován i během ochlazování. Během další deformace dochází k postupné transformaci zbytkového austenitu na martenzit díky deformačně indukované transformaci.

Obr. 41 Strukturní změny u TRIP ocelí během druhého stupně žíhání (nahoře) a produkty transformace po rychlém ochlazení V případě výroby TRIP cestou tváření za tepla je princip podobný jako při výrobě za studena. Po ochlazení se tvoří ferit ale musí se zamezit tvorbě perlitu. Během žíhání v oblasti bainitu částečně transformuje zbytkový austenit na bainit a původně vyloučený uhlík pak stabilizuje zbytkový austenit. Důležitým poznatkem při tomto způsobu výroby

*

69 *


je, že austenit může být deformován (válcování za tepla) pod rekrystalizační teplotou. To vede k prodlužování austenitických zrn a tvorbě smykových pásů. Při následném ochlazování se vytvářejí další nukleační místa pro ferit, což znamená větší množství a jemnější ferit a menší velikost bainitických desek. Je známo, že stabilita zbytkového austenitu roste s předchozí vyšší deformací austenitu. S další deformací za studena se pak tento zbytkový austenit postupně transformuje na martenzit, čímž se zvyšují mechanické vlastnosti oceli. Problémem pro tento způsob výroby je však podobně jako u DP ocelí nutnost nízké svinovací teploty a také těžkosti při řízení procesních parametrů při výrobě. TRIP oceli se vyznačují vysokou pevností (600‐1000)MPa a dobrou plasticitou (prodloužení okolo 30%) ovšem nízkou hodnotou R´ (1‐1,2). TRIP oceli jsou vhodné pro BH zpracování, deformační zpevnění u nich bývá vyšší než pro DP nebo HSLA oceli (tabulka 3). Přestože u většiny TRIP ocelí může docházet ke vzniku Lüdersových pásů, v případě přítomnosti podílu martenzitu při pokojových teplotách lze tomuto předejít. Tabulka 3 Souhrn mechanických vlastností některých vybraných TRIP ocelí C

Si

Mn

(obj.%)

(obj.%)

(obj.%)

IF

0,006

‐

0,12

DP

0,10

0,2

TRIP 0,8 Si

0,12

TRIP 1,2 Si

Mez

Pevnost

Defce.

Luders.

N

(MPa)

(%)

defce

(5‐15%)

133

298

51

0

0,7

350

600

27

0,78

1,51

374

635

0,11

0,18

1,55

339

TRIP 1,5 Si

0,11

1,50

1,53

TRIP 1,9 Si

0,14

1,94

1,66

Typ

kluzu

R´

LDR

0,24

2,1

2,34

0

0,18

0,9

‐

29

1,1

0,25

1,14

2,20

614

35

Ano

0,244

0,86

‐

452

698

31

1,5

0,24

1

2,24

530

890

32

Ano

‐

‐

‐

(MPa)

HSLA (High Strength Low Alloy) oceli

Při výrobě potrubí bylo využíváno C‐Mn ocelí válcovaných za tepla a následně normalizačně žíhaných. Jejich mez kluzu byla 360 MPa. Snížením obsahu C a legováním Nb, V vzrostla mez kluzu na 420 MPa v důsledku zjemnění zrn a precipitačního *

70 *


vytvrzení. Většina HSLA ocelí, které se používají při výrobě trubek, mostů, tlakových nádob apod. má feriticko‐perlitickou strukturu a jako základní prvky C a Mn. U některých druhů ocelí figuruje ještě i přídavek Nb, Al, V, Ti pro zvýšení pevnosti. Vedle minimální pevnosti musí splňovat tyto oceli i požadavek na svařitelnost. Proto musí být řízen obsah uhlíku jeho snížením na minimální možnou hodnotu, podobně jako i dalších legujících prvků. Pro dodržení minimální pevnosti a dobré lomové pevnosti je zapotřebí zajistit jemnozrnnou strukturu feritu. Tradiční válcování HSLA za tepla se odehrává v oblasti austenitu. Pokud teplota zůstává nad určitou teplotou (tzv. teplotou nulové rekrystalizace) zůstávají austenitická zrna víceméně rovnoosá, díky následným periodám rekrystalizace v časech prodlev mezi jednotlivými úběry. Po doválcování za tepla dochází při ochlazování k transformaci austenitu na ferit a částečně perlit. Protože většina feritických zrn vzniká na dřívějších hranicích austenitických zrn, jemnější austenitické zrno znamená jemnější ferit. Při konvenčním válcování je počáteční teplota ohřevu 1200 – 1250 °C. V této oblasti je však těžké zabránit růstu zrna austenitu. Doválcování je uskutečňováno při teplotě vyšší než je Tnr z důvodu eliminace vysokých válcovacích sil vzniklých z deformačního zpevnění v důsledku absence rekrystalizace. Při řízeném válcování je teplota ohřevu omezena právě nutností zabránění růstu zrna (1100°C). Naproti tomu je doválcování provedeno pod teplotou rekrystalizace. To znamená ve výsledku vznik palačinek se zvýšeným obsahem hranic zrn tj. větším počtem nukleačních míst a následně menší velikostí feritu. Důsledkem je ovšem vyšší deformační zpevnění v posledních průchodech tj. nutnost použití vyšších válcovacích sil. Z toho důvodu je obvyklé dělat vyšší deformace v počátečních průchodech a nižší deformace v posledních průchodech. Zrychlené ochlazování začíná nad teplotou A3 a probíhá až do teploty 500°C. To aktivuje další růst feritických zrn uvnitř austenitických zrn a tím přispívá k dalšímu zjemnění feritických zrn. Nicméně rychlejší ochlazování může vést ke vzniku jistého podílu bainitu. To znamená vyšší pevnost ale nižší houževnatost. Rychlost zrychleného ochlazování by měla být v oblasti 10‐15 °C/s. Vybrané hlavní parametry válcování konvenčním a řízeným způsobem jsou uvedeny v tabulce 4. Mezi hlavní rozdíly patří nižší teplota ohřevu při řízeném válcování a vyšší redukce v prvních průchodech. Doba *

71 *


mezi prvním a posledním průchodem při řízeném válcování je mnohem vyšší než nezbytná k tomu, aby došlo k ochlazení tlustého polotovaru. To je také hlavní nevýhoda řízeného válcování, protože tím klesá produktivita tratě. Kombinace řízeného válcování a zrychleného ochlazování znamená zvýšení meze kluzu o 50 MPa a pokles přechodové teploty o 70°C. Z důvodů pevnosti některých stolic je zapotřebí namísto CCR provádět RCR (nad teplotou rekrystalizace, zjemnění austenitického zrna statickou rekrystalizací mezi jednotlivými průchody). Hrubnutí těchto rekrystalizovaných zrn je potlačeno v důsledku přítomnosti TiN disperzních částic. Tabulka 4 Hlavní parametry válcování pro konvenční a řízené válcování konstrukční oceli Brama válcovaná za tepla ze 220 mm na 20 mm (0,12 C, 1,4 Mn, 0,025 Nb)

Konvenční

Řízené válcování

Teplota meziohřevu

1200°C

1100°C

Počet průchodů – předválcování

9

11

Teplotní oblast pro předválcování

1100‐1000°C

1050‐950°C

Tloušťka po předválcování

100 mm

67 mm

Prodleva mezi předválcováním a doválcováním

25s

250s

Začátek doválcování

1020‐1000°C

800°C

Počet průchodů při doválcování

5

9

Výstupní teplota

100‐950°C

770°C

Rychlost ochlazování

0,8°C/s

8°C/s

Přechodová teplota

‐15°C

‐85°C

Změna meze kluzu

0

+50 MPa

Po řízeném válcování lze zvýšit mez kluzu na hodnoty 552 MPa (oceli X 80) resp. 700 MPa (oceli X 100). U HSLA je vždy potřeba dodržet přesné chemické složení, nelze

*

72 *


legury přidávat ve velkém množství protože dochází k poklesu svařitelnosti (C pod 0,1 %, Mn 1,4‐1,7%). Mikrolegury na bázi Nb, V, Ti, Al tvoří karbidy a karbonitridy, které jsou zejména z důvodu:

-

bránění nadměrného růstu austenitického zrna (v důsledku jemných precipitátů) během ohřevu na počáteční teplotu válcování. TiN stabilizuje strukturu až do teplot 1200 °C.

-

Nb v tuhém roztoku brzdí rekrystalizaci, kvůli RCR je tedy doporučeno nepoužívat Nb, nicméně při konvenčním válcování tento zvyšuje T nr což dovoluje provést poslední průchody při vyšší teplotě (s nižšími válcovacími silami). Naopak V má pouze malý brzdící efekt.

-

během posledních průchodů a ochlazování se tvoří jemné precipitáty, které přispívají k nárůstu pevnosti feritu. Velmi efektivní je i V protože je všechen rozpuštěn v roztoku nad teplotou 1000°C. Při ochlazování však reprecipituje a tím značně zvyšuje pevnost feritu.

Typické chemické složení některých značek HSLA ocelí je uvedeno v tabulce 5. Tabulka 5 Chemické složení ocelí pro trubky (hmotnostní %) Typ

C

Si

X65

0,02

0,14

X65

0,03

0,16

X80

0,07

‐

X80

0,02

0,26

Mn

Ni

Mo

Nb

V

1,59 0,018 0,003

‐

‐

0,04

‐

0,017 0,001

1,61 0,016 0,003

0,17

‐

0,05

‐

0,016 0,001

‐

0,22

0,05 0,075

0,38

0,31

0,04

1,65

P

‐

S

0,002

1,95 0,022 0,003

‐

Ti

B

‐

0,001

0,019

‐

ULCB (Ultra Low Carbon Bainitic) oceli

Tyto oceli byly vyvinuty se záměrem získat materiál s vysokou pevností a vysokou mezí kluzu a se zvýšenou svařitelností. Speciálně tedy pro použití v lodním průmyslu při opravách atd. Prvním směrem k docílení vytčeného cíle bylo snižování velmi drahých legujících přísad, jako jsou Ni, Mo, Cr. Tímto vznikla skupina ULCB‐Mn ocelí s mikrolegurami Ti, Nb, V a B. Druhým směrem bylo přidávání Ni, Mo, Mn, Cr, Nb pro získání vytvrditelného efektu a

*

73 *


snížení teploty Bs při fázové transformaci. Ni a Mo byly dva základní prvky používané pro tvorbu požadované struktury. Třetím směrem byly bainiticko–martenzitické oceli typu HSLA‐100, které obsahovaly i přídavek Cu. Tabulka 6 Chemické složení vybraných ocelí (obj.%) Značka oceli 3.5Ni

