VYSOKÁ ŠKOLA BÁŇSKÁ TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA FAKULTA METALURGIE A MATERIÁLOVÉHO INŢENÝRSTVÍ STUDIJNÍ OPORA. Ing. Petra Váňová, Ph.D.

Transkript

1 VYSOKÁ ŠKOLA BÁŇSKÁ TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA FAKULTA METALURGIE A MATERIÁLOVÉHO INŢENÝRSTVÍ STUDIJNÍ OPORA Název opory/předmětu: Základy tepelného zpracování Číslo předmětu: /01 Autor: Garant předmětu: Ing. Petra Váňová, Ph.D. prof. Dr. Ing. Jaroslav Sojka Tato studijní opora vznikla v rámci projektu FRVŠ, č. projektu 2184/2011/F1.

2 Předmluva Předmluva Studijní opora k předmětu Základy tepelného zpracování je určena jak studentům prezenční formy studia, tak především studentům kombinované formy studia. V kombinované formě studia je mnohem menší podíl přímé kontaktní výuky, coţ činí toto studium pro studenty mnohem obtíţnějším. Studijní opora k předmětu Základy tepelného zpracování je pomocníkem, který má tento handicap alespoň jistým způsobem eliminovat. Nejedná se tedy o nová skripta. Studijní opora je určitou náhradou, je-li to moţné, za chybějící přímou výuku a mezičlánkem k následnému studiu vlastní odborné literatury, ať jiţ to budou skripta nebo jiné publikace. Při psaní studijní opory jsme se snaţili o co největší srozumitelnost textu. Té není moţné dosáhnout, alespoň podle našeho názoru, bez určitých zjednodušení, omezení a někdy i nepřesností. Pokud by někomu připadalo, ţe zjednodušení je příliš mnoho, předem se omlouváme. Ale naše pedagogické zkušenosti z výuky tohoto předmětu nás přivedly k výsledku, kterým je právě tento text. I přes pečlivou kontrolu textu je téměř jisté, ţe jsme se v něm nevyhnuli chybám, překlepům apod., moţná i chybám věcným. Budeme vám vděčni, kdyţ nás na ně upozorníte, abychom je mohli opravit. Buď přímo, nebo mailem na adresu: petra.vanova@vsb.cz, jaroslav.sojka@vsb.cz. Přejeme vám všem, kdo budete studijní oporu vyuţívat, hodně sil ke studiu! 1

3 Úvod význam tepelných zpracování Průvodce studiem Studijní opora je rozdělena do dvanácti kapitol. Kaţdá z nich se dělí na menší celky. U kaţdé kapitoly je uveden orientační čas ke studiu. Ten je jen hrubým vodítkem, jak dlouho by vám mohlo zvládnutí daného celku trvat. Neberte tedy tento údaj jako něco jednoznačně daného a do studia se klidně pusťte, i kdyţ máte času méně. Jak byste mohli se studijní oporou pracovat? Zkuste si kapitolu celou přečíst nebo si ji rozdělte na menší celky. Obrázky si důkladně prohlédněte a logicky je propojte s psaným textem. Většinu obrázků, zejména schémata a diagramy, si zkuste sami od ruky nakreslit. Jsou-li v kapitole řešené příklady, vyřešte je tak, ţe je přepíšete a výpočty provedete sami. Pak se podívejte na shrnutí pojmů a zkuste si zodpovědět, zda vám tyto pojmy něco říkají. Na závěr kapitoly přejděte k otázkám a pokuste se formulovat odpovědi alespoň na některé z nich. Otázky jsou formulovány jednoduše, tak abyste odpověď našli v textu. Odpovídejte stručně, nejlépe písemně!!! Ke studiu vám pomohou i videa, která teoretickou část doplňují. Pak můţete přistoupit k úlohám k řešením, tzv. programům. Postupujte tak, ţe se podíváte jen na zadání a příklad zkusíte vyřešit sami. Pokud vám to nepůjde, podívejte se na postup do studijní opory. Pokuste se formulovat závěry, které z úloh vyplývají. Budete-li mít problémy, s nimiţ si nebudete vědět rady, obraťte se na nás mailem, nebo přímo na přenáškách. 2

4 Úvod význam tepelných zpracování OBSAH STUDIJNÍ OPORY Předmluva... 1 Průvodce studiem... 2 Obsah studijní opory ÚVOD VÝZNAM TEPELNÝCH ZPRACOVÁNÍ KOVOVÝCH MATERIÁLŮ, ZÁKLADNÍ ROZDĚLENÍ... 5 Výklad... 5 Shrnutí pojmů Otázky OHŘEV KOVOVÝCH SOUČÁSTÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky FÁZOVÉ PŘEMĚNY AUSTENITU PŘI OCHLAZOVÁNÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky TRANSFORMAČNÍ DIAGRAMY Výklad Shrnutí pojmů Otázky NEŢÁDOUCÍ DĚJE PŘI TEPELNÉM ZPRACOVÁNÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky ŢÍHÁNÍ OCELÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky KALENÍ OCELÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky POPOUŠTĚNÍ OCELÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky PNUTÍ PŘI KALENÍ OCELÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky CHEMICKO-TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ OCELÍ Výklad Shrnutí pojmů Otázky TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ LITIN

5 Úvod význam tepelných zpracování Výklad Shrnutí pojmů Otázky TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ NEŢELEZNÝCH KOVŮ Výklad Shrnutí pojmů Otázky Literatura PŘÍLOHA Program č. 1 Konstrukce ARA diagramu Program č. 2 Čelní zkouška prokalitelnosti + Mikrostrukturní rozbor Program č. 3 Kritická rychlost ochlazování METALOGRAFICKÝ ATLAS OCELÍ PO TEPELNÉM ZPRACOVÁNÍ Ocel Ocel Ocel Ocel Ocel Ocel VIDEOZÁZNAMY Čelní zkouška prokalitelnosti Provozní tepelné zpracování Povrchové kalení 4

6 Úvod význam tepelných zpracování 1. ÚVOD VÝZNAM TEPELNÝCH ZPRACOVÁNÍ KOVOVÝCH MATERIÁLŮ, ZÁKLADNÍ ROZDĚLENÍ Čas ke studiu: 0,5 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: popsat smysl tepelného zpracování kovových materiálů; rozdělit tepelná zpracování podle různých kritérií. Výklad Význam tepelných zpracování kovových materiálů Tepelné zpracování se provádí za účelem dosaţení poţadované struktury s určitými mechanickými, fyzikálními a chemickými vlastnostmi. Změny vnitřní stavby materiálu a v jejich důsledku i změny vlastností jsou vyvolány kvantitativními změnami teploty, popř. účinky aktivního prostředí. Teplotní cyklus definujeme jako změnu teploty výrobku v určitém rozmezí v závislosti na čase. Ţíhací cyklus můţeme rozdělit do tří základních etap, a to na ohřev, prohřev, výdrţ na teplotě a ochlazování. Obecný diagram tepelného zpracování je uveden na obr Takovéto ţíhací cykly se mohou opakovat i vícekrát za sebou. Ohřev je charakterizován výší teploty ohřevu a rychlostí ohřevu, tj. nárůstem teploty ohřívaného výrobku za jednotku času. Prohřev je důleţitý pro vyrovnání teplot mezi povrchem výrobku, který se ohřívá rychleji, a jeho středem. Výdrţ na teplotě spočívá v udrţování výrobku na určité teplotě po určitou dobu, která je potřebná k průběhu fyzikálních a chemických přeměn, např. dochází k austenitizaci ocelí nebo homogenizaci. Ochlazování závisí na rychlosti ochlazování, tedy na poklesu teploty za jednotku času. Pozn.: Austenitizací se myslí přeměna feritu nebo perlitu na austenit, při úplné austenitizaci dochází k rozpouštění karbidických částic. Při homogenizaci dochází vlivem difúze k vyrovnání chemického složení např. po průřezu ingotů. Homogenizace vyžaduje ohřev na vyšší teplotu, nežli odpovídá ohřevu při austenitizaci. 5

7 Úvod význam tepelných zpracování Obr. 1.1 Obecný diagram tepelného zpracování V závislosti na působení vnějších podmínek můţeme tepelná zpracování (zaměříme se zejména na tepelná zpracování ocelí) rozdělit na: Tepelné zpracování, při kterém se vnitřní struktura kovu (oceli) záměrně mění pomocí změn teploty v závislosti na čase. Mezi tento druh tepelného zpracování patří ţíhání, kalení a popouštění. Chemicko-tepelné zpracování je způsob tepelného zpracování, při kterém se při určitém teplotním cyklu a vhodném sloţení pecní atmosféry mění chemické sloţení povrchových vrstev nebo i celého objemu výrobku. Při povrchovém chemickotepelném zpracování dochází většinou k difúznímu sycení povrchu výrobku nekovovými prvky. Příkladem je sycení povrchu uhlíkem, tzv. cementování, nebo dusíkem, tzv. nitridování. K difúznímu sycení povrchu se pouţívají také kovy, např. Cr nebo Al. Pak hovoříme o chromování nebo alitování. Při objemovém chemickotepelném zpracování se obvykle odstraňují neţádoucí příměsi jako vodík nebo uhlík z celého objemu výrobku. Příkladem objemového chemicko-tepelného zpracování je protivločkové ţíhání nebo oduhličování elektroplechů. Termomechanické zpracování vede ke změně struktury při společném působení změn teploty a plastické deformace. Vrátíme se k základnímu způsobu tepelného zpracování. Z termodymanického hlediska mohou probíhat změny struktury při tepelném zpracování v podstatě ve dvou směrech, a to: k dosaţení termodynamické rovnováhy, k dosaţení nerovnováţných struktur. Co se tím myslí? Při technologických operacích jako např. tváření za studena, obrábění nebo nerovnoměrném tuhnutí ingotů, se v kovové soustavě vyvolá stav se zvýšenou volnou energií, tj. soustava se nachází v nerovnováţném, metastabilním stavu. Při následujícím tepelném zpracování s pomalým ochlazováním získáme strukturu, která se bude blíţit rovnovážnému stavu, přičemţ se zmenšuje volná energie soustavy. Tento způsob tepelného zpracování se nazývá ţíhání. Pokud v průběhu ţíhacího cyklu dojde k překročení eutektoidní teploty 6

8 Úvod význam tepelných zpracování (T = 727 C viz diagram Fe-C, označujeme ji jako A 1 ) jedná se o žíhání s překrystalizací. Žíhání bez překrystalizace probíhá obvykle pod teplotou A 1, tedy bez fázové přeměny. Tepelné zpracování k dosažení nerovnovážné struktury souvisí s rychlým ochlazováním ze zvýšených teplot, a tím potlačení difúzní fázové přeměny. U ocelí se tento postup tepelného zpracování nazývá kalení. Po kalení obvykle následuje teplotní cyklus nazývaný popouštění, jehoţ cílem je přiblíţit zakalenou strukturu rovnováţnému stavu. Ve slitinách neţelezných kovů (např. hliníkových slitinách) se tento postup nazývá vytvrzování. Hlavní postupy tepelného zpracování jsou uvedeny v tabulce 1.1. Blíţe se k jednotlivým postupům tepelného zpracování dostaneme v následujících kapitolách, v nichţ se zaměříme především na tepelné zpracování ocelí. Na závěr se v kapitole 11 budeme věnovat tepelnému zpracování litin a v kapitole 12 tepelnému zpracování neţelezných kovů. 7

9 Úvod význam tepelných zpracování Tabulka 1.1: Hlavní postupy tepelného zpracování Tepelné zpracování Chemicko-tepelné zpracování Tepelně-mechanické zpracování Ţíhání Kalení a popouštění Vytvrzování Objemové Povrchové Bez překrystalizace S překrystalizací Austenitických ocelí Objemové Povrchové Popouštění Rozpouštěcí ţíhání Stárnutí Ţíhání pro sníţení obsahu vodíku Ţíhání pro sníţení obsahu uhlíku Difúzní sycení povrchu nekovy Difúzní sycení povrchu kovy Ke sníţení pnutí Rekrystalizační Na měkko Normalizační Homogenizační Izotermické Rozpouštěcí Stabilizační Nepřetrţité (přímé) Přetrţité (stupňovité) Indukční nebo plazmové Nízkoteplotní Vysokoteplotní Přirozené Umělé Ţíhání po moření Protivločkové ţíhání Ţíhání elektroplechů pro sníţení wattových ztrát Cementování Nitrocementování Karbonitridování Sulfonitridování Boridování Chromování Hliníkování Zinkování Křemíkování Nízkoteplotní Vysokoteplotní 8

10 Úvod význam tepelných zpracování Shrnutí pojmů 1. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: teplotní cyklus; tepelné, chemicko-tepelné a termomechanické zpracování; rovnováţná a nerovnováţná tepelná zpracování; Otázky Jaký je význam tepelného zpracování? 2. Jaké tři hlavní etapy jsou charakteristické pro ţíhací cyklus? 3. Které veličiny popisují etapy ţíhacího cyklu? 4. Popište rozdíly mezi tepelným zpracováním, chemicko-tepelným zpracováním a termomechanickým zpracováním? Uveďte příklady jednotlivých způsobů tepelných zpracování. 5. Co znamená rovnováţné a nerovnováţné tepelné zpracování? Uveďte příklady. 9

11 Ohřev kovových součástí 2. OHŘEV KOVOVÝCH SOUČÁSTÍ Čas ke studiu: 1 hodina Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: Popsat, na čem závisí ohřev kovových součástí; stanovit teplotu a dobu ohřevu; vyjmenovat a definovat reţimy ohřevu. Výklad Cílem ohřevu je ohřát tepelně zpracovávaný předmět na poţadovanou teplotu s přípustnou nerovnoměrností teplotního pole po průřezu ohřívaného tělesa. Při tom by měly být dodrţeny následující podmínky: minimální oxidace, resp. oduhličení povrchu; zamezení vzniku defektů (trhlin); minimální spotřeba energie. K ohřevu kovových součástí můţe docházet různými způsoby: v plynových nebo elektrických pecích (stacionárních nebo průběţných) se vzdušnou nebo ochrannou atmosférou, popř. ve vakuu; v tekutých lázních; indukčně; odporově; přímým plamenem; ve fluidních vrstvách; laserem (např. při tepelném zpracování povrchu kovových těles). Nejrychlejší způsob ohřevu je elektrickým proudem, odporově nebo indukčně. V lázních je rychlost ohřevu vyšší neţ v pecích a součást se ohřívá stejnoměrněji, čímţ se sníţí nebezpečí tvarových deformací. Lázně se pouţívají především k ohřevu legovaných součástí. Ohřívací lázně jsou tvořeny: roztavenými kovy (např. olovem Pb jedovaté páry!); slitinami kovů (slitiny olova Pb s cínem Sn); roztavenými solnými lázněmi: směsmi dusičnanů a dusitanů (pouţívají se do 600 C); chloridovými lázněmi na bázi Na a K (pouţití v rozsahu teplot 600 aţ 1000 C); 10

12 Ohřev kovových součástí směsmi fluoridů na bázi Na, Ca a Ba s boraxem Na 2 B 4 O 7 (pouţití v rozsahu teplot 1000 aţ 1300 C). Často se však lázně pouţívají k řízenému ochlazování při kalení. Ohřev je charakterizován výší teploty ohřevu a rychlostí ohřevu, tj. nárůstem teploty ohřívaného výrobku za jednotku času. Rychlost ohřevu se obvykle udává v jednotkách C/s nebo s jinou časovou jednotkou ( C/min, C/hod). Výměna tepla při ohřevu ocelí Výměna tepla při ohřevu ocelí je sloţitý proces, který zahrnuje přestup tepla mezi plynnou fází nebo kapalnou (atmosférou pece, solnou lázní), ohřívaným materiálem a vyzdívkou pece. Tyto procesy jsou časově neustálené, tj. nestacionární. V pracovním prostředí pece při ohřevu ocelí můţeme rozlišit: vnější výměnu tepla, tzn. pohyb tepla z atmosféry pece a povrchu vyzdívky na povrch vsázky. vnitřní výměnu tepla, tzn. přenos tepla z povrchu vsázky do jejího středu. Vnější výměna tepla se uskutečňuje především sáláním a prouděním (konvekcí). Intenzita tepelného přenosu mezi pevnou fází a prostředím je charakterizována součinitelem přestupu tepla. Vnitřní výměna tepla se uskutečňuje vedením (kondukcí). Schopnost oceli vést teplo je charakterizována její tepelnou vodivostí m. Tepelná vodivost kovů a jejich slitin závisí na struktuře, sloţení, teplotě, homogenitě a podmínkách zpracování. Na obr. 2.1 je uvedena teplotní závislost tepelné vodivosti ţeleza a různých druhů ocelí. Obr. 2.1 Teplotní závislost koeficientu tepelné vodivosti [W m -1 K -1 ] pro: A čisté ţelezo, B uhlíkové a nízkolegované oceli, C středně legované oceli, D vysokolegované oceli, E nástrojové oceli 11

13 Ohřev kovových součástí Výměnu tepla při ohřevu ocelí lze charakterizovat tzv. Biotovým kritériem Bi, které vyjadřuje poměr vnitřního odporu x/ k vnějšímu odporu 1/ (rov. 2.1). Biotovo kritérium charakterizuje ohřívaná tělesa z hlediska teplotního spádu po průřezu. Bi x rov. 2.1 kde x je charakteristický geometrický rozměr v metrech, je koeficient tepelné vodivosti ve W m -1 K -1, je součinitel přestupu tepla sáláním a konvekcí ve W m -2 K -1. Charakteristický geometrický rozměr x je: polovina tloušťky plechu při oboustranném ohřevu, plná tloušťka plechu při jednostranném ohřevu, poloměr válce. Tělesa se podle Biotova kritéria označují jako: tělesa tenká, kdyţ Bi 0,25, tělesa tlustá, kdyţ Bi > 0,5. Ohřev tenkých těles probíhá obvykle při konstantní teplotě a nevzniká u nich během ohřevu výrazný teplotní spád mezi povrchem a středem ohřívaného tělesa. Rozhodujícím kritériem je vnější výměna tepla. Při výpočtech doby ohřevu se počítá jen s teplotou povrchu tělesa. Tlustá tělesa jsou při ohřevu charakteristická výrazným teplotním spádem mezi povrchem středem a je nutné počítat jak s vnější, tak s vnitřní výměnou tepla. Ohřev hrubých těles v praxi probíhá za konstantní hustoty tepelného toku. Příklad Desky z uhlíkové nebo nástrojové oceli o tloušťce 10 nebo 50 mm jsou jednostranně ohřívány v peci nebo v solné lázni z teploty 20 C na teplotu 840 C. Určete, zda se jedná o těleso tepelně tenké nebo tlusté. Řešení Protoţe se koeficient tepelné vodivosti i součinitel přenosu tepla mění s teplotou, stanovíme si nejprve střední hodnotu teplotu T stř. v intervalu teplot ohřevu. Střední hodnota teploty T stř. T stř. = T/2 = 820/2 = 410 C Pro střední hodnotu teploty T stř. jsou: součinitel přenosu tepla (W m -2 K -1 ) -1 Pec = 200 W m -2 K -1 Solné lázně (KCl, BaCl 2 ) = 880 W m -2 K 12

14 Ohřev kovových součástí Koeficient tepelné vodivosti (W m -1 K -1 ) odečteme z obr. 2.1 pro střední hodnotu teploty T stř. = 410 C: -1 Uhlíková ocel = 41,5 W m -1 K -1 Nástrojová ocel = 19,5 W m -1 K Jedná se o jednostranný ohřev desky, proto x se rovná tloušťce plechu, tedy 20 nebo 50 mm. Nyní dosadíme do rovnice 2.1. Výsledky jsou shrnuty v tabulce 2.1. Tabulka 2.1: Výsledky příkladu: hodnoty Biotova kritéria pec solná lázeň 10 mm 50 mm 10 mm 50 mm uhlíková ocel 0,05 0,24 0,21 1,06 nástrojová ocel 0,1 0,51 0,45 2,26 tělesa tepelně tenká Bi 0,25 tělesa tepelně tlustá Bi > 0,5 Uhlíková ocel má vyšší koeficient tepelné vodivosti neţ nástrojová, a proto je ohřev uhlíkové oceli jednodušší bez nebezpečí vysokých vnitřních pnutí. Nástrojová ocel se bude muset při větších tloušťkách materiálu ohřívat pomaleji nebo stupňovitě. Ohřev v solných lázních, které mají vyšší součinitel přenosu tepla, bude nutné provádět pomaleji nebo stupňovitě, a to především u větších tloušťek materiálu a u nástrojových ocelí. Technologické zásady pro ohřev kovů Při ohřevu kovů vznikají v důsledku rozdílných teplot na povrchu součáti a v jejím středu vnitřní pnutí, jejichţ velikost je ovlivněna řadou faktorů (struktura materiálu, chemické sloţení, tvar součásti ad.). Rozhodující faktorem pro velikost vnitřních pnutí je i rychlost ohřevu. Jelikoţ povrchové vrstvy se ohřívají rychleji neţ jádro, na povrchu dochází k vyšší dilataci (roztaţnosti). Vzniklé objemové změny vyvolávají vnitřní pnutí, která se vyrovnávají deformací. Vnitřní pnutí jsou tím vyšší, čím je větší teplotní spád mezi pecí a tělesem, dále vzrůstají s rostoucím koeficientem tepelné roztaţnosti a s klesající tepelnou vodivostí. Nepříznivě působí i tvarová komplikovanost ohřívaného předmětu, tj. rozdíly v tloušťkách stěn, ostré přechody, zápichy atd. U málo tvárných materiálů můţe toto vnitřní napětí překročit mez pevnosti, čímţ dojde ke vzniku trhlin. Trhliny vzniklé při ohřevu mají černý zoxidovaný povrch. Pro vyrovnání vnitřních pnutí je nutná doba, za kterou dojde k prohřevu součásti. Více o vnitřních pnutích, která mohou vznikat v tepelně zpracovávané součásti, si povíme v další z následujících kapitol. Důleţitou technologickou zásadou při ohřevu kovových součástí je vhodnost uloţení vsázky. Za vysokých teplot se výrazně sniţuje pevnost ocelí, tzn., ţe při nevhodném uloţení těles se mohou deformovat i vlastní tíhou, např. při vodorovném uloţení dlouhých tenkostěnných těles. Při ohřevu je třeba také zajistit co nejúčinnější přestup tepla na vsázku a současně její 13