C

Mn

Si

P

S

0,015 0,50 0,26 0,007 0,005

Ni

Cr

Mo

Cu

Nb

Al

Ti

3,65

‐

‐

‐

‐

0,07

0,011

04G4Ti

0,01

3,4

0,27 0,010 0,008

‐

‐

‐

‐

‐

0,02

0,015

06G3Ti

0,04

2,8

0,25

‐

‐

‐

‐

‐

0,05

0,02

HSLA100

0,06

0,75 0,40 0,015 0,006 3,45

0,02

0,02

0,04

0,052

n

n

ULCBNi100

0,01

0,005

0,026 0,95 0,28 0,007 0,002

3,58 0,49

ULCB3.5NiCu 0,015 1,05 0,23 0,011 0,005 3,56 ULCB3.5Ni ULCB5Ni

0,45 0,55 1,45 1,7

n

0,60 0,59 1,41 0,034 0,024

0,016

0,034 0,93 0,22 0,011 0,004 3,44 0,61 0,60 0,50

0,04

0,052 0,87 0,24 0,010 0,005 5,10

0,015 0,014 0,65V

0,59 0,43

n

0,023

Obr. 42 CCT diagram pro ocel 3,5%Ni, HSLA‐100 a 04G4Ti ULCB oceli. AF‐acikulární ferit, GF‐granulární ferit, PF‐polygonální ferit, BF‐bainitický ferit bez karbidů, B‐bainit tvořený při vysokých ochlazovacích rychlostech, UB‐horní bainit, M – martenzit, A ‐ austenit *

74 *

n


Horní bainit je tvořen při teplotách nad 500°C za velmi pomalých rychlostí ochlazování, morfologicky je ve formě latěk nebo plátů (obr. 42). Spodní bainit je čočkovitého tvaru nebo ve formě latěk podobný martenzitu díky ultra nízkému obsahu uhlíku. Granulární bainit je tvořen při velmi malých rychlostech ochlazování. Martenzitický austenit je tvořen ve formě mikro ostrůvků při středních a nízkých ochlazovacích rychlostech, díky mikosegregacím. Zvýšené mechanické vlastnosti se vyskytují díky velmi malým subzrnům bainitického feritu, jenž vzniká při nízkých transformačních teplotách. Tyto oceli jsou velmi odolné proti popuštění. Finální změkčení při popouštění se objevuje velmi rychle a je spojeno s růstem bainitického feritu a redukcí dislokační hustoty během popouštění. Trochu složitější je vliv popouštění na pevnost v tahu u HSLA‐100 ocelí s obsahem Cu. U tohoto typu ocelí je pozorován efekt druhotného vytvrzení díky Cu precipitaci a austenitické fázové transformaci. Hlavním kritériem lomové odolnosti byla možnost pohybu dislokací skrze různé typy feritické matrice a s různou zrnitostí. Z obr. 43 je patrno, že větší velikosti zrn a vyšší meze kluzu vedou ke tvorbě mikrostruktury směrem plane – strain lomové pevnosti. Na druhé straně zjemněné feritické mikrostruktury obsahují subzrna a sférické Cu precipitáty, nebo sekundární fáze jako jsou karbidy nebo malé vměstky, čímž je ovlivněno lomové chování. Vznik trhliny a její šíření je vyvoláno tvorbou pórů (dutin) a jejich koalescencí do kritické velikosti a následnému rozšiřování jako tvárná trhlina. K dosažení zamýšlené struktury lze využít různé metody zpracování: například termomechanické zpracování+stárnutí, řízené válcování+přímé kalení+stárnutí, protlačování nebo válcování pro vysoké pevnosti a houževnatost, konvenční tepelné zpracování nebo kalení a popouštění.

*

75 *


Obr. 43 Schéma modelu vlivu mikrostruktury na lomovou pevnost a mez kluzu HSLA ocelí včetně ULCB ocelí

Vysokolegované oceli

Nástrojové oceli: vyznačují se v nízkopopuštěném stavu vysokou pevností při nízké houževnatosti. Při zpracování jsou náchylné ke vzniku kalicích trhlin, předčasných a zbrzděných lomů. Příčinou vzniku těchto vad jsou rychle rostoucí hrubé desky martenzitu při kalení. Při zastavení na překážce vyvolává jejich fázový účinek vznik mikrotrhlin. Při VTMZ se zvyšuje hustota poruch v austenitu, je‐li deformace provedena před kalením, zmenšuje se velikost martenzitických jehlic. Důvodem je zmenšení mobility rozhraní austenit‐martenzit přítomností dislokací a zvýšením rychlosti nukleace martenzitu. Předpokladem je, že před martenzitickou přeměnou nedochází k anihilaci dislokací. Korozivzdorné oceli: využívá se deformační zpevnění ke zvýšení meze kluzu nad 400 MPa při vyhovujících plastických vlastnostech. Zpevnění se dosáhne doválcováním v oblasti ztížené rekrystalizace, tj. pod 950 °C. Vzhledem k přítomnosti vnitřního pnutí a jeho nepřímivého vlivu na korozní odolnost, jsou pro dané zpracování vhodné především oceli se zvýšenou korozní odolností, tj. s nízkými obsahy uhlíku, případně oceli dostatečně stabilizované. Pro speciální účely, např. materiály pro komponenty jaderných elektráren, se dosahuje zjemnění austenitického zrna a jemného vyloučení karbonitridů titanu vysokým stupněm deformace za nižších teplot než 1 050 °C a stabilizačním žíháním.

*

76 *


1.6.2. Řízené válcování mikrolegovaných ocelí

Zavedení řízeného válcování mikrolegovaných ocelí umožnilo zvýšení meze kluzu ve srovnání s C‐Mn ocelemi typu St 52 o 50 až 100 % při záruce vrubové houževnatosti až do ‐50 °C příp. až ‐60 °C a uhlíkovém ekvivalentu Cc max. 0,45. Využívají se dvě strukturní koncepce mikrolegovaných ocelí: z

polyedrické: s feriticko‐perlitickou strukturou do meze kluzu 500 MPa ,

z

nepolyedrické: se strukturou acikulárního feritu, bainitu, popuštěného martenzitu, příp. sorbitu s mezí kluzu nad 500 MPa. Zpravidla se legují ještě chromem, molybdenem, niklem, příp. i borem.

Základní řady mikrolegovaných ocelí podle stupně API Stupeň API X52 X60 X70 X75 X80 min Re (MPa) 359 414 483 517 552 Vyrábějí se se zárukou vrubové houževnatosti od + 20 °C do ‐ 50 °C, příp. ‐ 60 °C (stupeň A až E). Základní výrobní postupy uvádí tab. 7. Se zdokonalováním výrobních postupů se postupně snižoval uhlíkový ekvivalent Ce z původních max. 0,45 % na cca 0,30 % (viz tab. 8). Tabulka 7. Základní způsoby výroby tlustých plechů z mikrolegovaných ocelí. Způsob výroby Mikrostruktura

Ocel, jakost Druh oceli X52

C‐Mn‐Al

V + (N)

F + P

X60

Mikrolegovaná 1) C‐Mn

ŘV

F + P

X70

Mikrolegovaná C‐Mn

ŘV, ŘV + N

F + P

X80

Mikrolegovaná,nízkouhlíková 2) ŘV + N(Z)

vysvětlivky:

1) Mikrolegující prvky:

Nb, Nb+V, Ti, Zr, Al, N Mo,Cr,Ni V ‐ konvenční válcování F ‐ ferit ŘV ‐ řízené válcování P ‐ perlit RO ‐ řízené ochlazování Fac ‐ acikulární ferit N ‐ normalizační žíhám B ‐ bainit Z ‐ zušlechťování Mpop ‐ popuštěný martenzit 2) Legující prvky:

*

77 *

Fac, B, Mpop


Tabulka 8. Vývoj uhlíkového ekvivalentu Ce. Typ oceli C‐Mn (St 52)

Obsah hlavních prvků 2) C 0,20 až 0,25 %

Struktura

C [%]

F + P

< 0,45

Mn 1,70 % Mi‐ocel

C 0,15 %

C‐Mn

Mn 2,0 %

F + P

<0,40

C‐Mn‐Mo

Mo 0,3 %

Fac, F + B

Mi‐ocel:

C 0,10 %

nepolyedrická

(snížený obsah perlitu)

Mn 2, O %

Mi‐ocel:

C 0,06 %

(bez perlitu)

Mn 2,0 %

Mi‐ocel:

C 0,08 %

ŘV a ŘO 1)

Mn 2,O %

< 0,35

nepolyedrická

‐ 0,30

F + B

‐ 0,30

Vliv jednotlivých prvků UHLÍK (C) ‐ Z hlediska dobré svařitelnosti je C max. 0,20 %. Uhlík zvyšuje především pevnost, méně ovlivňuje mez kluzu. Tranzitní teploty zvyšuje. MANGAN (Mn) ‐ Snižuje transformační teploty, tím přispívá ke zjemnění zrna. Nejčastější rozmezí je 1,3 až 1,6 % Mn. Pří vyšších obsazích podporuje tvorbu bainitu. KŘEMÍK (Si) ‐ Doporučuje max. 0,5 až 0,6 %. Do uvedeného obsahu nemá ještě podstatný na zvýšení tranzitních teplot. MOLYBDEN (Mo) ‐ Za přítomnosti Mn nad 1,60 % se pří obsahu Mo do 0,5 % získá jako základní strukturní složka acikulámí ferit, zajišťující dobrou kombinaci pevnostních a plastických vlastností. Optimální přísada Mo: 0,2 až 0,3 %. SÍRA (S) ‐ Do 0,010 %, pro specielní použití (teploty do ‐60 °C, snížená anizotropie) max. 0,004 až 0,005 %. HLINÍK (Al) ‐ Pro dokonalou dezoxidaci je v kombinaci s křemíkem optimální rozmezí 0,02 až 0,05 % Al. NIOB (Nb) ‐ Do 0,04 % má výrazný na zjemnění zrna a tím i zvýšení meze kluzu a snížení tranzitních teplot. Při obsahu Nb nad 0,04 % je další zvýšení meze kluzu

*

78 *


způsobeno precipitací Nb(CN) za současného zvýšení tranzitních teplot (obr. 211). Optimální obsah Nb 0,04 %, max. 0,005 %. VANAD (V) ‐ Na zjemnění má malý, zvyšuje pevnostní vlastnosti především precipitací (> Re , ale současně> TTR). Doporučované rozmezí: 0,10 až 0,15 % V.