15 Ohřev kovových součástí rovnoměrný ohřev, tak aby se mohla uplatnit přirozená cirkulace pecní atmosféry. Rovnoměrnější přestup tepla a zvýšení rychlosti ohřevu mezi pecní atmosférou a vsázkou lze zajistit nucenou cirkulací atmosféry. Té se pouţívá v pecích pro nízké teploty, ale i v solných lázních. Rychlost ohřevu (nebo ochlazování) se stanovuje jako průměrná hodnota vzrůstu teploty za časovou jednotku v rozmezí mezi počátkem a koncem ohřevu nebo ochlazování. Uvádí se v jednotkách C za časovou jednotku ( C/s, C/hod). kde v ohr je rychlost ohřevu, T 1 je teplota ohřevu, T 0 je počáteční teplota, t 1 je doba ohřevu. T T 1 0 v ohř. rov. 2.2 t1 Dosažitelná rychlost ohřevu je dána konstrukcí a výkonem pece, způsobem předávání tepla, počáteční teplotou v pracovním prostoru, hmotností vsázky a způsobem rozloţení kusů ve vsázce. Dovolená rychlost ohřevu je definována jako maximální rychlost ohřevu, která nevyvolá nepřípustné hodnoty vnitřního pnutí, způsobující nepřípustné deformace nebo porušení materiálu. Dovolená rychlost ohřevu je určena sloţením oceli, způsobem výroby zpracovaných kusů (litím, tvářením), přítomností zbytkových pnutí, tvarem a rozměry sortimentu. Ohřev materiálu lze realizovat různými reţimy ohřevu. Při pomalém ohřevu se vsázka ukládá do chladné pece a postupně se ohřívá. Teplotní spád je po průřezu tělesa malý, a proto i vnitřní pnutí jsou malá. Výrobnost pece je však nízká. Stupňovitý ohřev se skládá ze dvou a více stupňů a uskutečňuje se prostřednictvím více ohřívacích prostředí o různých teplotách (např. předehřev v peci, dohřev v solné lázni). Stupňovitý ohřev se uplatňuje např. u rychlořezných ocelí při ohřevu na kalicí teplotu, čímţ se sníţí vnitřní pnutí v důsledku nízké tepelné vodivosti na minimum. Probíhá-li tepelné zpracování uhlíkových nástrojových ocelí s ohřevem do 900 C, volí se jednostupňový předehřev při 650 C. Při tepelném zpracování legovaných nástrojových ocelí s ohřevem nad 900 C se pouţívá vícestupňový předehřev při 650 C a 850 C. Normální ohřev se provádí v komorových pecích nebo solných lázních vyhřátých na teplotu o něco vyšší neţ je poţadovaná teplota tělesa a dále se teplota pece udrţuje konstantní. Teplotní spád a vnitřní pnutí jsou vyšší v porovnání pomalým ohřevem. Zvyšuje se zároveň i výkon pece. Při zrychleném ohřevu je teplota pece před vloţením vsázky podstatně vyšší, neţ je poţadovaná teplota ohřevu. Rychlý ohřev se provádí v pecích, které jsou nepřetrţitě ohřívány na teplotu podstatně vyšší, neţ je poţadovaná teplota ohřevu vsázky. Úroveň vnitřních pnutí, ale i výkonnost pece je 14

16 Ohřev kovových součástí nejvyšší. Pouţívá se u průběţných pecí, kde při přesném dodrţení doby ohřevu nedochází k přehřátí vsázky. Stanovení doby ohřevu Pro stanovení doby ohřevu lze vyuţít různých empirických vztahů, z nichţ uvedeme jen některé, obvykle pouţívané. Uhlíkové oceli (kruhový průřez) pec 600 C... 1 min. na 1 mm průřezu; pec 800 C... 0,5 min. na 1 mm průřezu; solná lázeň 800 C... 0,25 min. na 1 mm průřezu; Pb lázně 800 C... 0,1 min. na 1 mm průřezu. U slitinových ocelí se doby prodluţují o cca 25 %. Pro čtvercový nebo obdélníkový průřez je nutné prodlouţit doby ohřevu 1,5-2x. Na stanovení doby ohřevu má významný vliv tvar ohřívaného tělesa a jeho uloţení v peci. U tělesa je nutné stanovit charakteristický rozměr s a odpovídající tvarový koeficient k podle tabulky 2.2. Následně se spočítá tvarová tloušťka, jako součin s k. Z obrázku 2.2 se odečte pro danou tvarovou tloušťku doba ohřevu v minutách a to buď v komorové peci, nebo v solné lázni. Tato doba ohřevu platí pro jedno těleso samostatně uloţené v peci a zahrnuje celkový čas ohřevu včetně prohřev tělesa. Tabulka 2.2: Charakteristické rozměry tělesa a tvarový koeficient Těleso Charakteristický rozměr s Tvarový koeficient k Koule průměr koule 0,7 Krychle hrana krychle - délka 0,7 Válec průměr válce 1 Hranol délka hrany 1 kruh (prstenec) šířka kruhu 1,5 tloušťka kruhu 1,5 Deska Tloušťka 1,5 Roura tloušťka stěny 2,0 pro krátké roury 4,0 pro dlouhé roury 4,0 pro uzavřené roury 15

17 Ohřev kovových součástí Obr. 2.2 Závislost doby ohřevu v min na tvarové tloušťce s k v mm Příklad Určete dobu ohřevu v závislosti na charakteristickém rozměru s a tvaru tělesa v komorové peci a v solné lázni pro jednotlivé válcové těleso o průměru 60 mm. Řešení Tvarovou tloušťku stanovíte z tabulky 2.2. s k = 60 1,0 = 60 mm Dobu ohřevu pro tvarovou tloušťku 60 mm odečte z obr Odečtená doba ohřevu je: komorová pec t = 60 min, solná lázeň t = 25 min. 16

18 Ohřev kovových součástí Ohřev jednoho kusu tělesa by byl v mnoha případech neekomonický, a proto se ukládá do pece více těles najednou. To se však musí projevit na době ohřevu, kterou je nutné násobit faktorem F uloţení vsázky v peci podle obr Pokud jsou tělesa uloţena těsně vedle sebe, je zabráněno přirozenému proudění pecní atmosféry kolem kaţdého tělesa a doba ohřevu se proto u těles s kruhovým průřezem zdvojnásobí. S rostoucí vzdáleností těles od sebe (ve vztahu k charakteristickému rozměru s) se doba ohřevu úměrně zkracuje k základní době ohřevu jednotlivého tělesa. Obr. 2.3: Faktor závislý na uspořádání v peci Příklad Jak se změní doba ohřevu (viz předchozí příklad), kdyţ bude více těles uloţeno těsně vedle sebe a v případě, ţe budou od sebe vzdálena o 0,5s. Řešení Dobu ohřevu pro jednotlivé těleso jsme si určili v předchozím příkladu: komorová pec t = 60 min, solná lázeň t = 25 min. 17

19 Ohřev kovových součástí Při stanovení doby ohřevu pro více těles uloţených těsně vedle sebe musíme dobu ohřevu násobit faktorem rozloţení ohřívaného materiálu v peci F = 2 (viz obr. 2.3). Pak oba ohřevu je: komorová pec t = 60 2 = 120 min, solná lázeň t = 25 2 = 50 min. Faktor rozloţení ohřívaného materiálu v peci při stanovení doby ohřevu pro tělesa od sebe vzdálena o 0,5s je F = 1,4 (viz obr. 2.3) a doba ohřevu je rovna: komorová pec t = 60 1,4 = 84 min, solná lázeň t = 25 1,4 = 35 min. Jiný empirický vztah pro výpočet doby ohřevu t zahrnuje do výpočtu doby ohřevu konstantu závislou na druhu oceli: t = A F b 3/2 rov. 2.1 kde A je konstanta pro druh oceli, F je faktor rozloţení ohřívaného materiálu v peci, b je tloušťka nebo průměr ohřívaného materiálu. A = 10 pro uhlíkovou ocel, A = 13,3 pro legované oceli do teploty ohřevu 850 C, A = 6,7 pro legované oceli v intervalu teplot 850 C aţ 1200 C, A = 20 pro vysokolegované oceli. Příklad Určete dobu ohřevu válcového tělesa o průměru 60 mm z uhlíkové oceli a z vysokolegované oceli uloţeného v peci jednotlivě (F = 1). Řešení Dosadíme do rov Doba ohřevu pro jednotlivé těleso je: pro uhlíkovou ocel t = /2 = 4647 s = 77 min pro vysokolegovanou ocel t = /2 = 9295 s = 155 min Shrnutí pojmů 2. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: vnější a vnitřní výměna tepla; Biotovo kritérium, tělesa tepelně tenká a tepelně tlustá; 18

20 Ohřev kovových součástí technologické zásady pro ohřev kovů; rychlost ohřevu; reţimy ohřevu. Otázky Jaké podmínky musí být dodrţeny při ohřevu kovových součástí? 7. Jakým způsobem lze kovové součásti ohřívat? 8. Jaké typy ohřívacích lázní se pouţívají pro ohřev kovových součástí? 9. Kterou veličinou je ohřev charakterizován? Uveďte i jednotky. 10. Charakterizujte vnější výměnu tepla. 11. Charakterizujte vnitřní výměnu tepla. 12. Co je Biotovo kritérium a k čemu nám slouţí? 13. Co způsobuje vnitřní pnutí v ohřívaných součástech? 14. Na čem závidí vnitřní pnutí v ohřívaných součástech? 15. Popište vhodné uloţení vsázky. 16. Čím se liší dosaţitelná a dovolená rychlost ohřevu? 17. Charakterizujte různé reţimy ohřevu. 19

21 Fázové přeměny austenitu při ochlazování 3. FÁZOVÉ PŘEMĚNY AUSTENITU PŘI OCHLAZOVÁNÍ Čas ke studiu: 1 hodina Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: rozlišit difúzní a bezdifúzní přeměny; popsat průběh fázových přeměn; definovat vlastnosti fází a strukturních sloţek. Výklad Tato kapitola se týká toho, jaké fáze nebo strukturní sloţky mohou vznikat při ochlazování austenitu, tedy tuhého roztoku. Které struktury vzniknou, závisí na podmínkách ochlazování, především na rychlosti ochlazování. Zjednodušeně rozlišujeme při ochlazování materiálu v pevném stavu dva způsoby ochlazování. Je to buď ochlazování izotermické, nebo ochlazování anizotermické. Izotermické ochlazování nazýváme ochlazování se zařazenou výdrţí na konstantní teplotě. Izotermické ochlazování se skládá ze tří etap. Materiál z dané teploty nejprve prudce ochladíme na zvolenou teplotu. Na této teplotě pak proběhne výdrţ (izotermická), to znamená, ţe materiál na této teplotě po vhodnou dobu setrvá. Třetí etapou je pak další ochlazování z teploty izotermické výdrţe na teplotu okolí. Toto ochlazování uţ probíhá většinou na vzduchu. Schematicky je izotermické ochlazování zobrazeno v souřadnicích teplota - čas na obr. 3.1 pro tři rozdílné teploty izotermické výdrţe. Obr. 3.1 Schematické znázornění izotermického ochlazování pro tři rozdílné teploty izotermické výdrţe 20

22 Fázové přeměny austenitu při ochlazování Anizotermické ochlazování (tedy neizotermické) je takové ochlazování, kdy teplota materiálu klesá v čase plynule. Tuto závislost lze znázornit křivkami, jejichţ příklady jsou uvedeny na obr Obr. 3.2 Schematické znázornění anizotermického ochlazování pro tři rozdílné rychlosti ochlazování Zjednodušeně, z hlediska průběhu fázových přeměn při ochlazování austenitu, k sobě můţeme přiřadit izotermické a anizotermické ochlazování vyznačené na obr. 3.1 a 3.2 stejnou barvou. Fázová přeměna řízená difúzí (přeměna austenitu při pomalém ochlazování) Pomalé ochlazování austenitu se vztahuje k anizotermickému, tedy plynulému ochlazování. Jeho ekvivalentem je v izotermických podmínkách ochlazování při vyšší teplotě izotermické výdrţe, např. 600 C. Za izotermických podmínek můţeme odhadnout podíl nově vzniklé fáze v závislosti na době podle Avramiho rovnice: X = 1- exp(-b t m ) rov. 3.1 kde b a m jsou experimentálně určené konstanty pro danou ocel a podmínky austenitizace, t je doba výdrţe. Na kaţdou fázovou přeměnu můţeme pohlíţet z hlediska termodynamického a dále z hlediska kinetického. Termodynamické hledisko nám dává informace o termodynamické stabilitě fází, zejména v závislosti na teplotě. Kinetické hledisko se vztahuje k vlastnímu průběhu přeměny, k rychlosti jejího průběhu apod, příkladem je Avramiho rovnice. Velice silně závisí na difúzní 21

23 Fázové přeměny austenitu při ochlazování schopnosti prvků, které jsou pro přeměnu rozhodující. V případě fázových přeměn austenitu při ochlazování jsou těmi rozhodujícími prvky ţelezo a uhlík. V dalším výkladu budeme pro zjednodušení uvaţovat právě eutektoidní sloţení austenitu, tj. obsah uhlíku 0,765 hm. %. Ocel eutektoidního sloţení, která byla ohřátá na teplotu vyšší, neţ je teplota eutektoidní reakce, např. 780 C, a která je za této teploty tvořena výhradně zrny tuhého roztoku, tedy austenitem. Budeme sledovat, jak bude probíhat přeměna austenitu při pomalém anizotermickém ochlazování (na vzduchu), nebo v izotermických podmínkách při vyšší teplotě izotermické výdrţe (např. 600 C). Za těchto podmínek můţeme předpokládat, ţe jak atomy uhlíku, tak atomy ţeleza jsou schopny difúze a mohou se tedy v krystalové mříţce pohybovat. Při pomalém ochlazování, nebo při vyšší teplotě izotermické výdrţe se v zásadě jedná o rovnováţné podmínky a austenit se při ochlazování přemění na perlit. Perlit se skládá ze dvou fází feritu a cementitu. Obě dvě fáze vznikají difúzí. To znamená, ţe zárodky vznikají v důsledku pohybu atomů ţeleza a uhlíku v mříţce na vzdálenost vetší, neţ je parametr mříţky. Fázové přeměně, kdy vzniklé fáze vznikají na základě difúze atomů, se říká přeměna řízená difúzním mechanizmem nebo difúzní přeměna. Přeměna austenitu na perlit neprobíhá okamţitě, ale začne probíhat aţ po určité době. Této době se říká inkubační perioda. Počátek a konec přeměny austenitu na perlit je uveden na obr. 3.3 pro izotermické podmínky ochlazování. Inkubační perioda není údobí, v němţ by se v soustavě nic nedělo. Zjednodušeně je to doba nutná pro vznik zárodku kritické velikosti. Obr. 3.3 Inkubační perioda a časový interval vzniku perlitu při izotermických podmínkách ochlazování Jak uţ jsme si řekli, eutektoidní reakce, tedy vznik perlitu z austenitu, je reakce difúzní. Máme-li ocel o eutektoidním sloţení, která obsahuje právě 0,765 hm. % uhlíku, dojde pod eutektoidní teplotou difúzí ke vzniku zárodku nové fáze, např. feritu. Přednostně to bude na hranici zrn austenitu, neboť se zde spotřebuje méně energie na tvorbu nového rozhraní a energetická bariéra pro nukleaci je niţší. Ferit v sobě ale rozpustí mnohem méně uhlíku neţ austenit. Bude tedy nutně docházet k difúzi uhlíku ze zárodku feritu do okolního austenitu. 22

24 Fázové přeměny austenitu při ochlazování Tím se přilehlé oblasti austenitu obohatí o uhlík a vytvoří se příznivé podmínky pro vznik zárodku cementitu. Cementit ale obsahuje více uhlíku, a to 6,687 hm. %. Bude tedy k jeho vzniku nutná i difúze uhlíku z okolního austenitu. To povede k ochuzení těchto oblastí austenitu o uhlík a k moţnému vzniku zárodku feritu. S prodluţující se dobou se počet zárodků perlitu zvyšuje. Jakmile obě fáze nukleovaly, nastává jejich kooperativní růst difúzí na čele rozhraní. Tento děj se stále opakuje a vytváří se lamelární perlit. Tloušťka lamel závisí na schopnosti difúze uhlíku v austenitu. Čím více se blíţí teplota přeměny teplotě A 1, tím roste tloušťka lamel. Se sniţováním teploty rozpadu austenitu (asi do teploty 550 C) se lamely zjemňují. Schematické znázornění vzniku perlitu je uveden na obr Obr. 3.4 Schématické znázornení vzniku perlitu z austenitu v oceli o eutektoidním sloţení U podeutektoidních ocelí se pod teplotou A 3 austenit přeměňuje na proeutektoidní ferit, u nadeutektoidních ocelí pod teplotu A cm na proeutektoidní (sekundární) cementit. Teprve při teplotě A 1 proběhne přeměna na perlit. Fázová přeměna řízená difúzí a smykem (přeměna austenitu při středně rychlém ochlazování) Uvaţujme stejnou modelovou situaci jako v předchozím případě. Opět máme ocel eutektoidního sloţení, kterou jsme ohřáli nad teplotu eutektoidní reakce, např. 780 C a která je za této teploty tvořena výhradně austenitem. Budeme sledovat, jak bude probíhat přeměna austenitu, ale tentokrát při středně rychlém ochlazování za anizotermických podmínek, nebo při střední teplotě izotermické výdrţe (např. 450 C). V tomto případě uţ ale budeme uvaţovat jinou difúzní schopnost atomu. V případě uhlíku budeme předpokládat, ţe jeho difúze je ještě moţná vzhledem k malé velikosti atomu. Pokud však jde o ţelezo, budeme předpokládat, ţe jeho difúze jiţ moţná není. U ţeleza, resp. jeho slitin s uhlíkem se můţe uplatnit i tzv. přeměna řízená smykem neboli smykovým mechanizmem. Smyk představuje 23

25 Fázové přeměny austenitu při ochlazování zvláštní posuv atomu v krystalové mříţce. Jedná se o koordinovaný posuv většího počtu atomů, ale na velmi malou vzdálenost, menší neţ je parametr krystalové mříţky. Tento posuv probíhá podél určité krystalografické roviny a vede k přeměně krystalové mříţky. Při ochlazování austenitu se smykovým mechanizmem přemění kubická plošně centrovaná mříţka austenitu na kubickou prostorově centrovanou mříţku feritu. Říkáme, ţe ferit vzniká smykem, nebo smykovým mechanizmem. Ferit vzniklý smykem má často morfologii (tvar) jehlic. Víme uţ, ţe ve feritu se rozpouští jen velmi málo uhlíku. Vzhledem k tomu, ţe difúze uhlíku je ještě moţná, bude tedy probíhat difúze atomů uhlíku a bude docházet ke vzniku částic cementitu. Difúze uhlíku je navíc usnadněna tím, ţe při vzniku feritu smykovým mechanizmem zde existuje fáze s mříţkou kubickou prostorově centrovanou, ve které je difúze atomu uhlíku za stejné teploty mnohem snazší neţ v austenitu. Protoţe při vzniku cementitu se uplatňuje difúze, říkáme, ţe cementit vzniká difúzním mechanizmem. Výsledný produkt, tj. směs feritu a cementitu, se nazývá bainit. I vznik bainitu je spojen s existencí inkubační periody, nedochází k němu tedy okamţitě. Při stejném obsahu uhlíku má bainit vyšší pevnost a tvrdost ve srovnání s perlitem. Bainitická přeměna ze všech přeměn vyskytujících se v ocelích je nejsloţitější a závisí na obsahu uhlíku a slitinových prvků. Morfologie i vlastnosti bainitu závisí na teplotě přeměny. Při vyšších teplotách vzniká tzv. horní bainit, při niţších teplotách tzv. spodní bainit. Horní bainit má malou tvrdost a pevnost a velkou taţnost, dolní bainit má naopak velkou tvrdost a pevnost (aţ 1500 MPa) a menší taţnost. Horní bainit u nízkouhlíkových ocelí je tvořen laťkami feritu, které vznikají buď na hranicích zrn, nebo uvnitř zrna. Mezi feritem a austenitem existuje orientační vztah. Karbid vzniká na rozhraní austenit-ferit. Jednotlivé desky jsou těsně vedle sebe. U středně uhlíkových a vysokouhlíkových ocelí zvýšený obsah uhlíku usnadňuje vznik karbidu (cementitu Fe 3 C) a při růstu bainitu se rychle střídají feritické a cementitické laťky. Tento typ bainitu se označuje jako peříčkovitý. Schematicky je vznik horního bainitu znázorněn na obr. 3.5 vlevo, vpravo je uvedena skutečná struktura bainitu. Horní bainit se liší od perlitu mechanizmem vzniku a krystalografickou orientací se zrnem austenitu. Spodní bainit je opět tvořen laťkami feritu v austenitu, které jsou však jemnější neţ u horního bainitu. Jeho mechanizmus vzniku a morfologie relativně nezávisí na obsahu uhlíku. Karbid vzniká po celém povrchu desek na mezifázovém rozhraní ferit a austenitu. Mezi karbidem a feritem existuje orientační vztah. Bainitická transformace nastává pod teplotou B s. Nejniţší teplota, při níţ je ještě bainitická transformace moţná, je označována jako B f. Morfologie bainitu vzniklého těsně nad teplotou B f je velmi podobná martenzitu (viz dále). Obvykle zůstává po bainitické přeměně u legovaných ocelí určité mnoţství, tzv. zbytkového bainitu, které se nemění ani při podchlazení na nízké teploty. Rozpadá se aţ při ohřevu na teplotu okolo 250 C, jak bude uvedeno dále v kap. 8 Popouštění. 24

26 Fázové přeměny austenitu při ochlazování Obr. 3.5 Schematická struktura horního bainitu v austenitu u středně uhlíkové oceli (vlevo) a skutečná struktura bainitu (vpravo) Fázová přeměna řízená smykem (přeměna austenitu při rychlém ochlazování) Uvaţujme nyní třetí případ ochlazování austenitu. Výchozí situace je zase stejná. Máme ocel eutektoidního sloţení, kterou jsme ohřáli nad teplotu eutektoidní reakce 780 C, tzn., má austenitickou strukturu. Tentokrát budeme sledovat průběh při rychlém ochlazování za anizotermických podmínek, nebo při nízké teplotě izotermické výdrţe např. 200 C. Pokud jde o difúzní schopnost atomu, budeme uvaţovat, ţe je tak nízká, ţe uţ není moţná difúze atomů ţeleza a difúze intersticiálně rozpuštěných atomů uhlíku je omezena, a to tak, ţe se v dostatečné míře uskuteční aţ po dlouhé době izotermické výdrţe. Jestliţe je rychlost ochlazování tak veliká, ţe se zamezí difuzi jak ţeleza (příp. dalších substitučních prvků), tak uhlíku (příp. dalších intersticiálních prvků), potom se austenit přemění smykovým mechanizmem na fázi, které se říká martenzit. Martenzit bývá definován jako přesycený tuhý roztok uhlíku v ţeleze, který vzniká smykovým mechanizmem. Přesycený roztok říkáme proto, ţe difúze atomu uhlíku je zanedbatelná, takţe atomy uhlíku zůstanou uvězněny v mříţce ţeleza. Přesycení mříţky atomy uhlíku vyvolá její deformaci. Ve skutečnosti se uţ nejedná o mříţku kubickou prostorově centrovanou, ale o mříţku tetragonální prostorově centrovanou. Krystalografický model změny mříţky při martenzitické transformaci podle Baina je uveden na obr Míra deformace mříţky, tzv. tetragonalita, stoupá s rostoucím obsahem uhlíku v oceli (obr. 3.7). Tetragonalita martenzitu se vyjadřuje jako poměr parametru mříţky c/a. 25

27 Fázové přeměny austenitu při ochlazování Obr. 3.6 Krystalografický model (Bainův model) změny mříţky při martenzitické transformaci. Obr. 3.7 Změna parametru mříţky v závislosti na obsahu uhlíku. Martenzit má podobně jako bainit převáţně tvar jehlic. Martenzit v oceli se označuje většinou jako (alfa s čarou). Zárodky martenzitu nevznikají, na rozdíl od perlitu a částečně i bainitu, přednostně na hranicích austenitických zrn, ale téměř výhradně uvnitř zrn austenitu. Hranice zrn tvoří účinnou překáţku pro růst jehlic martenzitu. Schematické znázornění jehlic martenzitu v austenitu je uvedeno na obr. 3.8 vlevo, vpravo je pak skutečná struktura martenzitu (tmavé jehlice) a zbytkového austenitu (světlý) v loţiskové oceli. 26

28 Fázové přeměny austenitu při ochlazování Obr. 3.8 Schematická struktura jehlic martenzitu v austenitu (vlevo) a skutečná struktura martenzitu a zbytkového austenitu (vpravo) Martenzitická přeměna na rozdíl od předchozích (perlitické a bainitické) nevyţaduje existenci inkubační periody. Martenzit vzniká okamţitě, pokud se podkročí jistá teplota. Tato teplota, pod níţ uţ vzniká martenzit, se označuje jako teplota M S a říká se jí teplota martenzit start nebo také teplota počátku martenzitické přeměny. Teplota martenzit start záleţí na chemickém sloţení oceli, zejména pak na obsahu uhlíku, méně pak na velikosti zrn, příp. na hustotě krystalických poruch v jejich mříţce, tj. na hustotě dislokací. S rostoucím obsahem uhlíku teplota M S klesá (obr. 3.9). Obr. 3.9 Vliv obsahu uhlíku na teploty M s a M f. Pro výpočet teploty M s existuje několik vztahů. Např. Andrews sestavil pro uhlíkové a nízkolegované ocele (do obsahu 5 hm. % legujících prvků) empiricky následující rovnici: M s ( C) = C - 30,4 Mn - 17,7 Ni - 12,1 Cr -11 Si - 7,5 Mo rov

29 Fázové přeměny austenitu při ochlazování kde symboly prvků je nutno nahradit jejich hmotn.%. Ochlazuje-li se těleso pod teplotu M S, narůstá objemový podíl martenzitu (obr. 3.10), coţ lze vyjádřit poloempirickým vztahem, sestaveným Koistinenem a Marburgerem : kde M = 1 - exp[-0,011(m s - T)] rov. 3.3 M je podíl martenzitu a T je teplota, která leţí mezi teplotou počátku a koncem martenzitické přeměny (M f < T < M s ). Podobně jako lze definovat teplotu počátku martenzitické přeměny, lze definovat i teplotu konce martenzitické přeměny. Ta se označuje jako M f a říká se jí také teplota martenzit finish podle anglického výrazu konec. Martenzitická přeměna ale ani při podkročení teploty M f neproběhne aţ do konce, nedojde při ní tedy k přeměně veškerého austenitu. Část austenitu ve struktuře zůstane i po proběhlé martenzitické přeměně (obr. 3.10). Tento austenit se nazývá zbytkový austenit. Jeho mnoţství narůstá s rostoucím obsahem uhlíku v oceli. Martenzit má při stejném obsahu uhlíku vyšší pevnost a tvrdost neţ perlit i bainit. Zároveň je ale ze všech tří produktů perlit, bainit, martenzit nejméně houţevnatý. Obr Podíl martenzitu a zbytkového austenitu v závislosti na teplotě martenzitické přeměny 28

30 Fázové přeměny austenitu při ochlazování Shrnutí pojmů 3. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: Izotermické a anizotermické ochlazování; Difúzní a bezdifúzní fázová přeměna; Perlitická, bainitická a martenzitická přeměna; Petlit, horní bainit, spodní bainit, martenzit; Tetragonalita, zbytkový austenit. Otázky Co znamená izotermické ochlazování? Popište způsob ochlazování. 19. Co znamená anizotermické ochlazování? Popište způsob ochlazování. 20. Při jaké fázové přeměně se uplatňuje čistě difúzní mechanizmus? 21. Jaké mechanizmy přeměny se uplatňují při bainitické přeměně? Vysvětlete proč. 22. Jaký je rozdíl mezi horním a spodním bainitem? 23. Čím je ovlivněna morfologie horního bainitu? 24. Jaká strukturní součást vzniká při rychlém ochlazování autenitu? 25. Jak se mění krystalografické uspořádání mříţky při martenzitické přeměně? 26. Co vyjadřuje tetragonalita martenzitu? 27. Co značí teploty M s a M f? 28. Čím je ovlivněna výše těchto teplot M s a M f? 29. Co je to zbytkový austenit? 29

31 Transformační diagramy 4. TRANSFORMAČNÍ DIAGRAMY Čas ke studiu: 1 hodina Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: vysvětlit, co jsou to transformační diagramy; charakterizovat izotermický a anizotermický rozpad austenitu; popsat vyuţití transformačních diagramů. Výklad Diagramy izotermického rozpadu austenitu, označované zkráceně IRA, a anizotermického rozpadu austenitu, zkráceně ARA, jsou diagramy, které dynamickým způsobem zachycují a racionálně vyjadřují vzájemné vztahy teploty, času a vznikajících struktur v průběhu transformačních procesů při tepelné zpracování kovů a jejich slitin. Konstrukce transformačních diagramů je i dnes při dokonalosti přístrojové techniky a rozsáhlé automatizaci a regulaci procesů tepelného zpracování velmi nákladná, avšak jejich přínos vynaloţené náklady mnohonásobně převyšuje. Diagramy IRA Izotermický rozpad austenitu spočívá v co nejrychlejším ochlazení austenitu z austenitizační teploty na předem stanovenou konstantní teplotu pod teplotou A 1. Reálně mohou izotermickým rozpadem austenitu vznikat struktury jen u velmi malých nebo tenkých výrobků, u nichţ lze materiál rychle zchladit na danou teplotu v celém objemu tělesa. Jak se vlastně diagram IRA vytváří? Stejně velké vzorky oceli se ohřejí na austenitizační teplotu a poté se ochlazují na různé teploty pod teplotou A 1 (popř. A 3 nebo A cm ). Jednotlivé vzorky setrvávají na dané teplotě (izotermická výdrţ), přičemţ se zaznamenávají změny délkové roztaţnosti, vyvolané probíhající fázovou transformací aţ do jejího ukončení. Kaţdá fázová přeměna (vznik nové fáze) je doprovázena objemovou změnou, která je tím větší, čím větší je objemový podíl nové fáze. Dříve se po určité izotermické výdrţi vzorky zakalily a následně se na optickém mikroskopu určil podíl vzniklé mikrostruktury jako důsledku částečného nebo úplného izotermického rozpadu austenitu. Takto bylo pak moţno stanovit konstanty b a m v Avramiho rovnici pro různé teploty izotermické výdrţe. Do diagramu teplota-čas se vyznačí počátek přeměny austenitu (bod S start) a konec této přeměny (bod F finish). Takto se postupuje v celém rozsahu transformačních teplot pro danou ocel. Spojením počátků a konců bodů přeměn vzniknou křivky, které vytvoří diagram 30

32 Transformační diagramy izotermického rozpadu austenitu, zkráceně diagram IRA (ang. TTT diagrams Time Temperature Transformation), někdy označované jako C-křivky. Z hlediska přehlednosti diagramu bývá časová osa zakreslena v logaritmické stupnici. Na obr. 4.1 je příklad konstrukce IRA diagramu eutektoidní oceli. Konkrétní IRA diagram platí jen pro určitou ocel s určitým chemickým sloţením a pro určité podmínky austenitizace, jako jsou velikost zrna austenitu a homogenita austenitu. Na obr. 4.2 je uveden příklad IRA diagramu oceli podle ČSN. IRA diagramy mají praktický význam při izotermických pochodech tepelného zpracování (izotermické ţíhání, izotermické zušlechťování). Obr. 4.1 Schéma vytváření diagramu IRA eutektoidní oceli Obr. 4.2 Příklad IRA diagram IRA oceli ČSN C 0,28-0,35 hm. %, Mn 0,80-1,10 hm. %, Si 0,90-1,20 hm. %, Cr 0,80-1,10 hm. %, P max. 0,035 hm. %, S max. 0,035 hm. %. 31

33 Transformační diagramy Diagramy ARA Tepelná zpracování, při nichţ se uplatňují izotermické podmínky ochlazování, nejsou v praxi příliš častá. Mnohem více se vyskytují případy, kdy dochází k postupnému ochlazování z teploty austenitizace. Princip anizotermického rozpadu austenitu spočívá v jeho plynulém ochlazování různou rychlostí na teplotu okolí. Nová struktura vzniká v závislosti na teplotě okolí anizotermicky. Pro kaţdou rychlost se zjišťuje průběh rozpadu, tj. začátky (body S) a konce (body F) jednotlivých přeměn. Spojením bodů počátků a konců přeměn opět vznikne diagram, tentokrát označovaný jako ARA (obr. 4.3). Obr. 4.3 Schéma vzniku diagramu ARA eutektoidní uhlíkové oceli ARA diagramy ocelí s různým obsahem uhlíku se liší tvarem křivek. Nyní si zkuste znovu představit metastabilní diagram Fe C, resp. Fe Fe 3 C. U eutektoidní oceli dochází při ochlazování k přeměně austenitu přímo na perlit pod teplotou eutektoidní přeměny (A 1 = A 3 = A cm ). Křivky počátku a konce přeměn austenitu se budou nacházet v rozmezí teplot A 1 a M s, jako v obr. 4.4a. Maximální rychlosti přeměn austenitu na perlit a austenitu na bainit jsou velmi podobné, a proto se nosy křivek překrývají a tvoří jednu C-křivku. Při ochlazování podeutektoidní oceli se nejprve z austenitu vylučuje proeutektoidní ferit, a to mezi teplotami A 3 a A 1, teprve potom následuje vylučování perlitu pod teplotou A 1. V IRA diagramu se navíc objeví křivka počátku vzniku feritu. Konec vylučování feritu odpovídá křivce počátku vylučování perlitu podle obr. 4.4b. U nadeutektoidní oceli se nejprve vylučuje při ochlazování austenitu sekundární cementit pod teplotou A cm a pod teplotou A 1 dochází k přeměně zbylého austenitu na perlit. Obdobně jako v IRA diagramu podeutektoidní oceli je v IRA diagramu zakreslena další křivka, která představuje počátek vylučování sekundárního cementitu z austenitu. Konec vylučování sekundárního cementitu se překrývá s křivkou počátku přeměny austenitu na perlit (obr. 4.4c). 32

34 Transformační diagramy Obr. 4.4 ARA diagramu eutektoidní, podeutektoidní a nadeutektoidní uhlíkové oceli Fázové přeměny při ohřevu i ochlazování se projeví změnou objemu. Ty je moţné zaznamenávat pomocí dilatometrických zkoušek, při kterých se měří změna délky v závislosti na teplotě. Na dilatometrické křivce se tato změna projeví stupněm (obr. 4.5). 33

35 Transformační diagramy Obr. 4.5 Příklad dilatometrické křivky oceli V diagramu ARA můţeme nalézt kritickou rychlost ochlazování v k, coţ je nejniţší rychlost ochlazování, při níţ vzniká po překročení teploty M S ještě 100 % martenzitu. Při rychlosti ochlazování větší neţ v k bude struktura tvořena jen martenzitem, ale v oceli bude vznikat vyšší pnutí, které můţe vést aţ k deformaci a popraskání ochlazovaného předmětu. Při rychlosti niţší neţ v k se bude ve struktuře vyskytovat bainit, popř. perlit, a teprve zbytek austenitu se přemění na martenzit. K martenzitické přeměně nedojde vůbec, kdyţ křivka chladnutí neprotne čáru M S. Kritická rychlost ochlazování závisí na chemickém sloţení, na homogenitě austenitu, na mnoţství nerozpuštěných částic cementitu a dalších karbidů a na velikosti austenitického zrna. Z ARA diagramů je moţné vyčíst teploty přeměn A c1 a A c3 nebo A cm a podle nich přesně určit teplotu austenitizace při kalení, normalizačním ţíhání, ţíhání na měkko a popouštění. Pro určitou rychlost ochlazování je moţno určit teplotu a čas počátku a konce konkrétní přeměny. Dále jsou zde uvedeny procentuální podíly jednotlivých fází při dané rychlosti ochlazování a tvrdost vzniklé struktury. Na tvar a polohu křivek diagramu ARA má vliv chemické sloţení, výška austenitizační teploty, z níţ se provádí ochlazování, a velikost austenitického zrna. Proto musí tyto údaje kaţdý ARA diagram obsahovat (obr. 4.6). Diagramy IRA a ARA mají podobný tvar, ale liší se polohou jednotlivých křivek (obr. 4.7). Při plynulém ochlazování se přeměny posouvají k delším časům, tj. doprava. Hlavním rozdílem je to, ţe do ARA diagramů se zakreslují jednotlivé rychlosti ochlazování křivkami s údajem o tvrdosti vzniklé struktury. 34

36 Transformační diagramy Obr. 4.6 Diagram ARA oceli Chemické sloţení 0,44 hm. % C; 0,66 hm. % Mn; 0,22 hm. % Si; 0,15 hm. % Cr; 0,02 hm. % V. Austenitizační teplota 880 C, vel. zrna 9, výchozí stav: normalizačně ţíháno. Obr. 4.7 Porovnání diagramu IRA a ARA Vliv legujících prvků na křivky IRA a ARA Všechny legující prvky s výjimkou kobaltu zvyšují stabilitu austenitu a tím posouvají křivky počátku jeho rozpadu v diagramech IRA a ARA k delším časům (doprava). To umoţňuje vyuţívat niţších rychlostí ochlazování (méně intenzivní ochlazovací prostředí). Karbidotvorné prvky Cr, W, Mo a V mají zásadní vliv na tvar křivek IRA i ARA diagramů, protoţe při jejich zvýšeném obsahu dochází k oddělení perlitické a bainitické přeměny zpravidla kolem teploty 500 C. Tyto prvky obecně posouvají perlitickou přeměnu k delším časům a vyšším teplotám, bainitickou a martezitickou přeměnu k teplotám niţším (obr. 4.8). 35

37 Transformační diagramy Vliv legujících prvků na tvar ARA diagramu v nástrojové oceli tř. 19 (obr. 4.9) můţete porovnat s ARA diagramen nelegované oceli tř. 12 (obr. 4.6). Obr. 4.8 Schéma vlivu legujících prvků na diagramy IRA a ARA Obr. 4.9 Diagram ARA oceli Chemické sloţení 0,52 hm. % C, 0,70 hm. % Mn, 0,29 hm. % Si, 0,43 hm. % Mo, 0,14 hm. % V, 1,72 hm. % Ni. Austenitizační teplota 850 C, vel. Zrna 7, výchozí stav: ţíháno na měkko. 36

38 Transformační diagramy Shrnutí pojmů 4. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: transformační diagramy; izotermický a anizotermický rozpad austenitu; kritická rychlost ochlazování; vliv legujících prvků na křivky IRA a ARA. Otázky K čemu nám slouţí transformační diagramy? 31. Při jakých podmínkách ochlazování dochází k izothermickému rozpadu austenitu? 32. Kde se uplatňují IRA diagramy? 33. Při jakých podmínkách ochlazování dochází k anizotermickému rozpadu austenitu? 34. Které údaje můţeme vyčíst z ARA diagramu? 35. Kde se uplatňují ARA diagramy? 36. Definujte kritickou rychlost ochlazování. 37. Jaký vliv má většina legujících prvků na polohu křivek v IRA a ARA diagramech? 38. Jaký vliv mají karbidotvorné prvky prvků na polohu křivek v transformačních diagramech? 37

39 Neţádoucí děje při tepelném zpracování 5. NEŢÁDOUCÍ DĚJE PŘI TEPELNÉM ZPRACOVÁNÍ Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: vysvětlit příčiny oxidace a oduhličení ocelí; charakterizovat vliv ochranných atmosfér; vyjmenovat základní druhy ochranných atmosfér. Výklad Oxidace a oduhličení Při ohřevu ocelí a výdrţi na vyšší teplotě můţe dojít k neţádoucímu ovlivnění povrchu prostředím v pecním prostoru. Při běţných podmínkách tepelného zpracování se pecní atmosféra chová jako oxidační, tj. způsobuje oxidaci povrchu v závislosti na teplotě (obr. 5.1). Dalším nebezpečným procesem je oduhličení, tj. ochuzení povrchu oceli o uhlík (obr. 5.2). Oxidace i oduhličení jsou důsledek chemických reakcí mezi ohřívaným povrchem materiálu a prostředím v peci. V převáţné většině případů oxidace i oduhličení negativně ovlivňují mechanické vlastnosti materiálu, jako je niţší nebo nerovnoměrná tvrdost povrchu, niţší mez únavy (tj odolnosti proti cyklickému namáhání). Pokud je tepelné zpracování konečným technologickým procesem konstrukčních součástí (např. u nástrojů), je důleţité chránit povrch součásti proti vlivům oxidace a oduhličení buď ochrannou vrstvou na povrchu materiálu, nebo vhodným sloţením pecní atmosféry, která bude k povrchu materiálu co nejvíce neutrální. Oxidace a oduhličení spolu souvisí. Většinou oduhličování předchází oxidaci. Vznik vrstvy okují však postupně brání oduhličování. Obecně platí, ţe čím intenzivnější je oxidace povrchu, tím pomalejší je oduhličení. 38

40 Neţádoucí děje při tepelném zpracování Obr. 5.1 Oxidická vrstva na Cr-Ni oceli (SEM). Obr. 5.2 Oduhličení povrchu. Oxidace Oxidace je reakce mezi oxidačními plyny pecní atmosféry (kyslík O 2, oxid uhličitý CO 2, vodní pára H 2 O (g) ) a kovem a jeho příměsemi. U ocelí se bude jednat zejména o reakci ţeleza (Fe) za vzniku směsi oxidů ţeleza. Při oxidaci uhlíkových ocelí se tvoří tři oxidy ţeleza: oxid ţeleznatý FeO (wüstit), oxid ţeleznato-ţelezitý Fe 3 O 4 (magnetit) a oxid ţelezitý Fe 2 O 3 (hematit). Oxidace ţeleza v pecní atmosféře CO/CO 2 probíhá při následujících reakcích: Fe + CO 2 FeO + CO rov FeO + CO 2 Fe 3 O 4 + CO rov Fe 3 O 4 + CO 2 3Fe 2 O 3 + CO rov

41 Neţádoucí děje při tepelném zpracování Další prvky obsaţené v oceli reagují s kyslíkem v závislosti na své afinitě ke kyslíku podle následující řady od nejniţší afinity ke kyslíku po nejvyšší: Cu, Ni, Co, Mo, Fe, W, Cr, Mn, Si, Ti, Al. Oxidy kovu mohou být buď těkavé, které se odpařují, a povrch kovu zůstává lesklý, nebo netěkavé, a potom se povrch kovu pokrývá vrstvou oxidů. Vrstva oxidů můţe být porézní nebo souvislá. V případě porézní vrstvy dochází k lineárnímu nárůstu tloušťky oxidické vrstvy (y) v čase (t). Pokud je vrstva oxidů souvislá (např. u Fe), nedochází při jejím růstu k přímému kontaktu kyslíku s kovem. U ocelí hraje významnou roli při oxidaci povrchu difúze atomů kyslíku a ţeleza. Do 600 C je oxidace povrchu zanedbatelná, do 900 C ještě relativně pomalá. Nad touto teplotou se rychlost tvorby oxidické vrstvy rychle zvyšuje. Rychlost tvorby oxidické vrstvy, resp. tloušťka oxidické vrstvy, je funkcí teploty a času. Tloušťku oxidické vrstvy můţeme vyjádřit pomocí parabolického zákona: y 2 = k t, rov. 5.4 kde y je hloubka oxidické vrstvy, t je doba oxidace a k je konstanta zahrnující vliv teploty na rychlost oxidace, která má charakter Arrheniovy rovnice. Hrubou oxidickou vrstvu nazýváme okuje. Jak jiţ bylo zmíněno, oxidická vrstva působí na sníţení meze únavy a je příčinou nerovnoměrné tvrdosti povrchu. Z tohoto důvodu se oxidická vrstva odstraňuje, např. chemickou cestou (mořením) nebo mechanicky (otryskáním, broušením). Souvislá vrstva oxidů můţe současně působit jako ochranná vrstva proti další oxidaci, resp. se sniţuje difúze prvků z matrice. Příkladem mohou být oxidické vrstvy hliníku Al a křemíku Si. Oduhličení Oduhličení je reakce plynů z pecní atmosféry s uhlíkem v oceli (rozpuštěným v tuhém roztoku nebo vyloučeným ve formě karbidů), čímţ se povrchové vrstvy ochuzují o uhlík. Hlavními oduhličující plyny jsou vodní pára H 2 O (g), oxid uhličitý CO 2, vodík H 2 a kyslík O 2. Naopak hlavní nauhličující plyny, které způsobují zvýšení obsahu uhlíku v povrchových vrstvách, jsou oxid uhelnatý CO a metan CH 4. Oduhličení má za následek sníţení tvrdosti, odolnosti proti opotřebení, sníţení meze únavy a zhoršení kalitelnosti u ocelí při tepelném zpracování (zušlechťování). Základní oduhličovací reakce pecního prostředí s cementitem Fe 3 C nebo s uhlíkem rozpuštěným v tuhém roztoku (C) oc. jsou: Fe 3 C + CO 2 3Fe + 2CO rov. 5.5 Fe 3 C + 2H 2 3Fe + CH 4 rov. 5.6 (C) oc. + CO 2 2CO 2 rov