Obr. 44 Schematické znázornění vlivu Nb, Ti a V na mez kluzu a tranzitní teplotu

Základní parametry řízeného válcování

Teplota ohřevu bram: v závislosti na rozpustnosti karbonitridů je v rozmezí od 1 050 do 1 200 °C. Volí se rovněž s ohledem na dosažení požadovaných doválcovacích teplot. Snížení teploty ohřevu o 100 °C představuje úsporu tepelné energie až do 8 %. Doba ohřevu bram: má zajistit dostatečné rozpuštění Nb(CN), tj. min. 0,02 % Nb v tuhém roztoku a rovnoměrné nezhrublé austenitické zrno (150 až 200 μm). Doba ohřevu je poněkud delší než u Mn‐Si oceli, zpravidla 5 až 8 minut na 1 cm tloušťky bramy. I.

stadium válcování (předválcování): celková deformace ε je 0,6 až 0,8 s jednotlivými úběry tloušťky min. 0,15. Teplota konce I. stadia válcování je zpravidla o 50 až 150 °C nižší než teplota ohřevu. Při teplotách vyšších než 1 000 °C vzniká nebezpečí růstu zrna a při teplotách nižších než 950 °C se nedosáhne úplné rekrystalizace austenitu. Optimální jsou teploty kolem 1 000 °C a vyšší deformace v posledních průchodech.

*

79 *


Ochlazování před II. stadiem válcování. Rozvalek, jehož tloušťka je min. 3x větší než finální tloušťka plechu, se ochlazuje z teploty cca 1 000 °C na počáteční teplotu II. stadia válcování. Pro vyloučení rekrystalizačních procesů nemá tato teplota překračovat 900 °C. Výhodné je zrychlené ochlazování snižující precipitaci Nb(CN). Doba ochlazování závisí především na tloušťce rozvalku (obr. 46). II. stadium válcování: celková deformace ε je v rozmezí 0,6 až 0,7 výhodnější jsou deformace ε > 0,7. Doválcovací teplota závisí na požadovaných finálních mechanických vlastnostech a na deformačních odporech. Pro dosažení meze kluzu 450 až 500 MPa se doválcovací teploty snižují na 700 až 750 °C. Vliv doválcovacích teplot na pevnost, mez kluzu a tranzitní teplotu je na obr. 47. Přehled základních parametrů řízeného válcování a jejich vliv na mechanické vlastnosti uvádí tab. 9.

Obr. 46 Doba ochlazování rozvalku na vzduchu v závislosti na tloušťce, počáteční a konečné teplotě V posledním období se vyvinuly a zavedly v USA a zejména v Japonsku dvoufázové oceli. Jejich vývoj umožnily především průběžně žíhací pece se zrychleným ochlazováním. Strukturně se vyznačují tím, že kromě feritu obsahují ostrůvky martenzitu nebo bainitu. Vyrábějí se buď: z

po válcování žíháním v oblasti α a γ a následujícím ochlazením, nebo

z

válcováním pásů za tepla s rychlým ochlazením.

*

80 *


Obr. 47 Vliv doválcovacích teplot u řízeně válcovaného plechu o tloušťce 18 mm (C ‐ 0,10 %; Mn ‐1,5 %; Nb ‐ 0,04 %; V ‐ 0,06%) na mechanické vlastnosti v závislosti na teplotě ohřevu (a) stupni protváření (b) Tabulka 9 Vliv výrobních parametrů na mechanické vlastnosti řízeně válcovaných tlustých plechů z mikrolegovaných ocelí. Výrobní parametr Teplota ohřevu bram Doba ohřevu bram Celková deformace v I. stadiu Doválcovací teplota v I. stadiu Podmínky pro ochlazování po I. stadiu

Vliv na mechanické vlastnosti Vyšší teplot ‐ vyšší pevnost ‐ nižší houževnatost Delší než ‐ nižší pevnost, optimální ‐ nižší houževnatost Větší stupeň ‐ vyšší pevnost deformace ‐ vyšší houževnatost vyšší teplota ‐ vyšší pevnost, ‐ bez vlivu na houževnatost

1050 až 1 150°C 8 až 10 min . cm‐1 ε = 0,6 až 0,8 > 950 °C Teplota pro ochlazování: 750 až 850 °C Rychlost: 3 až 10 s . mm‐1

Vyšší teplota ‐ nižší pevnost, Doválcovací teplota ‐ houževnatost závisí na složení oceli Celková deformace ve Vyšší deformace ‐ vyšší nebo stejná, II. stadiu ‐ vyšší houževnatost Vyšší rychlost ‐ vyšší pevnost, Rychlost ochlazování ochlazování ‐ houževnatost závisí na po doválcování složení oceli Deformační odpor

Provozní hodnoty

700 až 750 °C 2,5 až 3,5 1) (ε = 0,6 až 0,7) 5 až 30 °C . s‐1 I. stadium: 70 až 200 MPa, II. stadium: 300 až 600 MPa

Poznámka: 1) Stupeň protváření

*

81 *


SHT (Sumitomo High Toughness) proces Proces je vhodný pro výrobu tlustých plechů z konstrukčních svařitelných ocelí. Využívá

čtyři základní vlivy pro zvýšení mechanických vlastností:

•

snížení velikostí zrna,

•

precipitační zpevnění,

•

deformační zpevnění,

•

transformační zpevnění

U SHT ‐ procesu se dosahuje splnění uvedených požadavků tzv. čtyřstupňovým mechanizmem:

•

zjemněním zrna ohřevem těsně nad Ac3,

•

zjemněním zrna válcováním v oblasti rekrystalizace austenitu,

•

deformací v oblasti nerekrystalizovaného austenitu,

•

zjemněním zrna dynamickým zotavením nebo rekrystalizací feritu, tvářeného v oblasti dvoufázové struktury.

Postup SHT ‐ procesu:

•

ohřev na teplotu cca 1 150 °C,

•

1. válcování s ochlazením rozvalku na vzduchu pod teplotu Ar1,

•

válcování s celkovou deformací nad 60 %,

•

doválcování při teplotě cca 700 °C,

•

po odválcování ochlazení na vzduchu.

Struktura plechů vyrobených SHT ‐ procesem vyniká větší jemností a rovnoměrností. Zvýšená houževnatost za nízkých teplot a zlepšená svařitelnost předurčuje tyto výrobky zejména pro práci za nízkých teplot a umožňuje 2 až 3 % úspory niklu. 1.6.3. Řízené válcování a řízené ochlazování.

Nevýhodou řízeného válcování jsou vysoké válcovací síly pří snížených doválcovacích teplotách a nutné mezioperační prodlevy, snižující výkonnost válcovacích tratí. *

82 *


Řízeným ochlazováním po válcování lze dosáhnout:

•

zjemnění feritického zrna,

•

zjemnění perlitu nebo bainitu,

•

zvýšení doválcovacích teplot,

•

zlepšení svařitelnosti snížením uhlíkového ekvivalentu Ce.

Vzhledem k tomu, že plastická deformace ovlivňuje teplotu a kinetiku přeměn, je nutná znalost ARA‐diagramu po předchozí deformaci. Pro strukturní stav po ŘO je rozhodující rychlost ochlazování během fázových přeměn a tzv. stop. teplota (tstop), při které je zrychlené ochlazování přerušeno. Zrychlené ochlazování nemá probíhat až do konce fázových změn (obr. 48), tím se zabrání vzniku velkého podílu zakalené struktury. Pro C‐ Mn‐Nb‐V oceli je optimální stop. teplota okolo 550 °C. Výsledná struktura je jemně feritická s rovnoměrně rozptýlenými ostrůvky bainitu. Pouze řízeným válcováním se dosáhne jemně feritická struktura s perlitem v texturním uspořádání. Pro C‐Mn‐Nb oceli jsou op1imální ochlazovací rychlosti 10 až 15 K . s ‐1 (obr. 49).

Obr. 48 Vliv ochlazovací rychlosti na strukturu. Ocel: C‐Mn‐Nb; tstop, = 550 °C; F – ferit, P ‐ perlit; B ‐ bainit; M – martenzit, ŘV – řízené válcování, ŘO – řízené ochlazování Při stejných doválcovacích teplotách jsou rozdíly Re pro ŘV (řízené válcování) a ŘV+ŘO (řízené ochlazování) až 50 MPa. Stejné hodnoty Re se získají při doválcovacích teplotách: 700 °C (ŘV) a 825 °C (ŘV a ŘO) (obr. 50).

*

83 *


Obr. 49 Vliv ochlazovací rychlosti na pevnost, mez kluzu a vrubovou houževnatost.

Obr. 50 Vliv různých způsobů válcování a ochlazování na mez kluzu při stejných hodnotách ce. Zpevnění při řízeném ochlazování sestává převážně ze:

•

zjemnění feritického zrna,

•

precipitačního zpevnění,

•

bainitického zpevnění.

*

84 *


Stanovení přírůstku meze kluzu: ΔRe = Δ K γ . d −1 / 2 + σ PR + α

(

)

(

)

| ΔTTR = Δ K . d −1 / 2 + σ PR + KB . fB + β

(46)

(47)

kde Kγ, K jsou součinitelé, vyjadřující vliv zjemnění zrna v Hallově‐Petchově rovnici, d je velikost feritického zrna, KB, fB je zpevňovací součinitel bainitu a podíl bainitu ve struktuře, σPR je přírůstek precipitačního zpevnění, β, α jsou korekční součinitele 1.6.4. Hliník a jeho slitiny Většina Al produktů je vyráběna metodou přímého tuhnutí do slitků o tloušťkách 0,4‐0,6 m, šířkách 2 m a délkách až 9 m (tj. hmotnost 20‐30 tun). Tyto slitky jsou v první fázi homogenizovány na teplotě 500‐600 °C relativně dlouhý čas (několik hodin) z důvodu potlačení segregací a odstranění nerovnovážných nízkotavitelných eutektik. To usnadňuje následné zpracování a zvyšuje homogenitu. Provedené žíhání však má i další vlivy na konečnou strukturu, např. může docházet k precipitačním reakcím, kdy se tvoří dispersoidy zejména u slitin obsahujících Cr, Mn, Zr. Po provedené homogenizaci je ingot obvykle válcován na vratné válcovací stolici až na tloušťku pásu 30‐10 mm. Počet průchodů je od 9‐25. Pás je po vyválcování za tepla tj. před válcováním za studena svinován nebo u moderních tratí dále válcován za tepla na tandemu. V praxi mívá tandem 2 až 6 stolic (obr. 51). válcování za studena je většinou prováděno na kvarto stolicích se dvěma coil‐boxy. Zde je možné válcovat až na tloušťky 15‐20 μm. Pro ještě jemnější fólie (6 μm) je tato folie přeložena a dále válcována. Mezižíhání je zapotřebí k dosažení možnosti tak vysokých redukcí bez porušení soudržnosti materiálu.

Obr. 51 Schéma TMP pro výrobu Al plechovek (a) pro výrobu Al fólií

*

85 *


V současnosti je pro výrobu Al pásů využívána technika kontinuálního odlévání pásů (obr. 52). Tloušťka pásů dosahuje 10‐20 mm, díky čemuž lze takový pás ihned válcovat v tandemu a celý proces je efektivnější.