42 Neţádoucí děje při tepelném zpracování (C) oc. + 2H 2 CH 4 rov. 5.8 (C) oc. + 2H 2 O CO + H 2 rov. 5.9 Pokud nemá dojít k oxidaci nebo oduhličení na povrchu materiálu, je důleţité charakterizovat rovnováţný stav mezi plyny v pecní atmosféře. Ten lze popsat pomocí rovnováţné konstanty K jako poměr parciálních tlaků (p) produktů reakce k parciálním tlakům (p) výchozích látek reakce, resp. jejich procentuálními objemovými podíly. Pokud jsou látkami čisté sloţky, nahrazují se parciální tlaky aktivitami (a) těchto látek. Rovnováţná konstanta je teplotně závislá. Pokud rovnováţná konstanta s teplotou vzrůstá, jedná se o reakci endotermickou (rov. 5.10), pokud rovnováţná konstanta s teplotou klesá, jedná se o reakci exotermickou (rov. 5.11). Rovnováţná konstanta K 1 reakce při oduhličení v atmosféře CO/CO 2 (C) oc + CO 2 2CO reakce endotermická T K Rovnováţná konstanta K K 1 a C p p 2 CO CO2 rov Rovnováţná konstanta K 2 reakce při oduhličení v atmosféře H 2 /CH 4 (C) oc + 2H 2 CH 4 reakce exotermická T K Rovnováţná konstanta K K 2 p a CH4 2 C ph2 rov Ochranné atmosféry Ochranné atmosféry se pouţívají na ochranu povrchu materiálu proti oxidaci a oduhličení. Jedná se o plynná prostředí, která nahrazují přirozenou pecní atmosféru. Hlavní druhy ochranných atmosfér se vyrábějí nedokonalým spalováním plynných nebo tekutých paliv (exoatmosféry, endoatmosféry), příp. jejich další úpravou (exomonoatmosféry). Další druhy ochranných atmosfér se získávají štěpením vhodných kapalných látek (metanol, čpavek) nebo lze pouţít jednosloţkové atmosféry některých plynů (vodík, dusík, vzácné plyny). Exoatmosféry Exoatmosféry vznikají řízeným, nedokonalým spalováním snadno dostupných uhlovodíků (koksárenský nebo zemní plyn, popř. topný olej nebo petrolej) s dostatečným mnoţstvím vzduchu. Dokonalé spalování probíhá při 1200 C a mnoţství vzduchu 55 aţ 98 %. Přitom se uvolňuje teplo, proto není potřeba další přivádět. Jedná se o exotermickou reakci. Vyrobená atmosféra obsahuje CO 2, CO, H 2, H 2 O (g), N 2. Rozlišujeme chudou a bohatou exoatmosféru. Chudá exoatmosféra, kde se vzduch a plyn mísí v poměru cca 4:1, obsahuje nízký podíl CO a H 2, ale vyšší podíl CO 2, N 2, H 2 O (g) (obr. 5.3). Občas se pouţívá pro ţíhání nízkouhlíkových ocelí. Bohatá exoatmosféra (vzduch 41

43 Neţádoucí děje při tepelném zpracování a plyn se mísí v poměru cca 2,5:1) obsahuje vyšší obsah CO a H 2 a cca 5 % CO 2 (obr. 5.3). Bohatá exoatmosféra má niţší rosný bod, obsahuje tedy méně vlhkosti. Pouţívá se pro tepelné zpracování neţelezných kovů a ţíhání nelegovaných nízkouhlíkových ocelí. Exoatmosféry jsou poměrně levné a hodí se v zásadě pro všechny druhy pecí. Obsahují však mnoţství škodlivých látek, které je třeba odstranit. Síra ve formě oxidu siřičitého SO 2 a sulfanu H 2 S se odstraňuje odsířením, vodní pára H 2 O (g) se odstraňuje sušením. Je nutná kontrola hodnoty rosného bodu, která klesá s obsahem H 2 O (g). Exoatmosféry jsou jedovaté (CO) a výbušné (H 2, CO). Obr. 5.3 Chemické sloţení primárních exo- a endoatmosfér. Exomonoatmosféry Exomonoatmosféry jsou exoatmosféry bez obsahu oxidu uhličitého CO 2 s niţším rosným bodem. Jsou vhodné pro tepelné zpracování výšeuhlíkových ocelí, resp. ocelí legovaných, u nichţ by při pouţití běţných exoatmosfér docházelo k oduhličování. Endoatmosféry Endoatmosféry vznikají nedokonalým spalováním nejčastěji propanu nebo butanu se vzduchem. Mnoţství vzduchu je malé (25 40 % mnoţství potřebného na dokonalé spalování) a nestačí k udrţení teploty okolo 900 C pro rozpad plynu na CO a H 2 (obr. 5.3). Reakční prostor je nutno ohřívat vnějším zdrojem tepla. Jedná se tedy o endotermickou reakci. Endoatmosféry se uplatňují při tepelném zpracování vysokouhlíkových ocelí, legovaných ocelí středně a vysokouhlíkových, resp. i u nástrojových ocelí. Jsou jedovaté, výbušné a mají sklon k usazování sazí. Obecně jsou draţší neţ exoatmosféry. Dusíko-vodíkové atmosféry 42

44 Neţádoucí děje při tepelném zpracování Dusíko-vodíkové atmosféry tvoří směs dusíku N 2 a vodíku H 2. Technický dusík N 2 vyráběný ze vzdušné atmosféry obsahuje malé mnoţství kyslíku O 2 a vodní páry H 2 O (g). Proto se pecní atmosféra obsahující technický dusík N 2 obohacuje o vodík H 2, který na sebe váţe kyslík O 2 za vzniku méně škodlivé vodní páry. Dusíko-vodíková atmosféra se vyrábí i rozkladem syntetického amoniaku na směs vodíku a dusíku (75% N 2 +25% H 2 ) při současném přívodu tepla (endotermická reakce). Obsah vodíku je moţno sníţit sušením, resp. odstranit jej adsorpcí, a tím zvýšit podíl dusíku. Tato atmosféra je podstatně draţší neţ exo- nebo endoatmosféra a pouţívá se pro tepelné zpracování vysokolegovaných a korozivzdorných ocelí. Jen stručně si uvedeme další ochranné atmosféry. Atmosféra na bázi rozštěpeného metanolu Atmosféra na bázi rozštěpeného metanolu je tvořena H 2 a CO. Pouţívá se při tepelném zpracování nástrojů, zejména o malých rozměrech. Vodík Vodík má ochranné účinky v molekulárním stavu. Vyrábí se elektrolýzou vody nebo štěpením čpavku NH 3. Čistý vodík se pouţívá pro ţíhání korozivzdorných ocelí. Jako oduhličující atmosféra ve směsi s vodní parou se pouţívá při výrobě transformátorových plechů (magneticky měkkých materiálů). Ve směsi se vzduchem (4 aţ 74 % H 2 ) je výbušný. Vakuum Vakuum představuje moderní způsob ochrany povrchu kovového materiálu proti chemickým účinkům prostředí. Při ohřevu ve vakuu nedochází k reakci povrchu materiálu s prostředním pece a součásti si po tepelném zpracování ve vakuu zachovávají kovově lesklý povrch. Pro různé materiály jsou doporučené různé stupně vakua. Např. kalení nástrojových ocelí se prování při stupni vakua 0,1333 aţ 0,0133 Pa, ţíhání korozivzdorných ocelí při stupni vakuu 1,3332 aţ 0,1333 Pa. Nízký tlak v peci má však vliv na sníţení rosného bodu pro určitý objemový podíl vodních par. Nevhodná kombinace teploty a tlaku (nízký tlak a vysoká teplota) mohou vést k tomu, ţe se začnou jednotlivé prvky z materiálu odpařovat, čímţ dojde k znehodnocení materiálu i pece. Např. zinek Zn se při ţíhání ve vakuu 10-4 Pa odpařuje při teplotě 100 C. U vysocelegovaných ocelí můţe docházet při vysokých teplotách k odpařování Cr (při teplotě nad 1250 C a tlaku 0,1333 Pa). Ohřev ve vakuu se pouţívá především u vysocelegovaných ocelí. Samotný provoz vakuové pece je levnější a z hlediska bezpečnosti práce výhodnější neţ u pecí s ostatními ochrannými atmosférami. Na závěr této kapitoly uvádíme přehled chemického sloţení některých ochranných atmosfér (tabulka 5.1). Tabulka 5.1: Chemické sloţení ochranných atmosfér 43

45 Neţádoucí děje při tepelném zpracování Druh atmosféry Chemické sloţení (obj. %) Rosný bod ( C) H 2 CO 2 CO CH 4 N 2 Exoatmosféra chudá bohatá 0, Exomonoatmosféra chudá bohatá 1 aţ 25 do 0,3 do 0,3 2 aţ Endoatmosféra stopy Rozštěpený amoniak nespálený spálený 25 < aţ 99, aţ -40 Rozštěpený metanol Dusík Příklad: Ocel, která obsahuje 0,4 hm. % C je ţíhána na teplotě 850 C. Jaké musí být sloţení pecní atmosféry CO/CO 2 v objemových procentech, aby nedošlo ani k oduhličení ani k nauhličení povrchu materiálu. Jaká změna bude probíhat na povrchu materiálu, pokud při stejném sloţení pecní atmosféry teplota ţíhání vzroste na 900 C. Rovnováţné konstanta reakce (C) oc + CO 2 2CO při teplotě 850 C je K(850 C) = 17,46 a při teplotě 900 C je K(900 C) = 37,76. Rovnováţné sloţení pecní atmosféry CO/CO 2 při teplotě 850 C: K 1 2 pco p CO CO p 2 1 a p C CO2 2 pco 17,46 0,4 1 p p 2 CO 6,984 p CO CO 6,984 0 p parciální tlak CO, CO p parciální tlak CO CO 2, 2 a aktivita uhlíku, a 0, 4 C Řešení kvadratické rovnice: p 0,887 88,7% CO C 44

46 Neţádoucí děje při tepelném zpracování p CO2 0,113 11,3% Výpočet aktivity uhlíku při teplotě 900 C a stejném sloţení pecní atmosféry CO/CO 2 : 37,76 2 0,887 0,184 0,113 a C Při stejném sloţení pecní atmosféry, ale teplotě ţíhání 900 C je aktivita uhlíku rovna a C = 0,184 hm. % C. Na povrchu materiálu došlo k oduhličení! Příklad: Ocel, která obsahuje 0,5 hm. % C je ţíhána na teplotě 850 C. Jaké musí být sloţení pecní atmosféry H 2 /CH 4, aby nedošlo ani k oduhličení ani k nauhličení povrchu materiálu. Jaká změna bude probíhat na povrchu materiálu, pokud při stejném sloţení pecní atmosféry teplota vzroste na 900 C. Rovnováţné konstanta reakce (C) oc + 2H 2 CH 4 při teplotě 850 C je K(850 C) = 0,0314 a při teplotě 900 C je K(900 C) = 0,0207. Rovnováţné sloţení pecní atmosféry H 2 /CH 4 při teplotě 850 C: pch4 K 2 p CH p H a p C H2 1 p 0,0314 0,5 p 0,0157 p 2 H 2 p H2 2 H2 H p parciální tlak CH CH 4, 4 p parciální tlak H H 2, 2 a aktivita uhlíku, a 0, 5 C Řešení kvadratické rovnice: p 0,985 98,5% p H2 CH4 0,015 1,5% C Výpočet aktivity uhlíku při teplotě 900 C a stejném sloţení pecní atmosféry CO/CO 2 : 0,015 0,0207 0, ,985 a C Při stejném sloţení pecní atmosféry, ale teplotě ţíhání 900 C je aktivita uhlíku rovna a C = 0,747 hm. % C. Na povrchu materiálu došlo k nauhličení! 45

47 Neţádoucí děje při tepelném zpracování Shrnutí pojmů 5. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: oxidace ocelí; oduhličení ocelí; endoatmosféra, exoatmosféra; rovnováţná konstanta. Otázky K jakým neţádoucím pochodům dochází na povrchu materiálu při jeho ohřevu? 40. Jaký vliv mají oxidace a oduhličení na vlastnosti materiálu? 41. Jaké jsou hlavní oxidační plyny v pecní atmosféře? 42. Čím se řídí rychlost růstu souvislé oxidické vrstvy na oceli? 43. Jak se stanoví hloubka souvislé oxidické vrstvy? 44. Jaké jsou hlavní oduhličující plyny v pecní atmosféře? 45. Jaké jsou hlavní nauhličující plyny v pecní atmosféře? 46. Co vyjadřuje rovnováţná konstanta reakce? 47. K čemu slouţí ochranné atmosféry? 48. Co jsou to exoatmosféry? 49. Co jsou to endoatmosféry? 50. Jaké jsou výhody tepelného zpracování ve vakuu? 46

48 Ţíhání ocelí 6. ŢÍHÁNÍ OCELÍ Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: základní rozdělení procesů ţíhání; popsat jednotlivé druhy ţíhání bez překrystalizace a s překrystalizací; znát teplotní cykly jednotlivých způsobů ţíhání, výsledné struktury a vlastnosti. Výklad Význam ţíhání ocelí Ţíhání představuje různé procesy tepelného zpracování, jejichţ společným znakem je dosaţení rovnováţného stavu zpracovávané oceli, popř. se tomuto stavu co nejvíce přiblíţit. Všechny reţimy ţíhání zahrnují ohřev součásti, včetně jejího prohřevu, výdrţ na teplotě a pomalé ochlazování obvykle na vzduchu nebo v peci. Co je cílem ţíhání? odstranění vlivu předchozích operací na strukturu materiálu jako je tuhnutí, plastická deformace, svařování, vliv jiných tepelných zpracování; sníţení tvrdosti; vznik vhodných struktur k obrábění, tváření za studena nebo pro další tepelné zpracování; sníţení vnitřních pnutí; sníţení nerovnoměrnosti chemického sloţení. Ţíhání můţe být konečnou operací tepelného zpracování nebo můţe být součástí technologického postupu. Zařazení mezioperačního ţíhání do výroby má významný vliv na zamezení deformací a vzniku trhlin vlivem vnitřního pnutí. Procesy ţíhání můţeme rozdělit podle toho, zda při nich probíhá fázová přeměna na: Při žíhání bez překrystalizace teplota ţíhání nepřekročí teplotu A c1 (výjimku tvoří ţíhání na měkko u nadeutektoidních ocelí). Rozsah fázových přeměn je v tomto případě nevýznamný. Poměr feritu a cementitu (mimo terciárního) se v oceli nemění. Mění se však tvar a velikost zrn, koncentrace a rozdělení mříţkových poruch a velikost vnitřního pnutí. Pozn.: U ocelí austenitického typu (nepolymorfních ocelí), u kterých nedochází ke změně modifikace, se jedná vždy o žíhání bez překrystalizace. 47

49 Ţíhání ocelí Při žíhání s překrystalizací dochází k úplné nebo téměř úplné přeměně výchozí feriticko-cementitické struktury na austenit. Podeutektoidní oceli se ţíhání většinou nad teplotou A c3, nadeutektoidní nad A cm nebo mezi teplotami A c1 a A cm. Získá se větší rovnoměrnost struktury a odstraní se chemické nehomogenita oceli. Přehled jednotlivých druhů ţíhání je schematicky znázorněno na obr Obr: 6.1 Schematické znázornění reţimů ţíhání v diagramu Fe-C Ţíhání bez překrystalizace Žíhání ke snížení pnutí Ţíhání ke sníţení pnutí se provádí s cílem sníţit pnutí ve výrobcích, která vznikla z předchozího tepelného zpracování jako důsledek nestejnoměrného ochlazování nebo místního ohřevu (svařování), tváření za studena (rovnání plechů), rozsáhlého třískového obrábění nebo nerovnoměrného ochlazování tvarově komplikovaných a velkorozměrových výrobků (odlitky, výkovky). Teplota ţíhání se pohybuje v rozmezí C, výdrţ na teplotě trvá několik hodin v závislosti na poţadovaném stupni sníţení vnitřních pnutí, ochlazování je nutné v peci do 200 C (rychlostí 50 C/hod), pak na vzduchu. 48

50 Ţíhání ocelí Podstata sníţení vnitřního pnutí spočívá v přeměně pruţné deformace na plastickou. Vnitřní napětí se sníţí mikroplastickými deformacemi, protoţe mez kluzu oceli při teplotě ţíhání je poměrně nízká a její plasticita zvýšená (obr. 6.2). Pozn: Horní hranice teploty žíhání by měla být o 20 až 30 C nižší než teplota popouštění u zušlechtěných ocelí a o 20 až 30 C vyšší než bude provozní teplota. Čím se volí vyšší teplota ohřevu, tím kratší je doba výdrže na teplotě. Při teplotách 600 až 650 C činí doba výdrže 1 2 hod. Obr: 6.2 Závislost meze kluzu a meze pevnosti na teplotě. Rekrystalizační žíhání Cílem rekrystalizačního ţíhání je odstranit deformační zpevnění po předchozím tváření za studena a obnovit tvárné vlastnosti oceli. Současně většinou dochází ke změnám textury (pozn. přednostně orientovaná struktura krystalů, které mají uspořádání do společných poloh) a ke zjemnění zrna. Materiál, který je deformovaný za studena, se nachází v metastabilním stavu. Tvářením za studena se zvyšuje hustota dislokací (materiál zpevňuje) a následným rekrystalizačním ţíháním dochází ke sníţení počtu dislokací a převedení do maximálně stabilního stavu. To se projeví rovněţ na změně mechanických vlastností. Při procesu rekrystalizačního ţíhání prochází materiál etapami zotavení a rekrystalizace. Při zotavení dochází k odstranění nadbytečných bodových a čárových poruch a tím sníţení hustoty dislokací. Se zvyšující se teplotou se dislokace uspořádávají a v jednotlivých zrnech vznikají hranice budoucích zrn, tzv. subrzna. Tento jev se nazývá polygonizace a tvoří přechod mezi zotavením a primární rekrystalizací. Primární rekrystalizace je charakterizována vznikem nových rovnoosých zrn s malou velikostí (řádově v desítkách m) v původní deformované struktuře materiálu a je doprovázena dalším sniţováním hustoty dislokací, coţ je doprovázeno poklesem pevnosti a zvýšením taţnosti na původní hodnoty mechanických vlastností materiálu. Následující zvyšování teploty by vedlo k růstu zrna a dalšímu sniţování pevnosti, coţ je ve většině případů neţádoucí. Jedná se o proces tzv. sekundární rekrystalizace. Schematicky jsou proces zpevňování kovového materiálu a etapy rekystalizačního ţíhání popsány na obr

51 Ţíhání ocelí Obr: 6.3 Proces zpevňování kovového materiálu a etapy rekystalizačního ţíhání. Rekrystalizační ţíhání spočívá v ohřevu nad rekrystalizační teplotu dané oceli u uhlíkových ocelí C v závislosti na stupně tváření, setrvání na teplotě (1-5 hod) a ochlazováním obvykle na vzduchu. U legovaných ocelí teplota A c1 stoupá a tím i teplota rekrystalizačního ţíhání (u feritických oceli 800 C, u austenitických oceli 1100 C). Teplota a doba ţíhání závisí na druhu a čistotě oceli, stupni tváření a na poţadovaných vlastnostech vyţíhané oceli. Má-li se dosáhnout zjemnění zrna výsledné struktury, musí se po niţším stupni přetváření pouţít spíše niţší teploty ţíhání. U nízkouhlíkové oceli dochází v oblasti kritického stupně deformace (7 15 %) k neţádoucímu zhrubnutí struktury (obr. 6.4), a proto je výhodnější zvolit pro zjemnění struktury normalizační ţíhání. Naopak u oceli na transformátorové plechy se ţíháním na vyšší teploty při niţším kritickém stupni deformace dosáhne poţadovaného zhrubnutí zrna. Rekrystalizační ţíhání se pouţívá jako mezioperační ţíhání u některých druhů nízkolegovaných ocelí při tváření za studena. 50

52 Ţíhání ocelí Obr. 6.4 Rekrystalizační diagram uhlíkové oceli. Extrémní zvýšení velikosti zrna po rekrystalizačním ţíháni v oblasti nízkého kritického stupně deformace. Žíhání na měkko Cílem ţíhání na měkko je sníţení tvrdosti a zejména zlepšení obrobitelnosti oceli. Strukturní změna v oceli probíhá sferoidizací lamelárního perlitu (resp. perlitického cementitu) a sekundárního cementitu v těsném okolí teploty A c1 (pozn. sferoidizace je sbalovaní lamel do globulí). Ţíhání na měkko se provádí převáţně u eutektoidních a nadeutektoiních ocelí. U nízkolegovaných konstrukčních ocelí se ţíhání na měkko provádí při teplotách C po dobu 4-8 hod s následným pomalým ochlazením v peci. Tvoří-li výchozí strukturu hrubé lamely perlitu, vytvoří se při tomto reţimu ţíhání hrubý globulární perlit. Tento způsob ţíhání je nedostačující pro ţíhání nadeutektoidních ocelí s karbidickým síťovím po hranicích zrn. U nástrojových ocelí (nadeutektoidních ocelí) probíhá sferoidizace lamelárního perlitu obtíţněji, a proto se tyto oceli ţíhají na měkko nad teplotou A c1. Po několikahodinové výdrţi na teplotě se velmi pomalu ochlazuje v peci (do 600 C rychlostí C/hod), a pak na vzduchu. Tento způsob ţíhání je jediný moţný k dosaţení jemného globulárního perlitu z výchozí hrubé lamelární struktury. Vysoká ţíhací teplota, stejně jako dlouhá doba výdrţe na teplotě způsobují příliš velkou homogenizaci austenitu. Následující ochlazování proto musí být pomalejší. Výsledná struktura se nazývá zrnitý (lobulární, sferoidizovaný) perlit, který je měkčí a lépe obrobitelný neţ lamelární perlit (obr. 6.5, obr. 6.6). 51

53 Ţíhání ocelí Obr. 6.5 Vliv struktury na tvrdost ocelí s různým obsahem uhlíku. a) b) Obr. 6.6 Struktura před ţíháním na měkko a) lamelární perlit a po ţíhání na měkko b) částečně sferoidizovaný perlit. Ţíhání s překrystalizací Homogenizační žíhání Cílem homogenizačního ţíhání je zmenšení chemické heterogenity u velkých odlitků a ingotů, kterou jsou polotovarem pro následující zpracování obvykle tvářením za tepla. Homogenizační ţíhání se uskutečňuje při teplotě C po dobu desítek hodin s následným ochlazováním v peci. Rozdíly v chemickém sloţení se vyrovnávají difúzí, která je tím rychlejší, čím vyšší je teplota ţíhání. Homogenizací se sice docílí vyrovnání chemického sloţení a zrovnoměrnění struktury, současně ale dlouhodobým setrváním na vysoké teplotě dochází k oduhličení a oxidaci oceli a zhrubnutí austenitického zrna. Zjemnění zrna se provádí následujícím normalizačním ţíháním nebo tvářením za tepla s následnou rekrystalizací. 52

54 Ţíhání ocelí Normalizační žíhání Normalizační ţíhání se provádí za účelem zrovnoměrnění struktury po předchozím zpracování (lití, kování) a vytvoření jemnozrnné struktury (po tváření za vysoké teploty, po předchozím dlouhodobém ţíháním na vysoké teplotě). Jemnozrnná struktura po normalizačním ţíhání (obr. 6.7) vykazuje vyšší mez kluzu a mez pevnosti a zároveň dobré plastické vlastnosti. Normalizační ţíhání je vhodné zejména pro uhlíkové a nízkolegované oceli. Normalizují se výkovky, svařované předměty a odlitky. U podeutektoidních ocelí se ohřev provádí na teplotu C nad A c3 s výdrţí na teplotě 1-4 hodiny (cca 1 hod na 25 mm tloušťky) s ochlazováním na klidném vzduchu za vzniku feriticko-perlitické struktury. U ocelí s vyšším obsahem C (nad 0,3 %) nebo u ocelí s větší prokalitelností se většinou ochlazuje z austenitizační teploty v peci, aby se zabránilo vzniku struktury s nadměrnou tvrdostí (jemný perlit, bainit, martenzit). Při rychlejším ochlazování pak vzniká lamelární perlit. U nadeutektoidních ocelí se normalizační ţíhání pouţívá méně a zpravidla slouţí k odstranění síťoví sekundárného cementitu. Ohřev se provádí mezi teplotami A c1 aţ A cm s následným rychlejším ochlazením (např. proudem vzduchu) na teplotu 700 C. Ohřevem nad A cm se cementit rozpustí v austenitu a následujícím rychlým ochlazením (proudem vzduchu) se jeho vznik potlačí. Další ochlazování jiţ probíhá pomalu za vzniku perlitu. Normalizační ţíhání můţe být konečnou operací tepelného zpracování nebo se pouţívá jako příprava pro následné kalení. a) b) Obr. 6.7 Mikrostruktura podeutektoidní oceli a) před normalizačním ţíháním, b) po normalizačním ţíhání (jemná rovnoměrná struktura). Izotermické žíhání Izotermické ţíhání se provádí s cílem zajistit rovnoměrnou strukturu se specifikovanou jemností perlitu. Reţim tepelného zpracování je následující. Ohřev se uskutečňuje C nad A c3, popř. pod A cm. Následuje rychlé ochlazení pod teplotu blízko A 1 a izotermická výdrţ na teplotě ( C) po dobu neţ se austenit zcela přemění na perlit. Další ochlazování na teplotu okolí probíhá na vzduchu (obr. 6.8). 53

55 Ţíhání ocelí Izotermické ţíhání se pouţívá u menších výrobků, přičemţ se vyuţívá dvou pecí, a to pro ohřev a pro výdrţ na teplotě rozpadu austenitu. Specifickým případem izotermického ţíhání je patentování. Patentování se provádí za účelem dosaţení struktury nejjemnějšího lamelárního perlitu. Výsledná mikrostruktura zajišťuje výhodné mechanické vlastnosti, tj. vysokou pevnost i taţnost, které jsou předpokladem pro další tváření za studena. Patentování se vyuţívá jako tepelné zpracování u drátů nebo pásů, kde deformace průřezu při dalším tváření můţe dosahovat aţ 90 %. Ohřev se v tomto případě provádí mírně nad A 3 (odporově nebo indukčně), následuje rychlé ochlazení do oblasti těsně nad perlitický nos rozpadové křivky austenitu (500 C), výdrţ na teplotě do konce perlitické přeměny (v kovových nebo solných lázních) a ochlazení na teplotu okolí. Obr. 6.8 Schéma izotermického ţíhání. Ţíhání austenitických ocelí Rozpouštěcí žíhání Rozpouštěcí ţíhání se provádí u vysokolegovaných austenitických ocelí s cílem rozpustit karbidy a jiné intermediární fáze vyloučené na hranicích zrn a získat tak čistě austenitickou strukturu. Teplota výdrţe se volí v rozmezí 1050 aţ 1150 C, doba výdrţe podle velikost předmětu. Následuje rychlé ochlazení do vody, které má zabránit zpětnému vyloučení karbidů na hranice zrn. Stabilizační žíhání Cílem stabilizačního ţíhání je úmyslné vyvolání vylučování karbidů (nitridů a karbonitridů) titanu Ti a niobu Nb v objemu materiálu u austenitické oceli stabilizované Ti a Nb. Ţíhání se provádí na teplotě C. Titan a niob na sebe váţí uhlík a dusík, a to v objemu materiálu, a zabraňují tak vylučování karbidů chromu, které se usazují na hranicích zrn v průběhu dlouhodobého setrvání na pracovní teplotě. Karbidy chromu vyloučené na hranicích zrn oslabují hranice zrn a vyvolávají mezikrystalovou korozi, jejímţ následkem dochází k interkrystalickému porušení při namáhání materiálu. 54

56 Ţíhání ocelí Shrnutí pojmů 6. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: ţíhání bez překrystalizace; ţíhání s překrystalizací; ţíhání ke sníţení pnutí, rekrystalizační ţíhání, ţíhání na měkko; homogenizační ţíhání, normalizační ţíhání, izotermické ţíhání, patentování; rozpouštěcí ţíhání, stabilizační ţíhání. Otázky Při jakých teplotách probíhá ţíhání bez překrystalizace? 52. K jakým procesů obecně dochází při ţíhání s překrystalizací? 53. Kdy se uplatňuje ţíhání ke sníţení pnutí? 54. Na základě jakých mechanizmů dochází ke sníţení pnutí materiálu po ţíhání na sníţení pnutí? 55. Kdy se uplatňuje rekrystalizační ţíhání? 56. Popište etapy rekrystalizačního ţíhání. 57. Jak vysoká teplota rekrystalizačního ţíhání se volí při niţším stupni deformace? 58. Co je podstatou ţíhání na měkko? U jakých materiálů se nejčastěji pouţívá? 59. Popište výslednou strukturu po ţíhání na měkko? 60. V čem spočívá homogenizační ţíhání? Který mechanizmus se zde uplatňuje? 61. Kdy se uplatňuje normalizační ţíhání? 62. Jakým způsobem se provádí normalizační ţíhání? Co je výsledkem? 63. Co je postatou izotermického ţíhání? Popište reţim izotermického ţíhání. 64. Kde se uplatňuje patentování? 65. Jakých materiálů se týká rozpouštěcí a stabilizační ţíhání? 66. Čemu zabraňují stabilizační prvky v austenitických korozivzdorných ocelích? 55

57 Kalení ocelí 7. KALENÍ OCELÍ Čas ke studiu: 4 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: vysvětlit princip kalení; rozlišit pojmy kalitelnost, zakalitelnost a prokalitelnost; charakterizovat různé reţimy kalení; popsat účinek různých ochlazovacích médií. Výklad Význam kalení ocelí Kalení je proces tepelného zpracování, které zahrnuje ohřev oceli na kalicí teplotu, výdrţ na této teplotě za účelem homogenizace austenitu a ochlazení nadkritickou rychlostí na teplotu vzniku nerovnováţných stavů ocelí, tj. martenzitické nebo bainitické struktury. Za zakalenou ocel povaţujeme ocel, která má ve středu průřezu ve struktuře alespoň 50 % martenzitu. Účelem kalení je zvýšit pevnost a tvrdost oceli, a tím i odolnost proti opotřebení, zvýšit odolnost vůči únavovému namáhání. Ideální průběh kalení je naznačen ochlazovací křivkou na obr. 7.1 v ARA diagramu podeutektoidní oceli. V průběhu kalení musí být rychlost ochlazování v oblasti perlitického nosu dostatečně rychlá pro to, aby nevznikaly rovnováţné struktury jako ferit a perlit, a v oblasti teploty M s dostatečně pomalá pro to, aby v materiálu nevznikala příliš vysoká vnitřní pnutí, ale zároveň aby nedošlo ke vzniku více neţ 50 % bainitické struktury ve středu průřezu. Kalicí teplota Kalení se provádí z teploty 30 aţ 50 C nad A c3 u podeutektoidních ocelí a nad A c1 u většiny nadeutektoidních ocelí (obr. 7.2). U slitinových nadeutektektoidních ocelí (např. rychlořezných ocelí) s vyšším obsahem karbidotvorných prvků se teplota kalení volí nad teplotu A cm (aţ 1300 C) z důvodu vysoké teploty rozpustnosti karbidů slitinových prvků. 56

58 Kalení ocelí Obr. 7.1 Průběh ideální křivky ochlazování ve středu průřezu při kalení podeutektoidní oceli. Obr. 7.2 Pásmo kalicích teplot v diagramu Fe-Fe 3 C Nedosáhne-li se správné kalicí teploty nebo je-li příliš krátká doba výdrţe na kalicí teplotě, nedojde k dostatečné homogenizaci austenitu. U podeutektoidních ocelí se ve výsledné struktuře objeví kromě martenzitu i ferit, coţ se projeví niţší tvrdostí, ale i větším vnitřním pnutím (obr. 7.3). 57

59 Kalení ocelí Obr. 7.3 Mikrostruktura podkalené oceli martenzit, ferit (viz šipka); ARA diagram s vyznačenou rychlostí ochlazování odpovídající struktuře vlevo. Překročení správné kalicí teploty nebo příliš dlouhá výdrţ na kalicí teplotě se projeví růstem austenitického zrna, z něhoţ po ochlazení vzniknou hrubé martenzitické jehlice, které jsou křehké. Kromě toho se zvýší mnoţství zbytkového austenitu, který sniţuje tvrdost materiálu po kalení. Přitom jak hrubozrnná martenzitická struktura, tak vyšší podíl zbytkového austenitu působí na zvýšení vnitřních pnutí. Struktura správně zakalené nadeutektoidní oceli je tvořena martenzitem s jistým podílem zbytkového austenitu a nerozpuštěného sekundárného cementitu (Fe 3 C) II nebo karbidů slitinových prvků. Nerozpuštěné a správně vyloučené karbidy v nadeutektoidní oceli zvyšují tvrdost a otěruvzdornost oceli. Rovnoměrné rozloţení, malá velikost a zakulacený tvar nadeutektoidních karbidů se zajistí ţíháním na měkko před kalením. Při nízké kalicí teplotě se nerozpustí dostatečné mnoţství karbidů, austenit bude obsahovat niţší mnoţství uhlíku a výsledná tvrdost bude celkově niţší. Při kalení z vysoké teploty dojde k nadměrnému rozpuštění karbidů, obohacení austenitu o uhlík, ke vzniku hrubozrnného martenzitu a většímu mnoţství zbytkového austenitu. Celková tvrdost martenzitu bude niţší a s vyšším podílem vnitřních pnutí. Jak uţ bylo uvedeno v kap. 3, v oceli nevznikne nikdy 100 % martenzitu, určitá část austenitu zůstane v oceli jako zbytkový austenit (ZA). Zbytkový austenit vzniká v důsledku vysokých pnutí při přeměně austenitu na martenzit a nedosaţením teploty pod M f. Zbytkový austenit se odstraní popouštěním nebo zmrazováním. Se vzrůstajícím obsahem martenzitu ve struktuře roste tvrdost zakalené oceli. Pozn: Teplota M f je smluvní teplota, při níž se dosáhne určité procento martenzitu, většinou 95 %. 58

60 Kalení ocelí Kalitelnost Kalitelnost je obecný pojem pro schopnost oceli dosáhnout dostatečně rychlým ochlazením austenitu struktury s dostatečnou a rovnoměrnou tvrdostí. Nekalitelné jsou oceli nízkouhlíkové a vysokolegované nepolymorfní oceli s feritickou nebo austenitickou strukturou. Zakalitelnost Dalším pojmem z oblasti kalení je zakalitelnost, která značí schopnost konkrétní oceli dosáhnout bezdifúzní přeměnou austenitu maximálně moţné tvrdosti a pevnosti martenzitické struktury. Tvrdost martenzitu závisí především na obsahu uhlíku v austenitu (obr. 7.4) a tetragonalitě vzniklého martenzitu (viz kap. 3). Kalitelnost i zakalitelnost závisí také na stavu austenitu před kalením, a to na velikosti zrna, homogenitě austenitu a přítomnosti minoritních fází. Obr. 7.4 Vliv obsahu C na tvrdost oceli po kalení: A max. teoretická tvrdost martenzitu (M), B reálně dosaţitelná tvrdost oceli (křivka zakalitelnosti), C tvrdost oceli s 50 % M, D tvrdost lamelárního perlitu, E tvrdost globulárního perlitu Příklad Pomocí obr. 7.4 odhadněte tvrdost oceli po kalení s obsahem uhlíku 0,4 hmot. %. Řešení Maximální teoretická tvrdosti martenzitu: HV 750; tvrdost oceli s 50 % marenzitu ve struktuře: HV 450. Prokalitelnost Prokalitelností se označuje schopnost oceli získat po zakalení tvrdost odpovídající její zakalitelnosti v určité hloubce pod povrchem kaleného předmětu. Kritériem prokalitelnosti je struktura s 50 % martenzitu ve středu průřezu. 59

61 Kalení ocelí Prokalitelnost závisí na výši ochlazovací rychlosti v dané podpovrchové vrstvě oceli, která musí být vyšší neţ je kritická rychlost ochlazování v k pro danou ocel. Rychlost ochlazování v k je nejvyšší na povrchu kaleného předmětu a je dána tepelnou vodivostí materiálu a velikostí kaleného předmětu. Rychlost ochlazování roste s rostoucí intenzitou odvodu tepla pouţitým kalicím prostředím. Na obr. 7.5 si vysvětlíme vztah mezi kritickou rychlostí ochlazování v k a skutečnou rychlostí ochlazování u válcového tělesa o průřezu D. Obr. 7.5a představuje ARA diagram podeutektoidní uhlíkové oceli, která má určitou kritickou rychlost ochlazování v k. Skutečné rychlosti ochlazování v 1 a v 2, které odpovídají chladnutí povrchových vrstev při kalení do vody, jsou vyšší neţ kritická rychlost ochlazování v k (v 1, v 2 v k ). Struktura v povrchových vrstvách válcového tělesa bude martenzitická. Skutečná rychlost ochlazování v 3, která odpovídá rychlosti ochlazování středu válcového tělesa, je niţší neţ kritická rychlost ochlazování v k (v k v 3 ). Ve středu tělesa bude struktura tvořena směsí feritu, perlitu, bainitu a martenzitu a válcové těleso nebude ve středu prokaleno. Průměr válce, u kterého se nedosáhne kritické rychlosti ochlazování, je označen jako kritický průměr D. Jeho velikost závisí na pouţitém kalicím prostředí a podmínkách austenitizace. Jak ovlivňují legující prvky prokalitelnost válcového tělesa je patrné na obr. 7.5b. Legující prvky posouvají křivky počátku vzniku perlitu a bainitu k delším časům (do prava viz kap. 4). Kritická rychlost v k legovaných ocelí je niţší neţ kritická rychlost v k uhlíkové oceli. Při pouţití stejného ochlazovacího prostředí budou skutečné rychlosti v 1, v 2 i v 3 vyšší neţ kritická rychlost v k (v 1, v 2, v 3 v k ), a proto v celém průřezu válcového tělesa vznikne martenzitická struktura. 60

62 Kalení ocelí a) b) Obr. 7.5 Schéma průběhu ochlazování válcového tělesa v diagramu ARA při jeho kalení a vztahu mezi kritickou rychlostí v k a skutečnou rychlostí ochlazování v řezu tělesem pro uhlíkovou ocel (a) a legovanou ocel (b) Prokalitelnost je významná technologická vlastnost a k jejímu určení se pouţívá různých metod. Zkoušky prokalitelnosti Nejpouţívanější zkouškou prokalitelnosti je čelní zkouška prokalitelnosti, označovaná také jako Jominyho zkouška (normovaná zkouška dle ČSN EN ISO 642). Podstata zkoušky spočívá v austenitizaci standardního válcového tělesa o průměru 25 mm a délce 100 mm (obr. 7.6) a v definovaném ochlazování čela tohoto vzorku proudem vody (obr. 7.7). Po zakalení se na válcovém povrchu vybrousí dvě protilehlé plošky do hloubky 0,4-0,5 mm, na kterých se měří tvrdost HRC nebo HV po celé délce v definovaných vzdálenostech od kaleného čela (obr. 7.8). Výsledkem zkoušky je závislost tvrdosti na vzdálenosti od kaleného čela, tzv. křivka prokalitelnosti (obr. 7.9). Křivka prokalitelnosti platí 61

63 Kalení ocelí pro konkrétní chemické sloţení oceli (i tavbu oceli) a podmínky austenitizace. Pro značku oceli, tedy širší rozsah chemického sloţení, platí tzv. pás prokalitelnosti (obr. 7.10). Obr. 7.6 Rozměry zkušebního tělesa Obr. 7.7 Schematické znázornění zařízení pro kalení Obr. 7.8 Příprava zkušebního tělesa pro měření tvrdosti 62

64 Kalení ocelí Obr. 7.9 Schematické znázornění křivek prokalitelnosti 1 uhlíkové oceli, 2 legované oceli Obr Pás prokalitelnosti oceli , 2 hranice pásu prokalitelnosti, 3 konkrétní křivka prokalitelnosti Názornější, ale poměrně pracnější způsob zkoušení prokalitelnosti je pomocí U-křivek (obr. 7.11). Vzorky válcového tvaru o různých průměrech se po ohřevu a výdrţi na konstantní teplotě ochlazují stejným způsobem. Na příčných výbrusech se následně zjišťuje průběh tvrdosti od povrchu do středu válce. Čím má kalený válec větší průměr, tím strmější je křivka závislosti tvrdosti na vzdálenosti od středu (křivka U). Skutečný kritický průměr D k lze zjistit mikroskopickou zkouškou podle mikrostruktury po průřezu válce nebo podle výsledné tvrdosti po kalení, která, jak uţ jsme si uvedli výše, závisí na obsahu uhlíku v oceli a podílu martenzitu ve struktuře (min. 50 % martenzitu) podle obr Hodnota tvrdosti pro 50 % martenzitu vynesená do grafu na obr protne U-křivky všech neúplně prokalených válců. Ochlazovací rychlost na povrchu, v různých vzdálenostech pod povrchem (3/4 a 1/2 poloměru) a ve středu válcových těles různých průměrů je moţné porovnat s ochlazovacími rychlostmi čelní zkoušky prokalitelnosti v různých vzdálenostech od kaleného čela. Křivky prokalitelnosti je moţné převést na U-křivky pomocí grafických závislostí. 63

65 Kalení ocelí Obr Průběh tvrdosti na příčném výbrusu válců různých průměrů kalených stejným způsobem U-křivky. Faktory ovlivňující prokalitelnost Vliv uhlíku Uhlík zvyšuje tvrdost oceli po kalení a také její prokalitelnost. Na obr je patrné, ţe s rostoucím obsahem uhlíku, při stejném obsahu legujících prvků a podmínkách austenitizace, se prokalitelnost zvyšuje. Obr Křivky prokalitelnosti ocelí s 0,20 % Si, 0,50 % Mn, 0,25 % Mo a 1,75 % Ni a s různými obsahy uhlíku. Austenitizováno 840 C po dobu 40 min. 64

66 Kalení ocelí Vliv slitinových prvků Na obr jsou vyneseny křivky prokalitelnosti pro ocele se stejným obsahem uhlíku a s různým obsahem slitinových prvků. S rostoucím obsahem slitinových prvků se prokalitelnost zvyšuje. Tvrdost 42 HRC odpovídá tvrdosti oceli se strukturou s 50 % martenzitu a obsahem uhlíku 0,4 hm. % (podle obr. 7.4). Obr Křivky prokalitelnosti ocelí s obsahem uhlíku 0,4 % bez a se slitinovými prvky. Vliv teploty austenitizace Prokalitelnost rovněţ závisí na výši kalicí teploty. Zvýšení kalicí teploty způsobí zhrubnutí austenitického zrna, větší homogenizaci austenitu, popř. další rozpouštění karbidů, a tedy posunutí křivek počátku vzniku perlitu a bainitu k delším časům (viz kap. 4). S rostoucím teplotou austenitizace se prokalitelnost zvyšuje (obr. 7.14). Velikost zrna ovlivňuje i přednostní tvorbu feriticko-perlitické nebo martenzitické struktury. Jemnozrnná struktura s vysokým podílem hranic zrn podporuje vznik feritu a perlitu, protoţe zárodky těchto struktur vznikají na hranici zrn. U hrubozrnné struktury, kde podíl hranic zrn je niţší, je vznik feriticko-perlitické struktury obtíţnější. Naopak zárodky martenzitu vznikají uvnitř zrn a jsou u hrubozrnné struktury upřednostňovány. 65