Obr. 52 Kontinuální odlévání pásů

Shrnutí pojmů kapitoly 1

Řízené válcování oceli – je řízení celkových výrobních podmínek k dosažení požadované struktury. Základní způsoby řízeného válcování – doválcování ve spodní oblasti austenitu s a bez řízeného ochlazování, doválcování v oblasti dvoufázové struktury, řízené válcování s kalením a popouštěním, speciální způsoby řízeného válcování. Základní mechanismy termomechanického tváření – dislokační skluz a šplh, rekrystalizace, růst zrna, fázové transformace, precipitace, hrubnutí částic. Rozdělení termomechanického tváření – metody zjemnění zrna pro zvýšení pevnosti a houževnatosti bez následného tepelného zpracování, zjemnění zrna pro získání superplastického chování, kontrola textury. Současné způsoby termomechanického tváření – tváření před‐během‐pod přeměnou austenitu. Mechanické vlastnosti u řízeně válcovaných materiálů jsou ovlivněny mezí kluzu a tranzitní teplotou. *

86 *


Struktura řízeně válcovaných materiálů je funkcí teploty a metalurgického charakteru oceli. Růst zrna ovlivňují mimo dalších činitelů také příměsi. Uzdravovací procesy mohou být zbrzděny legujícími prvky. Tyto prvky brzdí dynamickou rekrystalizaci. Vzájemná interakce mezi precipitací a uzdravovacími procesy je závislá na mikrolegujích prvcích, na teplotě, na velikosti zrna. Pro řízené válcování mikrolegovaných ocelí existují dvě strukturní koncepce: polyedrická a nepolyedrická. Mezi základní parametry řízeného válcování patří teplota předvalku a doba ohřevu předvalku. SHT – proces je proces vhodný pro výrobu tlustých plechů z konstrukčních svařitelných ocelí. Při použití tohoto procesu dochází ke zlepšení mechanických vlastností. Řízeným ochlazování lze dosáhnout zjemnění feritického zrna, zjemnění perlitu nebo bainitu, zvýšení doválcovacích teplot, zlepšení svařitelnosti snížením uhlíkového ekvivalentu.

Otázky k probranému učivu

1. Definujte pojem řízeného tváření. 2. Uveďte činitele ovlivňující aplikaci řízeného válcování? 3. Popište důvody pro aplikaci termomechanického tváření. 4. Popište různé způsoby termomechanického tváření. 5. Jak souvisí termomechanické tváření s mechanickými vlastnostmi materiálu? 6. Jaké druhy ocelí jsou nejčastěji používány pro TMZ? 7. Popište vývoj a současný stav řízeného válcování. 8. Napište Hallův – Petchův vztah a vysvětlete jeho význam a použití.

*

87 *


9. Popište, jak se mění struktura válcovaného materiálu při termomechanickém tváření. Jak lze dosáhnout zjemnění struktury? 10. Které prvky ovlivňují růst zrna? 11. Jaké jsou následky přítomnosti precipitátů v oceli. Vysvětlete pojem precipitát. 12. Vyjmenujte mikrolegující prvky, které zbrzďují uzdravovací procesy. 13. Napište matematické vyjádření pro kinetiku rekrystalizace. 14. Jak jednotlivé legující prvky ovlivňují rekrystalizační procesy? 15. Jak působí mikrolegující prvky na výsledné vlastnosti potažmo deformační chování ocelí ? 16. Jak je ovlivňován mechanizmus růstu zrna? 17. Rozdíl mezi strukturními koncepcemi válcovaných mikrolegovaných ocelí. 18. Napište základní řadu mikrolegovaných ocelí podle stupně API, způsob výroby a jaká je jejich mikrostruktura. 19. Jaký je vztah mezi Tnr a Ar3? Uveďte rovněž matematický výraz. 20. Popište základní parametry řízeného válcování. 21. Popište SHT proces. 22. Čeho lze dosáhnout řízeným ochlazováním? Jaký vliv na strukturu předvalku má rychlost ochlazování? 23. Jak se vyvíjí mechanické vlastnosti při různých rychlostech ochlazování?

*

88 *


2.

Procesy řízeného tváření

V následující kapitole jsou popsány různé způsoby řízeného tváření v kontextu termomechanického zpracování.

Čas ke studiu: 10 hodin Cíl Po prostudování tohoto odstavce budete umět • popsat princip konvenčního řízeného tváření, • popsat rekrystalizační řízené tváření, a umět vydefinovat rozdíly mezi oběma typy řízeného tváření,

• popsat dynamickou rekrystalizací řízené tváření, • prakticky ověřit řízené válcování, • definovat interakci mezi rekrystalizací a napěťově – indukovanou precipitací,

• vysvětlit

vztahy

mezi

rekrystalizací

a

precipitací

pro

termomechanické tváření.

Výklad

2.1.

Konvenční řízené tváření (KŘT)

Napěťovo‐indukovaná precipitace Nb(CN) v oceli z obr. 64 vyžaduje řádově asi 10s. Je to typický čas pro start precipitace (Ps), ačkoliv ve specifických případech byly zjištěny časy okolo 1s nebo naopak nad 50s. Vycházíme‐li z času pro Ps asi 10s může být udělána dosti zřetelná čára mezi rozdílnými druhy tvářecích procesů z pohledu na to, zda akumulovaná pauza je delší nebo kratší než 10s. Z toho tedy vyplývá, že např. takové tratě jako je Steckelova válcovna poskytují dostatek času pro precipitaci mezi průchody, zatímco spojité tratě na tyče a dráty mají pauzy mezi průchody příliš krátké ke startu precipitace. Tato skutečnost není obvykle dobře známa. Přesto všechno, základní rozdíl

*

89 *


mezi zpevněním tuhého roztoku statickou rekrystalizací (která je důležitá u spojitých tratí) a prevencí jak statické tak dynamické rekrystalizace napěťově‐indukovanou precipitací (která se může objevit pouze u reverzních tratí) je ten, že vhodná velikost akumulované deformace a vzniku austenitických zrn typu pancake (palačinka) může vzniknout pouze za přítomnosti určitého množství precipitace. Jakmile statická i dynamická rekrystalizace je předbíhána napěťově‐indukční precipitací, je zpevňování akumulováno od průchodu k průchodu, střední deformační odpor rapidně roste se snižující se teplotou, jak je dokumentováno na průchodech 10‐14 z obr. 65. Tento způsob je tedy nazýván konvenčním řízeným tvářením (KŘT), (vysvětlivka ‐ anglicky Conventional Controlled Rolling jako konvenční řízené válcování, pojem tváření je širší). Vyvolává to vysoké deformační zatížení pro dané teploty z důvodu vysokých hustot dislokací. Na druhé straně je výsledkem jemnozrnná feritická mikrostruktura, která je umožněna rekrystalizací austenitu mezi úběry, protože je k dispozici vysoký specifický povrch Sv plochých austenitických zrn před transformací. Tímto způsoben lze snadno dosáhnout velikosti feritických zrn 5‐8 μm (ASTM velikost 10‐12), které je dokonce jemnější než tehdy, když statická rekrystalizace austenitu není předbíhána precipitací.

2.2.

Rekrystalizací řízené tváření (RŘT)

Konvenční řízení tváření, které bylo popsáno v předchozí kapitole je v principu založeno na použití nízké konečné teploty tváření (v rozmezí od 800 až 900°C) s výsledkem jemného feritického zrna po transformaci. Bohužel metoda KŘT je v řadě případů nepoužitelná, např. u tlustých plechů nebo trubek s velkou tloušťkou stěny, které nemohou být bez zásadní technologické úpravy ukončeny v teplotně nízké oblasti z důvodů enormního nárůstu tvářecích sil. V těchto případech je vhodné použít metodu RŘT. Promyšleným řízením rekrystalizace austenitu dojde k tvorbě jemné mikrostruktury, toto se děje při teplotě nad 900 °C a tedy výše než u KŘT. Zde vystupují dva požadavky na to, aby tento proces byl úspěšný. Prvým je to, aby rekrystalizace nebyla příliš pomalá, takže požadované časy nebyly příliš dlouhé. To se dosahuje legováním V lépe než Nb. Tímto způsobem V způsobuje zjemnění zrna (snižováním mobility hranic zrn v průběhu rekrystalizace), ovšem bez úplného

*

90 *


zastavení rekrystalizace, takže další prvky jsou k tomu náchylné. Druhým požadavkem je zabránit růstu zrna po každé proběhlé rekrystalizaci, což při objevení se má negativní vliv na zjemňující efekt rekrystalizace při nižších a nižších teplotách. Za tímto účelem postačuje Ti v přídavku okolo 0,01 % pro tvorbu jemnozrnných částic TiN během chlazení po plynulém lití. Jestliže tyto částice mají vhodnou velikost a frekvenční distribuci, mohou kompletně bránit růstu zrna austenitu po každém rekrystalizačním cyklu. Jemná austenitická zrna jsou pak transformována do relativně malých feritických zrn (v rozmezí od 7‐10 μm), zejména když je použito zrychlené chlazení; to vše vede ke zlepšení mechanických vlastností za tepla válcovaných výrobků, což je vhodné pro mnohé účely. Jako příklad tvářecí operace, která nepodporuje konvenční řízení tváření, je obr. 53. Tento představuje typické schéma úběru na trati č. 1 děrování trubek. Obraťme pozornost na prvé dva průchody s velkými úběry blízkými hodnotě 1, které jsou použity z praktických důvodů při teplotách nad 1000 °C, tj. vysoce nad možnosti vzniku pancake (palačinka) struktury u mikrolegovaných ocelí. Jako kontrast k tomu jsou úběry čísla 5‐ 12, prováděny pod teplotou Tnr tj. pod 950 °C, zaručující dostatečnou akumulovanou deformaci a uspokojující optimální podmínky pro vznik pancake. Výše uvedené zábrany, které neřídí konvenční proces, naopak poskytují vynikající vývoj RŘT pochodů.

Obr. 53 Typické průchody a teploty pro děrování a válcování trubek.

*

91 *


Na sérii Ti‐V ocelí (obsahujících od 0,09 do 0,16 % V) byla provedena krutová zkouška s cílem optimalizovat tvářecí parametry k dosažení meze kluzu mezi 420 až 560 MPa. V případě absence termomechanického tváření by takovéto vlastnosti mohly být dosaženy pouze následným drahým způsobem kalení a popouštění. Typický experimentální průběh je ukázán na obr. 54, ve kterém jsou ilustrovány tři různé rychlosti tváření po konečných úběrech a to (0,6; 6 a 24°C.s‐1).

Obr. 54 Časově‐teplotní pole pro simulaci děrování a válcování trubek při použití tří ochlazovacích rychlostí. Výsledky zahrnující nejdůležitější tvářecí parametry jsou velikost austenitického zrna dα po RŘT a rychlost ochlazování r během transformace společně s deformací vyvolávající pancake strukturu použitou pod Tnr a εeq . Výsledná velikost feritického zrna dα může být predikováno podle následující rovnice (48).

dα = 55,96+19,82d γ

0,3

[

]

+4,232 exp(− ε eq )

0,5

+15,45r −0,15

(48)

Pro uvedená chemická složení je tato závislost použitelná v rozsahu feritického zrna od 4 do 21 μm. Tato výsledná hodnota feritického zrna může být vložena do Hallova‐ Petchova vztahu :

σ y =219+21,1dα 0,5

kde σy je v MPa a dα je v μm.