67 Kalení ocelí Obr Křivky prokalitelnosti oceli s 0,9 % C a 1,4 % Cr, austenitizované při různých teplotách. Způsoby kalení Způsob kalení se volí v závislosti na poţadovaných vlastnostech kaleného předmětu, jeho velikosti a tvaru a na druhu pouţité oceli. Způsoby kalení můţeme v podstatě rozdělit do dvou skupin: přímé kalení; přetrţité kalení. Přímé kalení spočívá v plynulém ochlazování předmětů v prostředích o pokojové (u vody) nebo zvýšené teplotě (u oleje) teplotě. Při přetrţitém kalení se pouţívají pro ochlazování dvě prostředí o pokojové teplotě, ale rozdílné intenzitě ochlazování, nebo různě teplé lázně. Cílem různých variant přetrţitého kalení je sníţit úroveň vnitřních pnutí, omezit deformace kaleného předmětu, popř. zabránit vzniku kalicích trhlin. Přímé kalení Přímé kalení je nejpouţívanější způsob kalení, označované také jako martenzitické kalení do studené lázně. Jedná se o plynulé ochlazení kaleného výrobku po austenitizaci přímo do kalicí lázně vody, oleje, atd. (obr. 7.15). Vysoce legované oceli (např. rychlořezné) mají nos křivky v IRA a ARA diagramech tak vzdálen směrem doprava, ţe k zakalení dojde i při volném chlazení na vzduchu. Takovým ocelím se říká samokalitelné. Výhody přímého kalení jsou technologická nenáročnost a relativně nízká cena kaleného výrobku. Hlavní nevýhodou je vysoká úroveň vnitřních pnutí zejména po kalení do vody, deformace, popř. praskání kalených předmětů. 66

68 Kalení ocelí Obr Schematické znázornění přímého kalení Jednou z moţností přímého kalení na martenzit je povrchové kalení. Účelem povrchového kalení je dosaţení vysoké tvrdosti pouze na povrchu oceli při zachování houţevnatého jádra. Vysoká tvrdost na povrchu zajišťuje i zvýšenou otěruvzdornost, čehoţ se vyuţívá např. při výrobě ozubených kol a čepů. Ohřev povrchu na kalicí teplotu je nutné provádět vyšší rychlostí, neţ jakou se přivedené teplo odvádí do středu materiálu. Proto se pouţívá indukční ohřev nebo přímý ohřev plamenem. Mezi ohřívanou povrchovou vrstvou a jádrem výrobku vzniká tepelný spád, který je tím vyšší, čím rychlejší je ohřev. Kalicí teplota je vyšší neţ při ohřevu v peci, přesto zrno nehrubne z důvodu velmi krátké doby ohřevu. Ochlazením nadkritickou rychlostí vznikne martenzit jen v austenitizované povrchové vrstvě a jádro výrobku se nezakalí. Poţadovaná hloubka povrchové vrstvy se pohybuje v rozmezí 0,5 aţ 3 mm. Obvykle se povrchově kalí uhlíkové oceli. Větší hloubky zakalené vrstvy lze dosáhnout u slitinových ocelí. Tvrdost povrchové vrstvy je obvykle vyšší neţ tvrdost dosaţená obvyklým způsobem kalení a souvisí s nepřítomností zbytkového austenitu v zakalené vrstvě. Pozn: Při indukčním ohřevu dochází k průchodu proudu o různých frekvencích ohřívaným předmětem. Ohřátá vrstva je tím menší, čím je frekvence proudu vyšší. Při frekvenci proudu 450 khz (kilohertz) se dosáhne ohřevu do hloubky 0,35 mm. Lomené kalení Lomené kalení je způsob přetrţitého kalení s ochlazováním ve dvou prostředích. Spočívá v rychlém ochlazení kaleného předmětu těsně nad teplotu M s v určitém ochlazovacím prostředí (např. ve vodě) a přenesením kaleného předmětu do jiného ochlazovacího prostředí (např. do oleje), v němţ se výrobek ochladí pod teplotu M s dříve, neţ začne vznikat bainit (obr. 7.16). Výsledná struktura je martenzitická s menším vnitřním pnutím, neţ by se dosáhlo u přímého kalení. Lomené kalení se pouţívá u legovaných ocelí a u tvarově sloţitých a rozměrných výrobků, např. lomených hřídelí. 67

69 Kalení ocelí Obr Schematické znázornění lomeného kalení Termální kalení Termální kalení spočívá v rychlém ochlazení kaleného předmětu v lázni o teplotě málo vyšší, neţ je M s. Po určité době výdrţe na teplotě (např. v roztavených solích), při které dojde k vyrovnání teplot mezi povrchem a středem předmětu a která je kratší neţ je doba začátku bainitické přeměny, se předmět z lázně vyjme a ochladí pod teplotu M s (např. na vzduchu) obr a obr Výsledkem je martenzitická struktura s minimální úrovní vnitřního pnutí. Tento způsob kalení se pouţívá u legovaných ocelí, které mají delší inkubační dobu vzniku bainitu nebo u tenkostěnných a tvarově sloţitých výrobků z uhlíkové nebo nízkolegované oceli. Obr Schematické znázornění termálního kalení 68

70 Kalení ocelí Izotermické zušlechťování Obdobně jako při termálním kalení se při izotermickém zušlechťování předmět rychle přenese z kalicí teploty do termální lázně, kterou tvoří roztavené soli nebo slitiny kovů. Teplota termální lázně odpovídá teplotám v oblasti bainitické přeměny mezi bainitickýcm nosem a teplotou M s ( C). V lázni předmět setrvá aţ do ukončení bainitické přeměny, a poté následuje ochlazení na vzduchu (obr. 7.18) Izotermicky zušlechtěné předměty vykazují minimální úroveň teplotních a strukturních pnutí a zpravidla se dále nepopouštějí. Tento způsob tepelného zpracování je vhodný pro výrobky menších průřezů z nízkolegovaných ocelí. U legovaných ocelí se posouvají křivky počátku a konce bainitické přeměny k delším časům, a proto by výdrţ na teplotě byla neúměrně dlouhá. Obr Schematické znázornění termálního kalení (1) a izotermického zušlechťování (křivka 2) Izotermické kalení Izotermické kalení je modifikací izotermického zušlechťování. Teplota lázně je však nastavena těšně pod teplotu M s. Výsledná struktura je tvořena martenzitem, bainitem a zbytkovým austenitem. Kalení se zmrazováním Kalení se zmrazováním se vyuţívá u ocelí, které mají teplotu M f pod bodem mrazu. Zmrazování následuje bezprostředně po kalení, kdy se zakalený předmět v co nejkratší době přenese do prostředí s teplotou pod bodem mrazu. Zmrazení na teplotu -80 C se provádí v lázni ze směsi lihu a tuhého oxidu uhličitého. Pro vysoce legované oceli se k zmrazování pouţívá tekutý dusík o teplotě -196 C. Cílem zmrazování je sníţit podíl zbytkového austenitu ve struktuře, čímţ se dosáhne zvýšení tvrdosti a rozměrové stálosti předmětů, např. u měřidel nebo řezných nástrojů z rychlořezné oceli. Doba ochlazování je tak dlouhá, aby se celý průřez předmětu ochladil pod teplotu M f. Další výdrţ na této teplotě není nutná. 69

71 Kalení ocelí Kalicí prostředí Různá ochlazovací prostředí jsou charakterizovaná různou rychlostí ochlazování. Prostředí vhodná pro kalení musí zajistit získání nerovnováţné martezitické, popř. martenzitickobainitické struktury na povrchu, ale i ve středu průřezu, tzn. ţe jejich ochlazovací rychlost musí být vyšší neţ kritická rychlost ochlazování v k (viz kap. 4). Pro určení vhodného kalicího prostředí pro danou ocel se vyuţívá znalosti příslušných ARA diagramů. Rychlost ochlazování závisí na: rozměrech a tvaru součásti; tepelné vodivosti kaleného předmětu a intenzitě odvodu tepla z povrchu výrobku do kalicího prostředí. Kalicí prostředí by měla ochlazovat co nejrychleji v oblasti tzv. nosu křivek ARA diagramů v rozmezí teplot 550 aţ 650 C tak, aby neproběhla difúzní přeměna. Zároveň by kalicí prostředí mělo ochlazovat co nejpomaleji v oblasti teploty M s (250 aţ 350 C) z důvodu sníţení tepelných pnutí při martenzitické přeměně (viz obr. 7.1). Hodnocení kalicích prostředí se provádí buď pomocí rychlosti ochlazování, nebo kalicí intenzity lázně H. Rychlost ochlazování v různých kalicích prostředích v C/s je uvedena v tabulce 7.1. Tabulka 7.1: Rychlost ochlazování v C/s Ochlazovací prostředí Rychlost ochlazování ve C/s v rozmezí teplot 550 aţ 650 C 250 aţ 350 C Voda 18 C Voda 50 C Roztok NaOH ve vodě 18 C Minerální olej Klidný vzduch 3 1 Pozn: Ochlazovací prostředí je vzhledem ke kalenému předmětu v klidu. Kalicí intenzita lázně H, která se označuje také jako Grossmannův faktor, vyjadřuje podíl efektivního koeficientu přestupu tepla a koeficientu tepelné vodivosti (v in -1, 1 inch = 2,54 cm). Hodnoty kalicí intenzity lázně H pro vzduch, olej, vodu a solný roztok jsou uvedeny v tab Kalicí intenzita lázně je při kalení do klidné vody vyjádřena hodnotou 1 (H = 1). Pohyb lázně má významný vliv na zvýšení hodnoty faktoru H. Kalení, při kterém povrch ochlazovaného předmětu dosahuje teploty prostředí okamţitě po ponoření, se označuje za ideální (H = ). Průměr válce v mm, který byl ochlazen ideální rychlostí a má ve středu strukturu tvořenou min. 50 % martenzitu, je označován jako ideální kritický průměr D I. Ve skutečnosti je kalený předmět ochlazován rychlostí menší, neţ je ideální, a také skutečný kritický průměr D k je menší. Skutečný kritický průměre D k je moţné určit ze znalosti ideálního kritického průměrem D I pro různé kalicí intenzity lázně H z obr Na ideální 70

72 Kalení ocelí kritický průměr D I mají vliv obsahu uhlíku, velikost zrna i mnoţství slitinových prvků, které ideální kritický průměr zvětšují. Tabulka 7.2: Kalicí intenzita lázně H (in -1 ) Způsob ochlazování Ochlazovací prostředí Vzduch Olej Voda Solný roztok Klidné prostředí 0,02 0,3 1,0 2,2 Mírný pohyb součástí - 0,4 0,6 1,5 3,0 - Rychlý pohyb součástí - 0,6 0,8 3,0 6,0 7,5 Velmi rychlý pohyb součástí - 1,0 1,7 6,0 12,0 - Obr Vztah mezi ideálním D I a skutečným D k kritickým průměrem pro různé kalicí intenzity lázně H Ochlazovací schopnost prostředí je moţné pro praktické pouţití popsat ochlazovacími křivkami. Ochlazovací křivky se vykreslují pro ochlazování vzorků, např. tyčí, různých průměrů v souřadnicích teplota logaritmus času (obr. 7.20, obr. 7.21). Po přiloţení na ARA diagram příslušné oceli lze přímo získat údaje o průběhu fázových přeměn. 71

73 Kalení ocelí Obr Ochlazovací křivky pro ochlazování tyčí a bloků různých průměrů v oleji (plná čára střed, čárkovaně v určité vzdálenosti pod povrchem) Obr Ochlazovací křivky pro ochlazování tyčí různých průměrů do oleje přiloţené na ARA diagramu Dalšími kritérii pro volbu vhodného ochlazovacího prostředí jsou: zdravotní nezávadnost; ekologická neškodnost; snadná omyvatelnost; odolnost proti tepelnému zatíţení; odolnost proti oxidaci a stárnutí. Kalicí prostředí lze rozdělit na dvě kategorie, a to: kalicí prostředí, u nichţ nedochází při ochlazování součástí ke změně skupenství; 72

74 Kalení ocelí kalicí prostředí, u nichţ dochází v průběhu kalení součástí alespoň k částečně ke změně skupenství. Kalicí prostředí, u nichž nedochází při ochlazování součástí ke změně skupenství; jsou nejčastěji solné lázně, roztavené kovy, kalicí kovové desky a vzduch. Závislost rychlosti ochlazování na teplotě předmětu je uvedena na obr Ochlazování v taveninách solí a hydroxidů se uplatňuje hlavně při izotermickém a termálním kalení. Nejčastěji pouţívané soli pro kalení jsou na bázi dusičnanů (dusičnan sodný NaNO 3, dusičnan draselný KNO 3 ) a chloridů (chlorid sodný NaCl, chlorid barnatý BaCl 2 ). Z hydroxidů se pouţívá hydroxid sodný NaOH a hydroxid draselný KOH. Ochlazovací schopnost tavenin solí je poměrně malá, ale lze ji zvýšit přídavkem vody nebo cirkulací. Ochlazování v taveninách kovů se vyuţívají při patentování drátů. Nejčastěji se pouţívá roztavené olovo Pb v rozmezí teplot 350 aţ 550 C (teplota tavení Pb je 327,4 C), i kdyţ jsou výpary olova jedovaté. Jako další moţné varianty kovových lázní je moţné uvést slitiny olova a cínu (Pb+Sn) nebo antimonu a vizmutu (Sb+Bi). Ochlazování vzduchem je nejmírnější způsob ochlazování. Pouţívá se pro kalení vysocelegovaných ocelí, tzv. samokalitelných ocelí, které mají v ARA diagramech širokou oblast stability austenitu a křivky přeměn posunuty hodně doprava k delším časům. Ochlazovaní musí být rovnoměrné ze všech stran. Ochlazovací účinek vzduchu lze zvýšit prouděním, případně kombinací s vodou za vzniku vodní mlhy. Vzduch je u kalení ve vakuových pecích nahrazen proudem dusíku, jehoţ ochlazovací schopnost je 1,5 krát větší. Pro ochlazování v kovových deskách se pouţívají ocelové, litinové nebo měděné desky s vnitřním chlazením protékající vodou. Tento způsob ochlazování je vhodný pro kalení tvarově jednoduchých (plochých) předmětů s poţadavkem na co nejmenší deformace. Obr Ochlazování v prostředích, u nichţ nedochází při ochlazování součástí ke změně skupenství Kalicí prostředí, u nichž dochází v průběhu kalení součástí alespoň částečně ke změně skupenství, jsou voda, roztoky polymerů a oleje. 73

75 Kalení ocelí Ochlazování v prostředích, u nichţ dochází v průběhu kalení součástí ke změně skupenství, je charakterizováno třemi údobími (obr. 7.23). V prvním údobí se kolem ochlazovaného předmětu vytváří parní polštář, který tvoří izolační vrstvu. Ochlazování se v tomto údobí zpomalí aţ po kritickou teplotu, která je u vody 250 aţ 400 C. V druhém údobí po dosaţení kritické teploty povrchu oceli se parní polštář stává nestabilním, začne se rozrušovat a kapalina začíná smáčet povrch. Toto údobí je nazývá údobím varu a je charakterizováno prudkým zvýšením rychlosti ochlazování a intenzivní tvorbou bublin páry. V třetím údobí, kdy teplota povrchu materiálu přibliţně klesne na bod varu prostředí, se přestávají tvořit páry a další odvod tepla se děje prouděním (konvekcí). Rychlost ochlazování se opět sníţí. Pro zvýšení rychlosti ochlazování v prvním údobí je třeba parní polštář soustavně rozrušovat pohybem předmětu nebo cirkulací lázně. Obr Ochlazování v prostředích, u nichţ dochází při ochlazování součástí ke změně skupenství Ochlazování ve vodě Ochlazování ve vodě je nejběţnějším způsobem ochlazování při kalení. Nejintenzivněji působí voda o teplotě C (obr. 7.24). Vysoký kalicí účinek vody vyplývá z poměrně velké tepelné vodivosti, vysokého měrného tepla a vysokého výparného tepla vody. Voda má největší ochlazovací účinek v oblasti perlitického nosu ARA diagramu, coţ je výhodné. Velká ochlazovací rychlost v oblasti martenzitické přeměny je však nevýhodná z důvodu vzniku vysokých vnitřních pnutí. S rostoucí teplotou vody se sniţuje ochlazovací schopnost vody zejména v horní oblasti ochlazování. Riziko kalicích trhlin však neklesá, naopak se zvyšuje v důsledku strukturních pnutí. Proto by teplota vody při kalení neměla přesáhnout teplotu 30 C. Mezi významné výhody vody patří nehořlavost a ekonomická nenáročnost. 74

76 Kalení ocelí Obr Rychlost ochlazování vody v závislosti na teplotě oceli v klidné vodě a cirkulující vodě Ochlazovací účinek vody lze zvýšit cirkulací lázně, coţ se projeví zejména v údobí parního polštáře. Největší rychlost ochlazování v údobí varu se však nemění (obr. 7.25b). Při pouţití vodní sprchy lze tlakem vody plynule měnit intenzitu ochlazování. Ochlazování vodní sprchou se pouţívá nejčastěji u povrchového kalení. Ochlazovací účinek vody lze zvýšit také přídavkem solí (chlorid sodný NaCl, dusičnan sodný NaNO 3, dusičnan draselný KNO 3 ) v mnoţství 5 aţ 15 % (obr. 7.25). Krystalky solí, vznikající při odpařování vody z povrchu kalené součástky, rozrušují parní vrstvičku. Při teplotách niţších neţ 200 C ochlazují vodné roztoky solí stejně jako voda. Rychlost ochlazování je vyšší neţ u vody při vyšších teplotách aţ do 60 C. Vodné roztoky solí se pouţívají při výrobě nástrojů, při kalení uhlíkových a legovaných ocelí. Přídavkem hydroxidů (hydroxid sodný NaOH, popř. hydroxid draselný KOH) v mnoţství 5 aţ 15 % se silně sniţuje stabilita parní vrstvičky. Při teplotách pod 200 C je však ochlazování pomalejší neţ ve vodě, coţ je výhodné. Zakalené výrobky dosahují vysoké a rovnoměrné tvrdosti při sníţeném výskytu deformací a kalicích trhlin. I při zvýšené teplotě roztoku je ochlazovací schopnost lázně ovlivněna jen nepatrně. Další předností roztoků hydroxidů je odmoření povrchu součástí, při kterém se intenzivně oddělují okuje. Kalení v roztocích hydroxidů se pouţívá pro kalení výrobků sloţitých tvarů. Nevýhodou je agresivita prostředí a s tím související nutnost odsávání par. 75

77 Kalení ocelí Obr Rychlost ochlazování roztoku soli v závislosti na teplotě oceli při různých koncentracích roztoku a při různých teplotách Ochlazování v olejích Ochlazovací účinek olejů je niţší neţ u vodní lázně. Olejové lázně ochlazují ve srovnání s vodou asi 3-4x pomaleji v oblasti teplot C a téměř 10x pomaleji při teplotách martenzitické přeměny, coţ podstatně sniţuje výskyt deformací a trhlin po kalení (obr. 7.26). Nejčastěji se pouţívají oleje minerální s různými aditivy, méně pak oleje rostlinné, např. řepkový. Oleje s nízkým bodem vzplanutí a malou viskozitou se pouţívají při pracovní teplotě 35 aţ 60 C. Hlavní nevýhodou oleje je nebezpečí vznícení, negativní vliv na ţivotní prostředí a malá oxidační stálost. Malé mnoţství vody podstatně sniţuje ochlazovací účinek oleje. Do oleje se kalí především legované oceli. Oleje s vysokým bodem vzplanutí a vysokou viskozitou se pouţívají pro termální kalení. Jejich pracovní teplota je 180 aţ 200 C Obr Rychlost ochlazování olejů v závislosti na teplotě oceli 76

78 Kalení ocelí Ochlazovací roztoky polymerů Jedná se vodné roztoky polymerů (polyvinylalkoholy, polyakrylamidy, polyvinylpyrolidony) v koncentraci 5 25 %. Jejich ochlazovací účinnost leţí mezi vodou a oleji (obr. 7.27). Polymery zvyšují viskozitu vody a tvoří na povrchu kaleného předmětu stabilní vrstvičku, která brání vzniku parního polštáře. Maximální rychlosti ochlazování je dosaţeno při teplotě C, v oblasti martenzitické přeměny je rychlost ochlazování niţší. Změnou koncentrace roztoku je moţná značná regulace ochlazovacího účinku. Roztoky polymerů jsou nehořlavé a neznečišťují kalené předměty. Jsou však náchylné na znečištění a bakteriálnímu napadení. Obr Porovnání rychlosti ochlazování vody, oleje a roztoků polymerů Shrnutí pojmů 7. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: ideální křivka ochlazování; kalicí teplota; kalitelnost, zakalitelnost a prokalitelnost; zkoušky prokalitelnosti, křivka prokalitelnosti; přímé kalení, lomené kalení, termální kalení; izotermické zušlechťování, izotermické kalení, kalení se zmrazováním; kalicí prostředí, ochlazovací rychlost, kalicí intenzita lázně H; ideální kritický průměr D I, skutečný kritický průměr D k. 77

79 Kalení ocelí Otázky Kdy můţeme ocel povaţovat za zakalenou? 68. Popište průběh ideální křivky ochlazování. Zakreslete ji do ARA diagramu. 69. Z jakých teplot se provádí kalení u podeutektoidních ocelí? 70. Z jakých teplot se provádí kalení u nadeutektoidních ocelí? 71. Jaký vliv má nesprávně zvolená teplota na výslednou strukturu a vlastnosti ocelí po kalení? 72. Vysvětlete pojem kalitelnost. 73. Vysvětlete pojem zakalitelnost. 74. Vysvětlete pojem prokalitelnost. 75. Popište princip zkoušky prokalitelnosti. 76. Co vyjadřuje křivka prokalitelnosti? 77. Jaký je rozdíl mezi křivkou prokalitelnosti a pásem prokalitelnosti? 78. Vysvětlete princip konstrukce U-křivek? 79. Jaký vliv má mnoţství uhlíku na prokalitelnost ocelí? 80. Jaký vliv mají slitinové prvky na prokalitelnost ocelí 81. Jaký vliv má výše austenitizační teploty na prokalitelnost ocelí? 82. Popište výhody a nevýhody přímého kalení. 83. Kde se uplatňuje povrchové kalení? 84. Zakreslete do ARA diagramu průběh lomeného kalení? 85. Popište průběh termálního kalení? 86. Jak se liší izotermické zušlechťování od termálního kalení? 87. Co je cílem kalení se zmrazováním? 88. Které dva teplotní intervaly jsou důleţité pro správný průběh kalení? 89. Jak lze hodnotit ochlazovací účinek kalicích prostředí? 90. Jaká je hodnota kalicí intenzity H pro klidnou vodu? 91. Jaký je rozdíl mezi ideálním kritickým průměrem D I a skutečným kritickým průměrem D k. 92. Jaké jsou základní kategorie kalicích prostředí? 93. Uveďte příklady kalicích prostředí, u nichţ nedochází v průběhu kalení ke změně skupenství. 94. Která kalicí prostředí se řadí do kategorie kalicích prostředí, u nichţ dochází v průběhu kalení ke změně skupenství? 95. Popište hlavní údobí ochlazování v kalicích prostředích, u nichţ dochází v průběhu kalení ke změně skupenství. 96. Jaké jsou výhody a nevýhody kalení do vody? 97. Jak lze zvýšit ochlazovací účinek vody? 98. Jaké jsou výhody a nevýhody kalení do oleje? 99. Srovnejte ochlazovací účinek vody, oleje a roztoků polymerů. 78

80 Popouštění ocelí 8. POPOUŠTĚNÍ OCELÍ Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: vysvětlit princip nízkoteplotní a vysokoteplotní popouštění; popsat stádia popouštění; charakterizovat nízkoteplotní a vysokoteplotní popouštěcí křehkost. Výklad Význam popouštění ocelí Popouštění je ohřev zakalené oceli na teplotu do A c1, výdrţ na teplotě min. 1 hodinu (ideální 2 hodiny) a ochlazování vhodnou rychlostí. Popouštění následuje ihned po kalení z důvodu nebezpečí vzniku lomů v důsledku vnitřního pnutí. Účelem popouštění je sníţení vnitřního pnutí ve struktuře a zvýšení houţevnatosti struktury. Z technologického hlediska se popouštění rozděluje na: nízkoteplotní; vysokoteplotní. Nízkoteplotní popouštění se realizuje při teplotách 100 aţ 300 C, u nástrojových vysocelegovaných ocelí aţ při teplotě 600 C. Cílem nízkoteplotního popouštění je sníţit hladinu vnitřních pnutí, zmenšit obsah zbytkového austenitu, popř. stabilizovat rozměry součástí při zachování vysoké tvrdosti. U uhlíkových a nízkolegovaných ocelí se do teploty popouštění 160 C tvrdost zakalených součástí nezmenšuje, při popouštění nad 200 C dochází k poklesu tvrdosti. Změna struktury při nízkoteplotním popouštění odpovídá prvnímu stádiu vysokoteplotního popouštění. Vysokoteplotní popouštění probíhá při teplotách 400 aţ 650 C. Cílem vysokoteplotního popouštění je dosaţení optimální kombinace pevnostních vlastností, houţevnatosti a plasticity. Kalení na martenzit a následující vysokoteplotní popouštění se označuje jako zušlechťování. Výsledná struktura zajišťuje výhodnou kombinaci pevnostních a tvárných vlastností. Je tvořená feritem a globulárními karbidy (obr.8.1). Někdy bývala označována jako sorbit. Poţadované vlastnosti lze regulovat teplotou popouštění. Čím vyšší je teplota popouštění, tím lepší jsou tvárné vlastnosti a sniţuje se pevnost. Po vysokoteplotním popouštění se mění poměr meze kluzu R e a meze pevnosti R m. 79

81 Popouštění ocelí Obr. 8.1 Struktura oceli s 0,2 hm. % C po popouštění na teplotě 700 C po dobu 2 hodin Stádia popouštění Popouštění ocelí lze rozdělit do čtyř stádií. Teplotní intervaly jednotlivých stádií nejsou definitivní a jednotlivá stádia se mohou překrývat. I. stádium popouštění (od 100 C do 200 C) V prvním stádiu popouštění se rozpadá tetragonální martenzit (ozn. M) na nízkouhlíkový kubický martenzit (ozn. M ) s obsahem uhlíku 0,25 hm. % a na přechodný hexagonální -karbid (Fe 2,4 C). Tato přeměna je doprovázena zmenšením měrného objemu. Koherentní -karbid precipituje přednostně uvnitř jehlic a desek martenzitu, má vytvrzující účinek a kompenzuje pokles tvrdosti způsobený přeměnou tetragonálního martenzitu na martenzit kubický. První stádium popouštění se nevyskytuje u nízkouhlíkových ocelí s obsahem uhlíku pod 0,2 hm. %. Zde probíhá samovolné popouštění martenzitu v průběhu kalení. II. stádium popouštění (200 až 280 C) Ve druhém stádiu popouštění dochází k rozpadu zbytkového austenitu na ferit a karbidy, v uhlíkových ocelích na ferit a cementit. Při nízkých teplotách bude vznikat struktura obdobná bainitu. Rozpad zbytkového austenitu je doprovázen růstem měrného objemu, uvolněním tepla a sníţením úrovně vnitřních pnutí. Tvrdost oceli klesá rovnoměrně, ale houţevnatost se nezvyšuje, spíše klesá. III. stádium popouštění (300 až 400 C) Ve třetím stádiu popouštění dochází k úplnému rozpadu martenzitu na ferit a karbidy a kubický -karbid se rozpouští a vzniká cementit. Tyčinkové nebo deskové karbidy se začínají rozpouštět a vznikají globulární karbidy. Tento proces se nazývá sferoidizace karbidů. Přitom dochází k poklesu obsahu uhlíku v matrici. Klesá vnitřní pnutí a zmenšuje se objem. Dochází k výraznému poklesu tvrdosti a pevnosti za současného zvýšení tvárnosti a houţevnatosti. Vzniklá jemná feriticko-cementitická struktura je označována jako sorbit. IV. stádium popouštění (450 C až 600 C) Čtvrté stádium popouštění je charakterizováno změnou velikost karbidů a růstem feritických zrn. Nadále roste tvárnost a vrubová houţevnatost. Při vysokých teplotách se malé karbidy 80

82 Popouštění ocelí rozpouštějí ve feritu a velké rostou, dochází k tzv. koagulaci karbidů. Zhrublá sorbitická struktura se nazývá zrnitý perlit. Vliv legujících (karbidotvorných) prvků na popouštění Většina legur sniţuje teplotu M s a omezuje samovolné popouštění během kalení. Silně karbidotvorné prvky (Ti, Nb, V, W, Mo, Cr) stabilizují -karbid a zpomalují pokles tvrdosti. Při vyšších popouštěcích teplotách neţ 500 C se místo cementitu tvoří karbidy legur, které mohou vyvolat tzv. sekundární tvrdost při popouštění, tj. sekundární vytvrzování (obr. 8.2). Obr. 8.2 Sekundární tvrdost vznikající při popouštění zakalené vanadové oceli. Vztah teploty a doby popouštění Výška popouštěcí teploty je zcela rozhodující pro konečné vlastnosti ocelí. Doba popouštění má menší vliv. Změnu tvrdosti H martenzitu při popouštění je moţné vyjádřit rovnicí H = f [T (c+log t)], rov. 8.1 kde t je čas (s), T je absolutní teplota (K), c je konstanta, která závisí na chemickém sloţení oceli a podmínkách austenitizace. Pro běţné druhy ocelí a obvyklé podmínky kalení a popouštění je c = 10 aţ 16, např. pro ocel je c = 14,3, pro ocel c = 17,13 a pro ocel c = 15,24. Upravit známou popouštěcí teplotu podle doby popouštění nebo naopak je moţné podle vzorce pro výpočet parametru popouštění P (rov. 8.2) P = T (c + log t) = konst. Rov

83 Popouštění ocelí Závislost výsledné tvrdosti zušlechtěné oceli na čase a teplotě je vidět v popouštěcích diagramech (obr. 8.3). S rostoucí teplotou a dobou popouštění roste parametr popouštění a klesá tvrdost výsledné struktury. Vztah mezi výslednou tvrdostí, kalicí teplotou a teplotou popouštění ukazuje vrstevnicový popouštěcí diagram (obr. 8.4). Obr. 8.3 Popouštěcí diagram oceli Obr. 8.4 Vrstevnicový diagram oceli Plné křivky pro pás o tl. 1 mm. (tvrdost v HRC) Čárkované křivky pro pás o tl. 2 mm. Příklad: Stanovte teplotu popouštění z obr. 8.5 pro ocel tak, aby bylo dosaţeno výsledné tvrdosti 63 HRC, jestliţe je doba popuštění 5 hodin nebo 2 hodiny. 82

84 Popouštění ocelí Obr. 8.5 Průběh tvrdosti při popouštění jako funkce času a teploty, křivka 1 ocel 12060, křivka 2 ocel 15241, křivka 3 ocel Řešení: Pro řešení pouţijeme rovnici pro výpočet parametru popouštění P = T (c + log t), ze které si vyjádříme teplotu T. T = P/(c + log t) Pro ocel je konstanta c = 15,24. Má-li být dosaţeno tvrdosti 63 HRC, je hodnota parametru popouštění P = (viz bod M v obr. 8.5) Pokud je doba popouštění t = 5 hodin = s (log t = 4,26), je popouštěcí teplota T = 882 K = 609 C. Pokud je doba popouštění t = 2 hodin = 7200 s (log t = 3,86), je popouštěcí teplota T = 900 K = 628 C. Čím kratší je doba popouštění, tím je nutné zvolit vyšší teplotu popouštění pro dosaţení stejné tvrdosti u výsledné struktury. Popouštěcí křehkost Popouštěcí křehkost vzniká při izotermické výdrţi nebo pomalém ochlazování. Nevhodná kombinace popouštěcích teplot a dob popouštění způsobí zvýšenou křehkost materiálu, přestoţe jeho hodnoty meze pevnosti a tvrdosti jsou vyhovující. Popouštěcí křehkost lze zjistit zkouškou vrubové houţevnatosti. Popouštěcí křehkost se projeví poklesem vrubové a lomové houţevnatosti, zvýšením tranzitní teploty, zvýšením náchylnosti ke koroznímu praskání a k vodíkové křehkosti. Rozlišujeme nízkoteplotní a vysokoteplotní popouštěcí křehkost oceli. Popouštěcí křehkost je vyvolána změnami na hranicích původních austenitických zrn. 83

85 Popouštění ocelí Nízkoteplotní popouštěcí křehkost Nízkoteplotní popouštěcí křehkost vzniká v uhlíkových ocelích v rozmezí teplot 200 aţ 300 C, u nízkolegovaných ocelí (hlavně Cr a Mn) při teplotách C. Nelze jí dalším popouštěním odstranit, proto se jí říká trvalá (nevratná) popouštěcí křehkost. Rozdílná rychlost ochlazování na ní nemá vliv. Co je příčinou nízkoteplotní popouštěcí křehkosti? Na hranicích původních austenitických zrn se vytváří cementit, coţ zmenšuje odolnost proti plastické deformaci a tím i odolnost proti dynamickému namáhání. Lomy zkřehlých součástí jsou typicky interkrystalické. Významný vliv na nízkoteplotní popouštěcí křehkost má křemík Si, který posouvá celý kritický interval teplot o cca 100 C k vyšším teplotám. Vývoji nízkoteplotní popouštěcí křehkosti zcela zabraňuje termomechanické zpracování v kombinaci s kalením a popouštěním na teploty 200 aţ 400 C. Vysokoteplotní popouštěcí křehkost Vysokoteplotní popouštěcí křehkost se vyskytuje u ocelí po zakalení a po dlouhodobé výdrţi na teplotě v intervalu mezi 500 aţ 600 C (izotermická) nebo při pomalém ochlazování z teplot vyšších neţ 500 aţ 600 C (anizotermická). Vysokoteplotní popouštěcí křehkost se projevuje zejména u výšelegovaných ocelí obsahující chrom Cr, mangan Mn, nikl Ni, vanad V a křemík Si. Způsobují jí atomy nečistot jako fosfor P (nad 0,003 hm %), arsen As, antimon Sb, vizmut Bi a cín Sn, které segregují v legovaných ocelích na hranice původních austenitických zrn. Vysokoteplotní popouštěcí křehkost je doprovázena a zesílena kosegregací většiny legujících prvků Ni, Mn, Cr, Si. Vysokoteplotní popouštěcí křehkost je odstranitelná (vratná). Při popouštění na vyšší teploty difundují tyto prvky zpět do feritu. Musí následovat rychlé ochlazení, které zabrání opětovné segregaci škodlivých prvků na hranice zrn. To však vede ke vzniku vnitřních pnutí, která je nutné odstranit ţíháním. Proti vzniku vysokoteplotní popouštěcí křehkosti působí molybden (0,25 0,5 hm. % Mo) a wolfram W, ale i hliník Al, který zmenšuje velikost austenitického zrna. Shrnutí pojmů 8. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: nízkoteplotní a vysokoteplotní popouštění; sekundární tvrdost (sekundární vytvrzování); parametr popouštění; nízkoteplotní a vysokoteplotní popouštěcí křehkost. 84

86 Popouštění ocelí Otázky V jakém intervalu teplot se provádí nízkoteplotní popouštění? 101. Co je cílem nízkoteplotního popouštění? 102. V jakém intervalu teplot se provádí vysokoteplotní popouštění? 103. Co je cílem vysokoteplotního popouštění? 104. Jak se označuje struktura po kalení a vysokoteplotním popouštění? Čím je tvořena? 105. Popište první stádium popouštění Co se děje při druhém stádiu popouštění? 107. Které procesy se uplatňují ve třetím stádiu popouštění? Jaký mají vliv na výsledné vlastnosti oceli? 108. Popište čtvrté stádium popouštění Jaký vliv mají legující prvky na popouštění? 110. Vysvětlete pojem sekundární tvrdost? 111. Jak se vyjadřuje vztah mezi teplotou a dobou popouštění? 112. Jak se projevuje popouštěcí křehkost? 113. V jakém teplotním intervalu jsou uhlíkové oceli náchylné k nízkoteplotní popouštěcí křehkosti? 114. Co je příčinou nízkoteplotní popouštěcí křehkosti? 115. Jak dochází k vysokoteplotní popouštěcí křehkosti? 116. Lze nízkoteplotní popouštěcí křehkost odstranit? 117. Co způsobuje vysokoteplotní popouštěcí křehkost? 118. Jak lze vysokoteplotní popouštěcí křehkost odstranit? 119. Které prvky působí proti vzniku vysokoteplotní popouštěcí křehkosti? 85

87 Pnutí při kalení ocelí 9. PNUTÍ PŘI KALENÍ OCELÍ Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: vysvětlit příčiny pnutí v kalených součástech; rozlišit pnutí makroskopická, mikroskopická a submikroskopická; popsat průběh tepelných a strukturních pnutí. Výklad Příčiny vzniku vnitřních pnutí Při kalení vzniká směs fází o jiném měrném objemu, neţ byl měrný objem austenitu. Navíc jednotlivé fáze vznikají v různých časových a teplotních úsecích. Můţe existovat i poměrně výrazný teplotní spád po průřezu kaleného předmětu. Různé fáze mají obvykle i rozdílnou teplotní roztaţnost. V důsledku výše uvedených faktorů vznikají při kalení strukturní a tepelná napětí, která způsobují deformaci kalených předmětů a mohou vést, při překročení meze pevnosti materiálu, i ke vzniku trhlin. Velmi nebezpečná je přítomnost tahových pnutí v povrchových oblastech, naproti tomu přítomnost tlakových pnutí je obvykle příznivá, neboť zlepšuje odolnost vůči únavovému poškození. Vnitřní pnutí lze rozdělit z hlediska velikosti objemu na makroskopická, mikroskopická a submikroskopická pnutí. Z hlediska existence fázových přeměn pak na tepelná a strukturní. Makroskopická pnutí, označované také jako pnutí 1. druhu, vznikají současným působením strukturních a tepelných pnutí. Působí ve větších oblastech, nezřídka v celém objemu, a jejich orientace má vztah k rozměrům a tvaru kaleného předmětu. Makroskopická napětí mohou být dočasná, která působí jen krátkodobě, nebo trvalá, která působí i po ukončeném tepelném zpracování. Trvalá vnitřní pnutí mohou být částečně vyrovnána plastickou deformací, která vede k trvalým tvarovým a rozměrovým změnám. Tím úroveň vnitřních napětí klesá. Schematicky lze vznik tepelných a strukturních pnutí ukázat na příkladu ochlazování válcového tělesa, u něhoţ buď nedochází, nebo dochází k fázové přeměně. Průběh tepelných pnutí při ochlazování válcového tělesa, u něhož nedochází k fázové přeměně (obr. 9.1). V čase 1, kdy existuje výrazný teplotní rozdíl mezi povrchem válce a středem, se povrchové vrstvy snaţí sníţit svůj objem. V tom jim však brání teplejší středová oblast. Důsledkem je vznik tahových pnutí na povrchu tělesa a tlakových pnutí ve středu. V čase 2, kdy uţ povrch 86

88 Pnutí při kalení ocelí ochladl na teplotu prostředí, dochází k ochlazování středové části průřezu. Ta má snahu se smršťovat, ale nyní jí v tom brání jiţ chladné povrchové vrstvy. Důsledkem je přítomnost tlakových pnutí v povrchových vrstvách a tahových pnutí ve středu průřezu. Situace je schematicky znázorněna na obr Obr. 9.1 Rozloţení tepelných pnutí po průřezu při ochlazování válcového tělesa, u něhoţ nedochází k fázové přeměně Průběh pnutí při ochlazování válcového tělesa, u něhož dochází k fázové přeměně (obr. 9.2). V takovémto případě dochází při kalení k superpozici strukturních a tepelných pnutí. V čase 1 dochází na povrchu, který je chladnější, k martenzitické přeměně a tedy k nárůstu objemu. Středová část však nárůstu objemu brání a v povrchové oblasti tedy vznikají tlaková pnutí. V čase 2 začíná docházet ke vzniku martenzitu i ve středu průřezu, coţ má za následek nárůst objemu, kterému ale nyní brání povrchové vrstvy. Důsledkem je přítomnost tlakových pnutí ve středu průřezu a tahových pnutí v povrchových oblastech. Je to kritický stav z hlediska vzniku povrchových trhlin. Při dalším ochlazování dochází ke zbrzděnému smršťování středu, tj. ke vzniku tahových pnutí ve středu průřezu a tlakových pnutí na povrchu. Situace je schematicky zachycena na obr

89 Pnutí při kalení ocelí Obr. 9.2 Rozloţení tepelných a strukturních pnutí po průřezu válcového tělesa Mikroskopická pnutí (pnutí 2. druhu) se vyrovnávají v mikroobjemech na úrovni velikosti zrna. Jejich orientace nezávisí na geometrickém tvaru tělesa. Jedná se o pnutí téměř výhradně strukturní. Např. v případě austeniticko-martenzitické struktury je martenzit vystaven tlakovým pnutím a austenit pak tahovým pnutím. Pnutí mohou vznikat také v důsledku odlišné mikrostruktury segregačních pásů apod. Pnutí 2. druhu mohou být příčinou vzniku mikrotrhlin v materiálu. Submikroskopická pnutí (pnutí 3. druhu) se vyrovnávají v rámci několika elementárních buněk. Mohou být vyvolána např. nepravidelností krystalové mříţky v důsledku rozdílného obsahu intersticiálních atomů. Nemají vztah k vnější geometrii kaleného tělesa. U nízkouhlíkového martenzitu vytvářejí tato pnutí podmínky pro vznik dislokací, u výšeuhlíkového martenzitu pak podmínky pro vznik dvojčat. Tepelná a strukturní pnutí působí současně. Konečná úroveň a smysl vnitřních pnutí závisí na celé řadě faktorů, zejména na tepelné vodivosti a tepelné roztaţnosti ocelí, dále na obsahu uhlíku, podmínkách austenitizace a podmínkách ochlazování, zejména rychlosti kalení. Pokusíme se blíţe jednotlivé faktory ovlivňující vnitřní pnutí popsat. Druh a vlastnosti ocelí Tepelná vodivost a tepelná roztaţnost ocelí výrazně ovlivňují tepelná pnutí. Čím je menší tepelná vodivost a větší tepelná roztaţnost ocelí, tím jsou vnitřní pnutí vyšší. Martenzit má největší měrný objem ve srovnání s ostatními strukturními sloţkami, který závisí na mnoţství uhlíku (viz kap. 3 Fázové přeměny). Při ochlazování uhlíkové oceli do vody dochází ke zvětšení objemu o 0,85-1 %. Středně legované oceli kalené do oleje zvětší svůj objem o 0,3-0,5 %. Vysokolegované oceli kalené na vzduchu zvětší svůj objem nejméně. Čím vyšší bude prokalitelnost ocelí, tím se úroveň vnitřních pnutí sniţí. Podmínky austenitizace Nedokonalá austenitizace, nerovnoměrná teplota předmětu při ohřevu a různá velikost austenitických zrn, popř. oduhličená vrstva zvyšují úroveň vnitřních pnutí. 88