*

92 *

(49)


Tyto rovnice (48) a (49) nám umožňují stanovit jednak velikost zrn, jednak deformační napětí. Jako příklad lze uvést, že při běžných pochodech RŘT a při ochlazovací rychlosti okolo 6°C.s‐1 se dosahuje velikosti feritického zrna okolo 7 μm a vede to k mezi kluzu 467 MPa.

2.3.

Dynamickou rekrystalizací řízené tváření (DRŘT)

Alternativní formou rekrystalizace je dynamická rekrystalizace – ta začíná probíhat v případech, kdy čas mezi jednotlivými průchody je krátký, tvářecí teplota je nízká a je nedostatek času pro konvenční rekrystalizaci během pauzy mezi průchody a rovněž množství precipitovaných karbidů a nitridů je velmi omezeno. Dynamická rekrystalizace zahrnuje nukleaci a růst nových zrn během deformace (a ne jako v předchozích případech po deformaci). To vyžaduje akumulaci dostatečné deformace, tj. obvykle skutečné deformace větší než 1 nebo více, umožňující kompletní rekrystalizací mikrostruktury přes průřez. Stanovení oné kritické deformace pro start dynamické rekrystalizace je možné opět provést plastometrickými zkouškami, jako nejvýhodnější by se jevila zkouška tlaková či krutová). Za těchto podmínek lze dosáhnou velikosti austenitického zrna až 2 μm (v ideálních laboratorních podmínkách) což vede k feritickému zrnu 1 až 2 μm.

(a)

(b)

Obr. 55 (a) Typický průběh výsledků krutové zkoušky za tepla na redukovně trubek . Je zřejmý jen malý pokles po pátém průchodu, i když teplota rapidně klesá. (b) tentýž proces pro ocel 12C‐16V korigovaný na teplotu 905 °C. Zde vidíme píkovou hodnotu a obálkovou křivku doprovázenou dynamickou rekrystalizací a zjemňováním zrna

*

93 *


Simulace prodlužování na redukovně je zobrazena na obr. 55a. Velikosti deformace 0,1 jsou použity pro každý z 16 průchodů s mezi‐pauzou 0,5s. Konečné operace probíhají v teplotním intervalu 1000 – 800 °C. Simulované křivky deformace v 16 úběrech jsou získány z válcování oceli s 0,011 % C, 0,16 % V (respektive 0,10 % C a 0,10 % V). Ačkoliv úroveň křivek tečení se zvyšuje s tím, jak trubka postupuje do dalšího stojanu redukovny, můžeme zaznamenat, že ocel je ochlazována spojitě dokud teplota na výstupu nedosáhne 852 °C. Soubor křivek reprezentující ocel s vyšším V je ukázán na obr. 55b. Po korekci na konstantní teplotu 905 °C je viditelné, že obálka napěťových křivek opisuje samostatnou píkovou charakteristiku zjemňování zrna pomocí dynamické rekrystalizace. Podobné experimenty byly učiněny pro simulaci tváření tyčí a taktéž pro válcování za tepla pásů na pětistolicovém tandemu. V případě absence napěťově‐indukované precipitace je iniciována dynamická rekrystalizace, která vede k mikrostruktuře znázorněné na obr. 56. Výstupní teplota mezi 910 a 850 °C pak vede k austenitické velikosti zrna 5 μm v případě, kdy krutová zkouška byla provozována při rychlosti deformace 2 s‐1. To odpovídá velikosti zrna asi 2 μm na reálné trati s rychlostí 100 s‐1.

(a)

(b)

(c)

(d)

Obr. 56 Austenitická mikrostruktura ocelových vzorků z krutové zkoušky získaná po pátém průchodu a kalená z a) 1010 °C, b) 940 °C, c) 920 °C, d) 850 °C

*

94 *


Přítomnost dynamické rekrystalizace není zřejmá pouze za laboratorních podmínek, ale byla také prokázána v reálných tvářecích pochodech. Bohužel optimalizace takovéhoto typu doslova „produkce ultrajemného zrna“ u běžných ocelí ještě není průmyslově široce využívána.

2.4.

Interakce mezi rekrystalizací a napěťově – indukovanou precipitací.

Jako specielní případ zasluhující pozornosti v metalurgických pochodech, který shrnuje reálné tvářecí procesy, je složitý případ interakce mezi rekrystalizací a precipitací. Jakmile se statická rekrystalizace objeví před precipitací, nastávají podmínky vhodné pro RŘT. Jakmile precipitace předběhne statickou nebo dynamickou rekrystalizaci jsou splněny podmínky vzniku pancake struktury a tedy může nastat konvenční řízené tváření. A konečně, když dynamická rekrystalizace předběhne precipitaci, je možné očekávat DRŘT . Typy podmínek vedoucí k těmto třem základním typům procesů jsou uspořádány v tab. 10. Tabulka 10 Vztahy mezi rekrystalizací a precipitací pro tři typy termomechanického tváření Relace mezi rekrystalizací a precipitací pro tři typy tvářecích procesů Typ procesu Teplotní oblast Úloha Relace mezi precipitací a rekrystalizací v porovnání k napěťově‐ Tnr indukované precipitace RŘT (RCR) nad nesmí být Statická rekrystalizace před precipitací KŘT (CCR) pod musí být Precipitace před statickou nebo dynamickou rekrystalizací DRŘT (DRCR) pod nesmí být Žádná statická rekrystalizace, dynamická rekrystalizace před precipitací Mechanizmus zjemňování feritického zrna, který se objevuje v reálných procesech, může být určen porovnáním v grafu teplota proti času pro procesy s nepřetržitou precipitací během ochlazování (CCP = Continuous Cooling Precipitation). Z něj je zřejmé, že dynamická rekrystalizace může probíhat tak dlouho, dokud konečné úběry jsou v časech 10s nebo méně, tj. před objevením se zřetelné napěťově‐indukované precipitace. To pochopitelně vyžaduje neexistenci statické rekrystalizace během pauz mezi průchody,

*

95 *


ale taktéž akumulaci dostatečné nahromaděné deformace pro dynamickou rekrystalizaci, která změní mikrostrukturu. Všechny typy pochodů (KŘT, RŘT a DRŘT) mají také vliv na průběh meze kluzu v závislosti na 1/T a tedy také válcovací síly, jak je znázorněno na obr. 57. V případě absence precipitace, tedy při pochodu RŘT, tj. při deformaci nad teplotou Tnt, je zvýšení meze kluzu vůči 1/T způsobeno větším odporem k tečení při postupně se snižujících teplotách. Z důvodů relativně ukončených rekrystalizací během průchodů jsou válcovací síly spojené s tímto mechanizmem (pro dané teploty) nejnižší ze všech tří konkurujících procesů. Jakmile se objeví precipitace, potom proces KŘT způsobuje, že zpevňování je spojováno s existujícím průchodem a je brzděno. Taková akumulace energie vede k nejvyšším mezím kluzu a válcovacím silám. Konečně při existenci DRŘT, akumulovaná deformace vyžaduje iniciaci rekrystalizace a to způsobuje hladiny meze kluzu, které jsou vyšší než u RŘT. Tedy závěrem, objevení se dynamické nebo metadynamické rekrystalizace vede k válcovacím silám nižším, než jsou hladiny spojené s konvenčním řízeným tvářením.

Obr. 57 Schematická reprezentace závislosti středního deformačního odporu pro konstantní velikost deformace 0,1 na převrácené hodnotě teploty. Údaje představují 16 průchodů s mezipauzou 0,5 s na oceli 0,12C‐ 0,16 V. Ochlazovací rychlost byla 10 °C/s.

*

96 *


Shrnutí pojmů kapitoly 2

Otázky k probranému učivu 24. Popište mechanizmus konvenčně řízeného tváření (KŘT). 25. Vysvětlete vztah mezi dynamickou (statickou) rekrystalizací a napěťově indukovanou precipitací. 26. V jakých situacích je konvenčně řízené válcování nevhodné pro použití. 27. Jak vypadá struktura po KŘT ? Jaká je dosažitelná velikost zrn ? 28. Popište rozdíly mezi konvenčně řízeným tvářením a rekrystalizačně řízeným tvářením. 29. Jaké je obvyklé rozmezí teplot pro konvenční a rekrystalizační řízené tváření? 30. Popište proces rekrystalizačně řízeného tváření. 31. Jak vypadá struktura a jaká je dosažitelná velikost zrna po RŘT? 32. Napište matematický výraz předikující výslednou velikost zrna. 33. Popište proces dynamicky rekrystalizovaného řízeného tváření. 34. Jak lze charakterizovat strukturu u DRŘT? 35. Jaký vliv na DRŘT mají legující prvky? Jak ovlivňují proces? 36. Popište jednotlivé varianty (vztahy), které mohou nastat při vzájemné interakci mezi rekrystalizací a precipitací. Připomeňte si také princip obou procesů. 37. Jak souvisí mechanické vlastnosti materiálů s KŘT, RŘT a DRŘT ?

*

97 *


3.

Modelování termomechanického tváření

Čas ke studiu: 15 hodin Cíl Po prostudování tohoto odstavce budete umět

•

definovat potřebu fyzikálního modelování pro termomechanické tváření,

•

popsat výhody a nevýhody fyzikálního modelování – definovat základní podmínky procesu,

•

popsat tahový test prováděný za tepla nebo studena,

•

popsat proces krutové zkoušky a tlakové zkoušky (osově symetrická, plain strain),

•

definovat modelování s použitím výkonných počítačů a příslušných software, algoritmus procesu a vyhodnocení.

Výklad

3.1. Fyzikální modelování TMZ TMZ je tedy prováděno za účelem zvýšení fyzikálních vlastností materiálu. Tyto vlastnosti lze charakterizovat řadou testů (tahový, tlakový, korozní), které jsou standardizovány pro daný materiál. Důvodem proč se nepoužívají klasické testy, jako odezva provedeného TMZ v reálných podmínkách, jsou především náklady. Tyto klasické zařízení pracují při vysokých produktivitách, takže modifikace nebo vývoj procesu (materiálu) by byl velmi neefektivní i vzhledem k faktu, kdy by mohlo dojít k poškození stroje. To je zejména důvod proč se TMP testuje zejména v laboratorních podmínkách. Mezi výhodami modelování je i například možné studium třecích nebo geometrických podmínek deformace. Na druhé straně je velmi obtížně dosáhnout stejné podmínky jako *

98 *


jsou v reálném provozu. U většiny procesů jsou například podmínky ochlazování zcela odlišné a navíc vysoké rychlosti deformace prováděné v praxi nejsou u laboratorních zkoušek dosažitelné. Právě z těchto důvodů je vhodné provést jednoduché laboratorní testy materiálu ještě před tím, než je TMZ prováděno na malosériových průmyslových zařízeních resp. výrobním procesu. Výsledkem takového postupu je zjištění vlivu typických průmyslových podmínek (teploty, deformace, rychlosti deformace, mezi‐ průchodových prodlev nebo žíhacích časů). Tyto podmínky jsou stanovovány většinou pomocí FE (finite element) simulací. U standardních průmyslových procesů pomocí laboratorních testů prováděných za stejných nebo podobných podmínek. Nejrozšířenějšími testy jsou tahový, tlakový, krutový ovšem prováděnými zejména při vysokých teplotách s cílem dosáhnout podobných deformací a deformačních rychlostí jako v praxi. Aby mohly být srovnány výsledky různých testů deformace za tepla, je vhodné vyjádřit výsledky ve formě skutečného napětí a skutečné deformace (ekvivalentní napětí resp. deformace). Jedním z hlavních praktických problémů je pak rychlost ochlazování vzorku po deformaci, jelikož během několika sekund již dochází k vývoji mikrostruktury. 3.1.1. Krutová zkouška za tepla Jednou z nejvíce využívaných zkoušek je krutová zkouška. Výhody této zkoušky jsou zejména v možnosti vysokých deformací a deformačních rychlostí, které mohou být dosaženy v oblastech blízkých povrchu vzorku. Tyto testy jsou prováděny s využitím válcovitých vzorků, které jsou ohřáty v indukční peci (obr. 58). Rozměry vzorku jsou obvykle optimalizovány pro minimalizaci teplotního gradientu, který může vzniknout v průběhu deformace. Kroutící moment M je zaznamenáván jako funkce úhlového pootočení (θ = 2πN, kde N je počet otáček).

Obr. 58 Schéma krutové zkoušky (a) typické rozměry vzorku (b) *

99 *


U většiny strojů je délka vzorku zachovávána během testu konstantní. V principu je možné uvést, že se jedná o jednoduchý skluz, ale díky vývoji textury mohou vznikat osová napětí. Interpretce výsledků není okamžitá, jelikož aplikovaná deformace a deformační rychlost se pohybuje lineárně od 0 (v centru vzorku) směrem k maximu (na povrchu vzorku). Skutečná deformace a deformační rychlost na povrchu vzorku pro vzorek délky L a poloměru R je dána vztahem (50).

ε=

Rθ L 3

,

dε R( dθ / dt ) = dt L 3

(50)

(51)

Skutečné napětí lze vyjádřit vztahem (51).

σ=

M 3( 3 + m + n ) ∂M ∂M , s m= 0 , a n= 3 2πR ∂ε / ε 0 ∂ε / ε

Koeficient n je v mnoha případech uvažován jako 0 ačkoliv to platí hlavně v oblasti maxima a steady state. K tomu aby bylo možné vyjádřit m je potřeba provést více tesů při různých deformačních rychlostech. Na obr. 59 je vidět příklad převodu výsledků z vysokoteplotního experimentu na závislost napětí – deformace. Takto získaná křivka popisuje chování materiálu na vnějším povrchu vzorku, což je zároveň největší nevýhoda testu. Navzdory tomu lze použít krutovou zkoušku pro velmi vysoké hodnoty deformace (hodnoty až 100), což dovoluje použít tuto zkoušku jak pro velmi tvařitelné materiály, tak i pro materiály s cílem provádět opakovanou deformaci. Mezi výhody patří i možnost velmi rychlého ochlazení po provedené deformaci.

*

100 *


Obr. 59 Příklad vysokoteplotních závislostí krutových testů při různých rychlostech deformace. (a) původní zjištěná křivka – po vyhlazení lze získat hodnotu n (b) sada vyhlazených křivek při dvou teplotách a třech rychlostech deformace (c) výsledné křivky napětí‐deformace

3.1.2. Tlaková zkouška Je taktéž velmi hojně využívanou zkouškou, která eliminuje některé nedostatky krutové zkoušky. Lze ji rozdělit do dvou skupin: osově symetrické testy a plain strain testy. U osově symetrických testů je stlačován válcový vzorek mezi dvěmi paralelními deskami. Vzorek se volně rozšiřuje ve dvou na sebe kolmých směrech. Velmi často je používán tento test pro simulaci deformace při kování. V případě plain strain compression je obvykle užíván čtvercový vzorek, ovšem deformace je omezena pouze do jednoho směru (tok kovu se odehrává pouze v jedné rovině). To přibližně simuluje deformaci při válcování. V obou případech se používá servo‐hydraulických strojů dovolujících dosažení konstantní rychlosti deformace u relativně velkých vzorků. V obou případech je však nutno dbát na řízení tření mezi matricí a povrchem vzorku a taktéž homogenitu teploty během testu.

*

101 *


Osově symetrická tlaková zkouška

Horní deska je posouvána vůči spodní desce rychlostí v, přičemž dochází ke stlačování vzorku mezi těmito deskami. Jak dochází ke snižování výšky vzorku h při konstantní rychlosti v, narůstá zároveň i deformační rychlost. Jelikož deformační rychlost může mít značný vliv na deformační napětí a mikrostrukturu, je potřeba řídit rychlost desek v závislosti na výšce vzorku. To je obvykle prováděno pomocí počítačového řízení. V případě požadavků zakalení bývá zařízení vybaveno také možností rychlého ochlazení.

Obr. 60 Schéma tlakového plane strain testu Jedním z častých problémů při tlakové zkoušce je vznik soudkovitosti (obr. 60). Tření a tím i vyvolaná nerovnoměrná deformace v oblasti přechodu vzorek‐deska způsobuje vznik charakteristického soudkovitého tvaru. Ke snížení tření je možné použít PTFE (polytetrafluorethylen), MoS2, grafit nebo nitrid boru jako mazadla odolná až do 600°C. Pro vyšší teploty pak grafit nebo tekuté sklo. Pomocí konických desek lze také předjít vzniku soudkovitosti a to až do deformací okolo 0,7 resp. velmi malé soudkovitosti až do deformací 1,2. Vyšší deformace než ty průměrné se vyskytují ve středových oblastech a později i na hranách (obr. 61).

Obr. 61 Rozložení vložené deformace při plane strain tlakovém testu (FEM) *

102 *


Ekvivalentní napětí lze stanovit ze vztahu (52).

⎛ 1 + μD ⎞ p =σ⎜ ⎟ ⎝ 3H ⎠

(52)

K tomu je však potřeba znát koeficient tření, průměr vzorku a jeho výšku jako funkci deformace. Koeficient tření nutný pro tlakovou zkoušku se obvykle určuje pomocí kroužkové zkoušky. Při této jsou kroužky vyrobené ze stejného materiálu podrobeny různým redukcím a poté se měří jejich vnitřní průměr. Procentuální změna minimálního vnitřního průměru je pak vztažena jako funkce výškové redukce a porovnána s kalibračními křivkami pro stejnou geometrii pro různé třecí koeficienty. Běžná geometrie kroužků je v poměru ‐ vnější průměr : vnitřní průměr : tloušťka jako 6:3:1.

Plain strain tlaková zkouška

U této zkoušky jde o deformaci v jednom směru (tlakem) a současné prodlužování stejného množství materiálu ve směru kolmém. V důsledku platnosti zákona o zachování objemu je deformace ve směru třetí osy nulová. V praxi je to prováděno buď lisováním pásu nebo bramy pomocí obdélníkového razníku (PSC‐plane strain compression), nebo vtlačováním vzorku tvarově velmi blízkého krychli do kanálu matrice (channel die compression). Pro vysokoteplotní zkoušky se využívá zejména PSC metoda. Pás je ohříván mezi dvěmi ohřívacími lisovacími deskami a stlačován tak aby se prodlužoval ve stejném směru jako je směr válcování. V ideálním případě by nemělo docházet k žádnému šíření v kolmém směru, to ovšem platí pouze v případě dostatečně vysokého tření mezi deskami. Nicméně toto povrchové tření indukuje nehomogenní deformaci po tloušťce vzorku a dochází ke vzniku soudkovitosti. V případě, že se použije mazivo, pak dochází ke vzniku šíření a neplatí rovnost deformace ve směru x a z. Proto je pro výsledné křivky napětí‐ deformace nutné použít opravné koeficienty. Po deformaci lze v případě potřeby celý vzorek i zakalit.

*

103 *


Obr. 62 Schéma metody channel die compresion Metoda channel die compression (obr. 62) je používána naopak pro teploty nízké (pokojové), nicméně je dobře použitelná i pro testy při teplotách až do 500°C. Při zkoušce je vzorek vložen do matrice, která má shodný rozměr šířky jako vzorek, čímž je limitováno šíření v tomto směru (tj. je umožněna plain strain deformace). Je nutné velmi dbát dobrého mazání vzorku, což umožňuje použití PTFE (Teflon), který je aplikovatelný až do teplot 500°C. I zde je umožněn rychlý ohřev a ochlazení vzorku. Maximální homogenní deformace při použití teflonu jsou v oblasti 1,4 (redukce až 75%). Na obr. 63 jsou srovnány křivky ekvivalentní deformace‐ekvivalentní napětí z různých testů prováděných za tepla. Je vidět, že zatímco při nízkých deformačních rychlostech jsou výsledky vzájemně srovnatelné, při vyšších rychlostech deformace (10 s‐1) se již rozcházejí. Vlnovitý charakter křivky je zapříčiněn problémy stroje s řízením rychlosti deformace.

Obr. 63 Ekvivalentní napětí‐ekvivalentní deformace u AA3103 po tlakové deformaci při 400 °C a dvou rychlostech deformace 0,1 a 10 s‐1. UAC‐ jednoosý tlak, PSC‐ plane strain compression, CDC‐ channel die compression

*

104 *


3.1.3. Kritické teploty při termomechanickém zpracování Termomechanické tváření oceli lze experimentálně simulovat pomocí laboratorní simulace, ta se může provádět buď tlakem, tahem nebo jiným způsobem. Tlakové zkoušky jsou výhodné pro určování kinetiky rekrystalizace a precipitace, poněvadž poskytují velmi přesné výsledky při několika na sobě navazujících deformací. Tahové přístroje jsou nejčastěji používány k zjišťování tvařitelnosti za tepla a ke stanovení optimálního teplotního a deformačně‐rychlostního pole pro zajištění optimální tvařitelnosti. V současnosti je řada tvářecích procesů velmi často simulována na krutových plastometrech. Příklad napěťově‐deformačních křivek z válcování mikrolegovaných ocelí na Steckelově trati je na obr. 64. Ochlazovací rychlost byla stanovena na 1°C/s; časy mezi průchody na 30s; jednotlivá skutečná deformace 0,3 (odpovídající poměrné výškové redukci 23%) a rychlost deformace na 2 s‐1. V počátečních stádiích válcování, kdy deformační odpory jsou relativně nízké, je rychlost zvyšování s 1/T (snižování teploty) velmi pomalá. To napomáhá průběhu statické rekrystalizace při těchto teplotách, jejíž přítomnost je zřejmá z více zakulacených tvarů křivek deformačních odporů. Nejenom tedy tvary křivek deformačních odporů, ale také rychlost růstu deformačního odporu s poměrem 1/T se rapidně mění při tzv. teplotě nulové rekrystalizace Tnr, tj. někde mezi osmým a devátým průchodem, jak je zřetelné z diagramu. Tento nárůst je způsoben tím, že rekrystalizace nemůže plně proběhnout v přestávkách mezi průchody.

Obr. 64 Křivka napětí‐deformace získaná krutovou zkouškou za tepla u oceli 0,45Mn‐0,3 Mn‐0,04 Nb‐ 0,08 Ti‐ 0,06 V. Vstupní a výstupní úběry představují předválcovací a dokončovací tváření při výstupní teplotě 745 °C.

*

105 *


Další vlastnost, na kterou se musíme zaměřit, je pokles hladiny napětí po 14 průchodu. Tento pokles je spojen s teplotou Ar3, čili počátkem feritické transformace v deformovaném austenitu. Austenit není pouze deformován, ale má také svou jistou velikost zrna, koncentraci vakancí a hustotu dislokací blízkou té vzniklé na válcovací trati, což je také spojeno s ochlazovací rychlostí. Tato teplota Ar3 je velmi důležitá. Podobné poznatky platí ovšem také na Tnr, která je také citlivá na čas mezi průchody, velikost úběru, rychlost deformace a rychlost ochlazování. Zjevné zvýšení deformačních odporů za situace, kdy deformace pokračuje za poslední průchod z obr. 65 dokládá, že transformace již proběhla a dochází k akumulaci deformací ve feritu. Bod, ve kterém k tomu dojde, se označuje jako Ar1 nebo také nízká kritická teplota, což je ta třetí kritická teplota při válcování oceli. Tyto tři teploty mohou být přesně stanoveny ze známého průběhu křivky napětí‐deformace a vynesením těchto hodnot proti 1/T. Takovýto diagram je na obr. 65 a všechny tři kritické teploty jsou na něm zřetelně viditelné.

Obr. 65 Křivka středního deformačního odporu jako funkce převrácené teploty. Vztah mezi Tnr a Ar3. Existuje celá řada algebraických vztahů, které popisují individuální vliv legujících prvků a jsou rozumně přesné. Např. pro stanovení Tnr, byla sestavena rovnice na základě studia 37 typů ocelí v běžných rozsazích chemického složení následovně: *

106 *


(

)

Tnr = 887 + 464C + 6445 Nb−644 Nb )+(732V −230 V +890Ti +363 Al −357 Si

(53)

Tato uvedená rovnice platí za předpokladu rozsahu prvků ve hmotnostních procentech: 0,04
Ar3 =910−310C −80Mn−20Cu −15Cr −80Mo +0,35(t − 8)

(54)

kde t je tloušťka plochého vývalku v mm v době kdy vzorek přechází přes teplotu Ar3

Obr. 66 Vliv Al, Nb, Ti, V, a Tnr v oceli se základním složením 0,07 C‐1,4 Mn‐ 0,25 Si. Linie jsou kalkulovány podle rovnice (53)

*

107 *


3.2. Počítačové modelování Smyslem počítačového modelování je kvantifikovat základní mechanizmy vstupující do termomechanického procesu tváření, tj. zejména proměny teploty, deformace, deformační rychlosti a času a zahrnout je do všeobecného matematického vyjádření pro průmyslové tvářecí pochody. Vstupy mikrostrukturálních vlivů do tohoto procesu jsou široce akceptovány a to nejen pro off‐line optimalizaci procesních podmínek, ale také pro on‐line řízení. Modelování mikrostruktury je v současné době poměrně dobře rozvinuto v oblasti tepelného zpracování oceli. Vezmeme‐li v úvahu možné příklady tváření oceli za tepla je zřejmé, že podmínky pro modelování jsou komplexní. Vlastní proces vyvolává postupné deformační úběry, které jsou vedeny při daných teplotních, rychlostně deformačních podmínkách a s definovanými přestávkami mezi průchody. Modelování tohoto procesu tedy vyžaduje multidisciplinární přístup zahrnující fyzikální metalurgii, metalurgické inženýrství, mechanické inženýrství, aplikovanou mechaniku, matematiku a systémové inženýrství; a to jmenujeme pouze některé. Je tomu tak proto, že obecný model se rozkládá na několik separátních, ale vzájemně reagujících sub‐modelů, jak je znázorněno na obr. 67.

Obr. 67 Vztahy mezi sub‐modely v celkovém modelu termomechanického tváření. *

108 *


V následujícím textu se zaměříme pouze na sub‐model nazvaný STRUKTURA, jak je zřejmé z obr. 67, výstup z tohoto sub‐modelu je představován jednoduše parametrem s, který je svázán se sub‐modely DEFORMACE, VLASTNOSTI, a TEPLOTA. Ve skutečnosti vyjadřuje parametr s několik mikrostrukturálních funkcí, které jsou různé pro vstupy do různých sub‐modelů. Pro vstup do modelu VLASTNOSTI musí být struktura popsána ve vztahu k finálnímu výrobku po chlazení v pokojové teplotě, což obvykle předpokládá transformaci. Klasické vztahy mezi strukturou a vlastnostmi z oblasti fyzikální metalurgie nám pak umožňují vyjádřit finální vlastnosti pomocí mikrostruktury. Pro vstup do sub‐modelu DEFOMACE musí být struktura austenitu popsána tak, že přesné vysokoteplotní kluzové napětí je vstupem do sub‐modelu MECHANIKA, který poskytuje vstup do sub‐modelu TEPLOTA v průběhu vykonané práce. Mikrostruktura, jako např. tloušťka povrchových oxidických filmů a vlastností má také přímý vstup do sub‐modelu TEPLOTA přes vliv přenosu tepla v prostředí jak vzduchu, vody a styku s válci během víceúběrového tváření. 3.2.1. Vstupy pro submodel STRUKTURA Když se znovu zaměříme na obr. 64, zjistíme, že jdou dva typy vstupů:

•

efektivní deformace ε, rychlost deformace ε& , a teplota T jako funkce času t, které přicházejí jako výstupy z jiných sub‐modelů a

•

mikrostrukturální rovnice, které popisují kinetiku a měřítko mikrostrukturálních změn přinesených jedním nebo více ze základních, dříve zmíněných mechanizmů.

Ideální stav by byl takový, kdyby rovnice mohly vycházet ze základních poznatků fyzikální metalurgie, ale současná znalost vyžaduje vstup upravený empirickými poznatky. To můžeme ilustrovat na příkladu vztahů mezi kinetikou rekrystalizace a precipitace a vývojem velikosti austenitického zrna, které rozhodují o režimu řízeného tváření v praxi. Stanovení hodnoty εc jako funkce tvářecích proměnných musí být tedy zahrnuto do vstupu modelu za předpokladu, že modelování má poskytnout podmínky pro DRŘT.

*

109 *


Z obr. 27 je také zřejmé, že jestliže Tnr je definována jako teplota, při které se neobjeví rekrystalizace po jednom úběru, pak po úběrech o velikosti ε = 0,5 bude Tnr = 900 °C platit pro ocel s 0,065 % Nb a pro úběry ε = 0,35 už pro ocel s 0,035 % Nb. Je ale nutné podotknout, že akumulace deformace dalšími úběry může vést k částečné statické (metadynamické) rekrystalizaci po iniciaci dynamické rekrystalizace. Počítačová simulace to musí mít na zřeteli a celé modelování mikrostruktury může být pouze jen tak dobré, jak je dobře stanovena platnost vstupních rovnic. 3.2.2. Strukturní submodel Rovnice typu (37) až (42) nebo podobná vyjádření jsou nezbytnými vklady pro modelování a predikci vývoje austenitické mikrostruktury během válcování. Další rovnice jsou pak nutné tehdy, jestliže válcování pokračuje i pod teplotou Ar3 nebo se objevují transformační procesy při chlazení. Pro samotný válcovací proces může model jednoduše počítat se sekvenčními strukturálními změnami, které přinesl každý průchod a čas pauzy jak je to znázorněno na obr. 68. Abychom to mohli udělat, jsou izotermální podmínky v rovnicích (38), (41) a (42) pro rekrystalizaci, růst zrna a precipitaci převedeny do neizotermálních podmínek tváření definováním teplotně upraveného času (Scheilův princip). Po skončené rekrystalizaci je rekrystalizovaná velikost zrna, modifikovaná patřičným růstem, vsunuta do dalšího průchodu. V případě, že rekrystalizace neproběhne úplně, musíme vzít do úvahy kumulovanou deformaci z jednoho průchodu do dalšího. Když proběhne pouze částečná rekrystalizace, další výpočty požadují znalost rekrystalizovaného a nerekrystalizovaného podílu v na sebe navazujících průchodech. V obou případech se musí provést úpravy v rovnicích. Pro většinu případu tvářecích pochodů, které jsou modelovány, jsou pak použity rozdílné přístupy. Podmínky, které vedou k predikci, jsou natolik přesné pouze pro model, který byl kriticky ověřen srovnáním předpokládané mikrostrukty s reálným tvářecím pochodem nebo laboratorní simulací.

*

110 *


Obr. 68 Diagram o principech mikrostrukturálních změn během mnohoprůchodového válcování 3.2.3. Výstup pro submodel STRUKTURA Výstup z tohoto sub‐modelu je nejlépe charakterizován velikostí austenitického zrna průchod za průchodem, jak je zřejmé z obr. 69. V tomto zjednodušeném modelu KŘT dosahuje velikost zrna po ohřevu 250 μm. U C‐Mn ocelí dochází k postupnému zjemňování zrna, které je následováno růstem po každém úběru. Pro ocel s 0,04 % Nb je průběh podobný, ale růst zrna je zpomalován účinkem niobu v tuhém roztoku.

Obr. 69 Změna ve velikosti austenitického zrna predikovaná při válcování 20 mm plechu z bramy 200 mm u C‐Mn oceli s 0,04 Nb

*

111 *


Tento rozdíl v růstu zrna je kritický pro stanovení proměnných při řízeném tváření. Pro C‐Mn ocel je to teplota konce rozválcovacích úběrů a následná ochlazovací rychlost, která určuje rozsah růstu zrna a tím také vstupní velikost austenitického zrna do doválcovacích průchodů. U oceli s niobem je tomu trochu jinak. Tím určujícím parametrem je velikost úběru, protože tento má hlavní vliv na hodnotu drex v rovnici (39) a růst zrna je zanedbatelný. Tato kritická role velikosti úběrů v případu RŘT je důležitým závěrem při modelování, i v souvislosti s dříve diskutovaným problémem Ti‐V ocelí, ve kterých je růst zrna zpomalován TiN částicemi.

Obr. 70 Porovnání predikovaného a měřeného austenitického zrna u dvou schémat vždy 4 stupňového tlakového testu u Ti‐V oceli. Když se vrátíme k obr. 69, pak prodleva mezi rozválcovacími a doválcovacími úběry umožňuje pokles teploty na 900 °C, což vede k neúplné rekrystalizaci C‐Mn ocelí v doválcovacích úběrech. Vzniká komplikovaná smíšená struktura s obvykle účinným snížením střední velikosti zrna na 15 μm při konci válcování. Může být v této souvislosti zdůrazněno, že tato prodleva u C‐Mn ocelí se běžně nepoužívá. Pro Nb ocel je tato prodleva typická u KŘT, takže poslední úběry jsou pod teplotou konce rekrystalizace Tnr. Rekrystalizační vztahy založené na jednotlivých úběrech v závěrečné fázi válcování jsou zobrazeny na obr. 69. Z něho vyplývá, že snad částečná rekrystalizace se může objevit po čtvrtém průchodu z důvodů akumulované deformace. V praxi se to obvykle nevyskytuje. Jak bylo diskutováno v předcházejících kapitolách, ten rozdíl vzniká proto, že dodatečná

*

112 *


napěťovo‐indukovaná precipitace mezi dokončovacími úběry znehodnocuje aplikaci jednoduchých vstupujících údajů pro jednotlivé průchody. V tomto případě bude nutné navrhnout úpravu výstupních rovnic pro jednotlivé průchody. Tento výše uvedený případ nás varuje v používání jednoduchých a neověřených mikrostrukturálních modelů a ukazuje neobyčejnou složitost simulace reálného tvářecího procesu. Toto prověření může být ověřeno laboratorní simulací, laboratorním válcováním nebo válcováním na reálné trati. Laboratorní simulace vyžaduje ohřev a ochlazování vzorků. Jako příklad potvrzení je zde uveden obr. 70. Při průmyslovém válcování bylo zjištěno nepřímé potvrzení při vstupu mikrostruktury do sub‐modelu DEFORMACE. Použití hodnoty meze kluzu v sub‐modelu MECHANIKA umožňuje předpovídat válcovací síly porovnatelné se zaznamenanými. Podobně alternativně je mikrostruktura vzniklá po válcování a chlazení srovnávána přímo s předpověděnou v sub.modelu STRUKTURA, který zahrnuje vliv austenitické struktury a podmínek ochlazování na transformovanou mikrostrukturu. Jako příklad těchto prověření je ukázán obr. 71.

Obr. 71 Srovnání predikované a měřené velikosti feritického zrna pro C‐Mn‐Nb plech Tyto závěry ukazují na pronikavý úspěch modelování mikrostrukturního vývoje a jejího vlivu při válcování oceli za tepla ačkoli stále existují některá základní nedorozumění a odchylky ve formulaci tvaru mikrostrukturálních rovnic, uváděná rozličnými skupinami autorů. Pro nejpoužívanější průmyslová schémata vede postupné zjemňování austenitického zrna k možnosti předpovídat platnost rovnic, takže tyto odlišnosti mohou být korigovány po každém dalším válcování.

*

113 *


Konečná počítačová predikce struktury v podstatě pouze následně odpovídá „skutečnému životu“, a podtrhuje úspěch průmyslových úběrových schémat, používaných ještě před dnešními složitými kontrolními procesy. Na druhé straně tyto nové přístupy poskytují možnost uživatelům využívat je při tváření nových výrobků a podstatně zvyšují úroveň kontroly celého procesu, která je založena na modelování. Jako příklad je zde uveden obr. 18, kde existuje model pro každou dílčí operaci a je spojen do jednotného řídicího systému. Je snad těžké říci nakolik je tento koncept realizován v současnosti, ale lze předpokládat, že do budoucna bude tento fyzikální princip základem průmyslově řízených termomechanických procesů. Termomechanické procesy se začínají používat v rostoucí míře jak pro tváření oceli, tak pro tváření neželezných kovů. Je to spojováno s rostoucí schopností počítačů a pochopitelně s mnohem lepším porozuměním individuálních mechanizmů vstupujících do úvahy při tváření. Čím více realistická je simulace v laboratoři, spojená s výkonnými a přesnými modely, tím lepší a realističtější je výstup. Současná tendence k výrobě jemnozrnných výrobků, vedoucí dokonce k velikosti zrna mezi 1 až 2 μm, se stále zvyšuje. Takováto mikrostruktura např. vede u nízkolegovaných feritických ocelí, které jsou houževnaté v kapalném dusíku, dosahovat meze kluzu 560 až 700 MPa, což dříve bylo možné dosáhnout pouze kalením a popouštěním. V současné době je nutné si uvědomit, že dochází k náhradě empiricky stanovených schémat současnými, vysoce propracovanými fyzikálními modely, které ovšem vyžadují základní výzkum v oblasti fyzikální metalurgie, v oblasti mikrostrukturálních změn a jejich vlivů na mechanické vlastnosti.

Příklad Ze zadaných hodnot vykreslete graf závislosti napětí na deformaci, pomocí exponenciální regrese vytvořte rovnici zpevnění popisující tuto závislost. Tato úloha bude vypracována v programu MS Excel. Ve dvou sloupcích jsou zadány hodnoty deformace ε v rozsahu 0,01 – 1,5 s krokem 0,01 a odpovídající hodnoty napětí.

*

114 *


Tato data byla experimentálně získána z krutové zkoušky. Příklad zadání těchto hodnot je uveden v tabulce 11. Tyto hodnoty poslouží pro tvorbu 2D grafu (bodový s vyhlazenými spojnicemi). Tabulka 11 Výčet z prvních 10 zadaných hodnot deformace a napětí ε []

0,01

σ [MPa]

0,02

0,03

0,04

0,05

217,56 226,02 231,12 234,80 237,70

0,06

0,07

0,08

0,09

0,1

240,10 242,14 243,93 245,51 246,94

Dalším úkolem je vytvoření rovnice závislosti zpevnění, tj. rovnice pro výpočet napětí v závislosti na deformaci. Tuto rovnici lze získat po kliknutí pravým tlačítkem myši na křivku v grafu pomocí položky „Přidat spojnici trendu“. Z nabídky je potřeba vybrat exponenciální spojnici, jelikož rovnice zpevnění materiálu je v exponenciálním tvaru. V grafu je možno tuto rovnici zobrazit, stejně tak je zde také možnost zobrazení hodnoty spolehlivosti R2. Čím více se hodnota R2 blíží k 1, tím je popis křivky výslednou rovnicí přesnější. Podle regresní analýzy programu MS Excel je tedy rovnice, popisující křivku zpevnění, v následujícím tvaru (55).

σ = 280 ,25 ⋅ ε 0 ,055

(55)

Hodnota spolehlivosti je v tomto případě rovna 1. Kontrolu je možno provést zpětným výpočtem. Do dalšího sloupce je nutno zapsat výslednou rovnici s proměnnou hodnotou deformace podle zadaných hodnot. Kontrolní výpočet je přiblížen pomocí tabulky 12. Tabulka 12 Výčet z prvních 10 zadaných hodnot deformace a napětí ε [] σ [MPa]

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

271,56 226,02 231,12 234,80 237,70

*

115 *

0,06

0,07

0,08

0,09

0,1

240,10 242,14 243,93 245,51 246,94


Graf, vytvořený ze zadaných hodnot závislosti napětí na deformaci, spolu s vytvořenou rovnicí mocninné závislosti a hodnotou spolehlivosti, je vyobrazen na obr. 72.

Obr. 72 Závislost deformačního odporu na deformaci

Shrnutí pojmů kapitoly 3 Fyzikální

vlastnosti

materiálů

lze

provést

fyzikálním

modelováním

termomechanických procesů. Toto lze provést pomocí standardizovaných testů. Při fyzikálním modelování lze studovat některé základní děje – např. studium třecích nebo geometrických podmínek deformace. Výsledkem je zjištění vlivu různých podmínek na vlastnosti zkoumaného materiálu. Mezi nejrozšířenější testy patří – test tahový, tlakový a krutový prováděné při vysokých teplotách. Při počítačovém modelování dochází ke kvantifikování základních mechanizmů, které vstupují do termomechanického tváření. Vstupující veličiny lze definovat individuálně. Modelování vždy vyžaduje komplexní multidisciplinární přístup zahrnující fyzikální metalurgii, metalurgické inženýrství, mechaniku, aplikovanou mechaniku, a v neposlední řadě matematiku a systémové inženýrství.

Otázky k probranému učivu

*

116 *


38. Jak lze charakterizovat termomechanické tváření? 39. Co je podstatou fyzikálního modelování termomechanického tváření? A co výsledkem? 40. Vyjmenujte základní testy, které se využívají při fyzikálním modelování. 41. Popište tlakovou zkoušku za tepla. Popište celý proces a vyjmenujte základní veličiny. 42. Jaký mají tvar vzorky, využívající krutovou zkoušku? Popište proces krutové zkoušky. 43. Pokud provádíme zkoušky za tepla, jakým způsobem dochází k ohřevu vzorku? Jak a čím je snímána teplota vzorku? Lze teplotu vzorku nějak regulovat? 44. Napište vzorce pro skutečnou deformaci a deformační rychlost a popište jednotlivé veličiny ve vzorcích. 45. Objasněte rozdíl mezi tahovou a tlakovou zkouškou. Jaký je rozdíl v používaných zkušebních vzorcích. 46. Kdy vzniká při procesu tlakové zkoušky soudkovitost? 47. Popište a vysvětlete plane‐strain test. 48. Objasněte proces metody channel die compression. 49. Uveďte příklad počítačového modelování.

Použitá literatura, kterou lze čerpat k dalšímu studiu

[1] VERLINDEN, B., DRIVER, J., SAMAJDAR, I., DOHERTY, D.R. ThermoMechanical Processing of Metallic Materials, Pergamon Materials Series‐ series ed. R.W. Cahn, Elsevier, Amsterdam, 2007, 332 p. ISBN 978‐0‐08‐044497‐0. [2] JONAS, J.J., SELLARS, C.M. Thermomechanical Processing. In Future developments of Metals and ceramics. (Edited by J.A.Charles, G.W. Greenwood and G.C. Smith), London Institute of Materials, 1992, 150 p., ISBN 09017‐16030. [3] WEISS, I., SEMIATIN, S.L. Thermomechanical processing of alpha titanium alloysan overview, Materials Science and Engineering A263, 1999, p. 243‐256.

*

117 *

Vysoká škola báňská Technická univerzita Ostrava. TERMOMECHANICKÉ PROCESY TVÁŘENÍ (studijní opory) doc. Ing. Radim Kocich, Ph.D

Recommend Documents