90 Pnutí při kalení ocelí Podmínky a způsob kalení Velikost vnitřních pnutí závisí na rozdílu mezi teplotou austenitizace a teplotou kalicího prostředí a také na ochlazovací intenzitě lázně. Významná je rychlost ochlazování v oblasti teploty M s. (viz kap. 7 Kalení). Nesprávná manipulace s předměty při kalení vede rovněţ ke zvýšení vnitřního pnutí. Proto je důleţité dodrţovat doporučené způsoby ponořování předmětů do kalicí lázně jako např. výrobky s rozdílnou tloušťkou ponořovat nejdříve hrubší částí, dlouhé výrobky ponořovat svisle (i při vyuţití nuceného proudění), tenkostěnné předměty tvaru disku ponořovat na hranu, tenkostěnné prstence ponořovat osou svisle. Výrobky kalené v dopravnících musí být uloţené tak, aby došlo k rovnoměrnému ochlazení celého povrchu. Velikost a tvar kaleného předmětu Čím větší je tloušťka předmětu, tím větší teplotní rozdíl nastává mezi povrchem a středem a hodnoty tepleného pnutí se budou zvyšovat. Rozdílné tloušťky stěn a ostré přechody je vhodné chránit navinutím drátu nebo zakrytím rohů a hran. Shrnutí pojmů 9. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: makroskopiská, mikroskopická a submikroskopická pnutí; tepelná a strukturní pnutí. Otázky Které faktory se podílejí na vzniku vnitřních pnutí? 121. Jaká pnutí, tahová nebo tlaková, jsou příznivější na povrchu součástí? 122. Jaký vztah mají makroskopická pnutí k objemu kaleného předmětu? 123. Jaká pnutí vznikají u těles, u nichţ nedochází k fázové přeměně? 124. Které stádium je nejnebezpečnější z hlediska vzniku trhlin při ochlazování válcového tělesa, u něhoţ dochází k fázové přeměně? 125. Čím jsou způsobena vnitřní pnutí 2. druhu? 126. V jakých objemech se vyskytují vnitřní pnutí 2. druhu? 127. V jakých objemech se vyskytují submikroskopická vnitřní pnutí? 128. Jaký vliv mají tepelná vodivost a tepelná roztaţnost ocelí na velikost vnitřních pnutí? 129. Jaký vliv mají velikost a tvar kaleného předmětu na vznik a výši vnitřních pnutí? 89

91 Chemicko-tepelné zpracování ocelí 10. CHEMICKO-TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ OCELÍ Čas ke studiu: 4 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: vysvětlit princip chemicko-tepelného zpracování; rozlišit objemové a povrchové chemicko-tepelné zpracování; popsat základní procesy při chemicko-tepelném zpracování; charakterizovat procesy cementace a nitridace ocelí. Výklad Chemicko-tepelným zpracováním (CHTZ) se rozumí procesy, při kterých se dosahuje změny struktury a vlastností tepelným zpracováním, které je doprovázeno změnami chemického sloţení zpracovávané součásti. Změna chemického sloţení můţe probíhat jak v celém objemu, potom hovoříme o objemovém CHTZ, nebo jen na povrchu zpracovávané součásti, potom se jedná o povrchové CHTZ. Objemové CHTZ je méně obvyklé, patří sem odvodíkování nebo oduhličení. V této kapitole se však zaměříme jen na povrchové chemicko-tepelné zpracování. Principem povrchového chemicko-tepelného zpracování je sycení povrchu součásti určitým prvkem za zvýšených teplot. Cílem je nejčastěji získání tvrdého povrchu a tím zvýšení odolnosti proti opotřebení, popř. zvýšení meze únavy, při zachování houţevnatého jádra. Některé postupy povrchového CHTZ mohou vést ke zvýšení odolnosti proti korozi nebo ţáru. Poţadovaná kombinace chemického sloţení a vlastností povrchu a jádra součásti se můţe dosáhnout dvěma způsoby, a to: úpravou chemického sloţení povrchu součásti a následujícím tepelným zpracováním celého objemu; tento proces se uskutečňuje při cementaci nebo nitrocementaci ocelí; nebo jen samotnou úpravou chemického sloţení, coţ se děje při nitridaci, sulfonitridaci, boridování nebo difúzním pokovování. Schopnost nasycovat povrch oceli mají jen takové prvky, které vytvářejí se ţelezem: intersticiální tuhé roztoky (C, N, B), substituční tuhé roztoky (Cr, Al, Si) a intermediální fáze (C, N, B). Základními technologickými parametry povrchového chemicko-tepelného zpracování jsou: chemické sloţení nasycujícího prostředí, teplota nasycování a výdrţ na teplotě nasycování. 90

92 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Základní procesy při chemicko-tepelném zpracování Základní procesy při chemicko-tepelném zpracování jsou adsorpce molekul chemických sloučenin nasycovaných povrchem, disociace adsorbovaných molekul za vzniku aktivních atomů, absorpce těchto atomů nasycovaným povrchem a difúze absorbovaných atomů z povrchu součásti do jejich středu. Sloţení, struktura, vlastnosti, hloubka difúzní vrstvy jsou ovlivňované vzájemným poměrem základních procesů a faktory, které ovlivňují jejich průběh. Adsorpce molekul chemických sloučenin je proces, při kterém dochází k přichycení molekul nasycujícího prostředí (nejčastěji plynné molekuly) k nasycovanému povrchu. Uplatňují se zde slabé van der Waalsovy síly mezi molekulami plynu a povrchem. Průběh adsorpce ovlivňuje stav nasycovaného povrchu. Molekuly nejsou adsorbované celým povrchem, ale jen jeho aktivními centry, které mají vhodnou krystalografickou stavbu. Oxidace a znečištění mohou silně sníţit počet aktivních center adsorpčního povrchu a tím sníţit rychlost růstu difúzní vrstvy, popř. způsobit místní různorodost a její sloţení. Velký význam úpravy povrchu je zejména u procesů, které probíhají při niţších teplotách (např. nitridace). Rychlost adsorpce, tj. počet atomů vázaných na plošné jednotce povrchu materiálu za jednotku času, závisí na: povaze materiálu a obohacujícího prvku, teplotě a tlaku, koncentračním poměru, tj. na mnoţství aktivních atomů obohacujícího prvku v atmosféře a v povrchové vrstvě kovu a na čistotě povrchu materiálu. Disociace adsorbovaných molekul chemických sloučenin je proces, při kterém dochází k rozpadu těchto molekul za vzniku aktivních atomů. Její průběh se řídí zákony chemických reakcí a lze ho vyjádřit pomocí rovnovážné konstanty chemické reakce, která je dána poměrem součinu koncentrací látek do reakce vstupujících a součinem koncentrací látek reakcí vznikajících. Pro reakci plynů je moţné vyjádřit koncentraci příslušnými parciálními tlaky. Např. disociaci při nitridování v plynech charakterizuje reakce: NH 3 N* + 3/2 H 2, rov Rovnováţná konstanta K p je pak dána vztahem: K 3 / 2 an ph 2 p, rov pnh 3 kde p jsou parciální plaky příslušných plynů, a N je aktivita dusíku. 91

93 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Průběh disociace můţe zpětně ovlivnit adsorpci. Produkty disociace mohou mít větší adsorpční schopnost neţ rozkládající se molekuly (např. vodík při disociaci amoniaku) a mohou zamezovat jejich přístupu k aktivním centrům na povrchu. Rychlost disociace mohou ovlivnit technologické zásahy, které odstraní tyto produkty rozkladu z povrchu např. působením ultrazvuku. Absorpce je pohlcování aktivních atomů nasyceným povrchem. Aktivními atomy mohou být jen atomy vzniklé disociací v bezprostředním kontaktu s povrchem. Povrchem je absorbovaná jen malá část atomů vzniklých disociací. Závislost míry absorpce na čase je parabolická. Při obvyklých procesech CHTZ se zajišťuje aktivita nasycujícího prvku po celou dobu procesu co nejvyšší prostřednictvím vysoké koncentrace molekul chemické sloučeniny. Při uvaţování parabolické závislosti absorpce na čase však dochází po dosaţení určité hloubky difúzní vrstvy k přesycení nebo vzniku neţádoucích chemických sloučenin na povrchu, zejména na hranách zpracovávaných součástí, coţ ovlivňuje kvalitu vrstvy. Difúze aktivních atomů z povrchu do středu součásti je proces, který určuje hloubku nasycované vrstvy. Hloubka difúzní vrstvy je závislá na čase podle parabolické závislosti: x 2 = k t, rov kde x je hloubka difúzní vrstvy, k je konstanta závislá na teplotě, t je doba nasycování. Pro účinný průběh difúze je potřebná dostatečná koncentrace difundujícího prvku na povrchu zpracovávaného kovu po celou dobu procesu a ohřev zpracovávaného kovu na dostatečně vysokou teplotu, umoţňující tepelný pohyb atomů. Struktura povrchové vrstvy a jejich hodnocení Struktura difúzní vrstvy je určená rovnováţnými podmínkami obou prvků základního a difundujícího. Pokud jsou oba prvky dokonale rozpustné v tuhém stavu, je koncentrační spád mezi povrchem a jádrem kovu plynulý. Při omezené rozpustnosti se v koncentračním spádu vyskytují skoky, které mají vliv na vznik mezivrstev (obr. 10.1). Povrchová vrstva je obvykle tvořena sloupkovitými krystaly, orientovanými kolmo na povrch. Zárodky nové fáze vznikají na povrchu a rostou ve směru gradientu koncentrace. Jejich boční růst je malý. 92

94 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Obr Změna koncentrace prvku B v difúzní vrstvě prvku A a schéma mikrostruktury difúzní vrstvy. Při hodnocení difúzní vrstvy se ověřuje hloubka a rovnoměrnost povrchové vrstvy a její tvrdost. Metody hodnocení difúzní vrstvy jsou metalografické a měření tvrdosti podle Vickerse (pro velmi tenké vrstvy podle Knoopa). V provozních podmínkách lze hloubku vrstvy změřit na lomu tepelně zpracovaného vzorku. Hloubka vrstvy se hodnotí při zvětšení 5 aţ 12,5x a je dána kolmou vzdáleností od povrchu k ostrému přechodu mezi hrubším a jemnějším lomem. Druhý způsob měření hloubky vrstvy je z příčného metalografického výbrusu, který je naleptaný 5% Nitalem (roztokem kyseliny dusičné). Hloubka cementovaných vrstev je dána vzdáleností od povrchu do poloviny přechodového pásma, u ostatních difúzních vrstev se měří celá hloubka. U vrstev do 0,3 mm se měří mikrotvrdost při zatíţení 0,05 aţ 3 N, u vrstev hrubších neţ 0,3 mm se měří tvrdost HV1 aţ HV10 při zatíţení 9,81 N aţ 98,1 N. Cementace Cementace je proces, při kterém dochází k difúznímu sycení povrchu uhlíkem. Cementují se nízkouhlíkové oceli s obsahem uhlíku do 0,2 hm. % tak dlouho, aţ se dosáhne eutektické (cca 0,8 hm. % C), popř. nadeutektické koncentrace uhlíku. Cementace probíhá v plynném prostředí metanu CH 4 nebo oxidu uhličitého CO 2, v kapalném prostředí solných lázní nebo v tuhém prostředí (cementační prášek, dřevěné uhlí) při teplotě těsně nad A c3 obvykle v intervalu teplot 850 aţ 900 C. Při dlouhodobém ţíhání nesmí dojít ke zhrubnutí zrna. Zvýšená teplota cementace na 1000 aţ 1050 C zkracuje pochod cementace aţ na desetinu. Tento způsob je však moţné pouţít jen u jemnozrnné oceli odolné proti hrubnutí zrna. Doba výdrţe na teplotě je přímo úměrná tloušťce nauhličené vrstvy (obr. 10.2). Tloušťka vrstvy se pohybuje většinou okolo 1 mm. Orientačně je moţno počítat s tloušťkou 0,1 mm nauhličené vrstvy za necelou hodinu při teplotách 850 aţ 900 C při cementování 93

95 Chemicko-tepelné zpracování ocelí v prášku. Při cementování v plynech nebo lázních se pouţívají vyšší teploty a doba sycení je kratší. Ocel se po nasycení uhlíkem kalí a popouští na nízké teploty. Sycení povrchu uhlíkem není konečnou operací cementace. Zvýšením obsahu uhlíku v povrchové vrstvě se dosáhne zvýšení kalitelnosti. Poţadovaných vlastností cementační vrstvy se dosáhne následujícím kalením a popouštěním, Obr Vliv teploty a doby cementace na tloušťku vytvořené cementační vrstvy Vznik aktivního uhlíku v plynném prostředí můţe probíhat dvojím způsobem: termickou disociací oxidu uhelnatého CO nebo termickou disociací metanu CH 4 : 2 CO CO 2 + C* rov CH 4 2 H 2 + C* rov Symbol C* představuje aktivní uhlík. Disociace probíhá při zvýšených teplotách, kdy je ocel austenitizována. Při niţších teplotách, kdy je ve struktuře oceli ferit, je omezená rozpustnost uhlíku. Při konstantním tlaku bude rovnováţný stav mezi sloţkami cementační atmosféry určený teplotou a obsahem uhlíku v oceli. Pro zvolenou teplotu existuje určitý poměr mezi CO:CO 2 nebo CH 4 :H 2 v atmosféře, při které se bude atmosféra vůči oceli chovat neutrálně. Aby rovnice termické disociace probíhaly směrem doprava tak, aby atmosféra působila jako nauhličující, musí se za dané teploty zvýšit obsah CO nebo CH 4 (obr a 10.4). Atmosféry obsahující CH 4 jsou účinnější neţ atmosféry obsahující CO. Pro analýzu průběhu reakce je potřeba znát zejména teplotní závislost její rovnováţné konstanty. Ve většině případů se pracuje s rovnováţnými konstantami, kdy obsah plynných sloţek je vyjádřen jejich parciálními tlaky, v případě pevných sloţek se uvaţuje jejich termodynamická aktivita. Při respektování tohoto pravidla lze rovnováţnou konstantu reakce 10.4 zapsat následovně: 94

96 Chemicko-tepelné zpracování ocelí K p a p C CO2 2 pco, rov kde K p je rovnováţná konstanta reakce, p jsou parciální tlaky příslušných plynů (oxidu uhličitého CO 2, oxidu uhelnatého CO) a C je termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře. Probíhá-li reakce 10.4 ve směru zleva doprava, jedná se o reakci exotermickou a její rovnováţná konstanta klesá s rostoucí teplotou. Z rovnice 10.6 lze určit termodynamickou aktivitu uhlíku v atmosféře a C, a to pomocí následujícího vztahu: a C K P p p 2 CO CO2, rov Ze vztahu 10.7 vyplývá, ţe termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře a C je tím vyšší, čím vyšší je parciální tlak oxidu uhelnatého a rovnováţná konstanta reakce a čím niţší je parciální tlak oxidu uhličitého. Termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře se často označuje jako tzv. uhlíkový potenciál atmosféry, coţ je jeden z klíčových pojmů v oblasti cementace. Co tento termín znamená? Představme si, ţe v plynné atmosféře obsahující jisté podíly oxidu uhelnatého a uhličitého je ocel s určitým obsahem uhlíku, a to, pro zjednodušení, ve stavu austenitu, tj. nad teplotou A c3. Konkrétnímu podílu oxidu uhelnatého a uhličitého bude pro danou teplotu odpovídat jistá termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře a C, jak vyplývá z rovnice V závislosti na obsahu uhlíku v oceli, resp. přesněji v závislosti na termodynamické aktivitě uhlíku v povrchových vrstvách oceli (a C ) mohou nastat tři situace: a) Termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře a C je niţší neţ termodynamická aktivita uhlíku v povrchových vrstvách oceli (a C ). Důsledkem této situace bude oduhličení oceli. b) Termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře a C je právě rovna termodynamické aktivitě uhlíku v povrchových vrstvách oceli (a C ). V tomto případě nedojde ani k nauhličení, ani k oduhličení povrchu oceli. c) Termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře a C je vyšší neţ termodynamická aktivita uhlíku v povrchových vrstvách oceli (a C ). Důsledkem bude nauhličení povrchu oceli. A to je právě situace, které se vyuţívá při cementaci oceli, tj. při sycení povrchu oceli uhlíkem. Z obrázku 10.3 je zřejmé, ţe pro dosaţení obsahu uhlíku v povrchové vrstvě oceli na úrovni cca 1 hm. % stačí tím niţší obsah oxidu uhelnatého, čím niţší je teplota sycení. To vyplývá z faktu, ţe reakce 10.4 je ve směru průběhu zleva doprava reakcí exotermickou. 95

97 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Z praktických důvodů však nelze teplotu procesu příliš sniţovat (pod 900 C), protoţe tím by klesala rychlost difúze. Dále je vidět, ţe oxid uhelnatý je poměrně slabým nauhličovadlem, kterého musí být v jednoduché atmosféře velký podíl (80-95%). Obr Křivky rovnováhy CO:CO 2 u ocelí s různým obsahem uhlíku Rovnováţnou konstantu reakce termické disociace metanu (rov. 10.5) lze zapsat následovně: K p ac p p CH4 2 H2, rov kde K p je rovnováţná konstanta reakce, p jsou parciální tlaky příslušných plynů (vodíku H 2, metanu CH 4 ) a C je termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře (uhlíkový potenciál atmosféry). Probíhá-li reakce 10.5 zleva doprava, jedná se o endotermickou reakci, jejíţ rovnováţná konstanta roste s rostoucí teplotou. Rovnováţné poměry v jednoduché atmosféře, která obsahuje pouze metan a vodík, jsou v závislosti na teplotě zobrazeny na obr Pro dosaţení obsahu uhlíku v povrchové vrstvě oceli na úrovni cca 1 hm. % stačí tím niţší obsah metanu, čím vyšší je teplota sycení. Dále je vidět, ţe metan je, na rozdíl od oxidu uhelnatého, velmi silným nauhličovadlem, kterého muţe být v jednoduché atmosféře jen nízký podíl (1-5%). 96

98 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Obr Křivky rovnováhy CH 4 :H 2 u ocelí s různým obsahem uhlíku Způsoby nauhličování při cementování Cementované součástky mají vykazovat při vysoké povrchové tvrdosti vysokou houţevnatost jádra a potřebnou nosnost cementované vrstvy, tj. odolnost proti jejímu prolomení. Těmto poţadavkům vyhovují oceli s obsahem uhlíku 0,1 aţ 0,25 hm. %, pro výrobu vysoko namáhaných ozubených kol se pouţívají oceli s obsahem uhlíku 0,25 aţ 0,35 hm. %. Hloubka cementované vrstvy se volí podle tvaru součástky, jejích rozměrů a způsobu namáhání. Při cementaci součástky dochází ke změně jejich tvarů. Musí se počítat s přídavkem na broušení v rozmezí 0,05 aţ 0,25 mm. Hloubka cementované vrstvy s přídavkem na broušení je obvykle 0,5 aţ 1,5 mm i více. Cementovanou vrstvu poţadovaného sloţení a tloušťky můţeme dosáhnout různými technologickými postupy: v tuhém, kapalném a plynném prostředí. Obr. 10.x Cementová vrstva 97

99 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Nauhličování (cementování) v prášku patří k nejstarším procesům cementace, který se dnes pouţívá jen málo. Cementování v prášku probíhá v uzavřeném prostoru cementační krabice ze ţáruvzdorné oceli. Součástky se prokládají cementační směsí (směs dřevěného uhlí, popř. koksu), a aktivátorů, tj. různých uhličitanů (BaCO 3, Na 2 CO 3, CaCO 3 ). Utěsněné krabice se vloţí do komorové pece, kde setrvávají po stanovenou dobu na cementační teplotě C. Základní reakce: Uhlík v cementačním prášku reaguje s kyslíkem v cementační krabici za vzniku CO 2 : C + O 2 CO 2. rov Vzniklý CO 2 dále reaguje s uhlíkem za vzniku CO: CO 2 + C 2CO. rov S rostoucí teplotou se rovnováha reakce posunuje doprava, tzn., ţe vzniká přebytek CO. Na povrchu oceli se CO rozkládá a vzniká uhlík schopný adsorpce na povrchu a proniká do oceli: 2CO CO 2 + C*. rov Vzniklý CO 2 dále reaguje s uhlíkem za vzniku CO. Vzhledem k tomu, ţe mnoţství kyslíku v cementační krabici můţe být proměnlivé a poměrně nízké, přidávají se do cementačního prášku aktivátory, které slouţí jako zdroj CO 2 podle reakce: BaCO 3 BaO + CO 2. rov Nauhličování v prášku je zdlouhavý proces. Pro teplotu 900 aţ 920 C se udává střední hodnota nauhličování, tj. přírůstek tloušťky vrstvy, 0,10 aţ 0,15 mm/h. Další nevýhodou je nemoţnost soustavně kontrolovat sloţení atmosféry. V extrémních případech můţe dojít při vysokém obsahu CO 2 naopak k oduhličení povrchu. Nauhličování (cementování) v solích se provádí v roztavených směsích 78 aţ 85 % Na 2 CO 3 (uhličitan sodný) nebo K 2 CO 3 (uhličitan draselný), 10 aţ 15 % NaCl (chlorid sodný) a 6 aţ 8 % SiC (karbid křemíku). Základní reakce: 2 Na 2 CO 3 + SiC Na 2 SiO 3 + Na 2 O + 2 CO + C*, rov CO CO 2 + C*. rov U nás se tento způsob neprovádí. Nauhličování se podstatně urychluje v solných lázních, ve kterých jsou aktivní sloţkou kyanidy a kyanatany. Tento postup se však řadí k procesům nitrocementace. Výhody cementace v roztavených solích jsou: vyšší rychlost ve srovnání s cementací v prášku, moţnost přesnější regulace tloušťky vrstvy a vyšší prokalitelnost ocelí s ohledem na vyšší obsah uhlíku; moţnost automatizace procesu. K nevýhodám cementace v roztavených 98

100 Chemicko-tepelné zpracování ocelí solích patří toxicita cementačních solí (kyanidů), obtíţná ochrana míst, která nemají být cementována. Cementování v roztavených solích je nevhodné pro větší díly, protoţe by došlo k výraznému ochlazení lázně. Nauhličování (cementování) v plynech je v dnešní době určitě nejrozšířenějším technologickým postupem cementace, zejména pro moţnost přesné kontroly celého procesu. Teplota cementování v plynech se pohybuje v intervalu 910 aţ 930 C. Rychlost růstu cementované vrstvy je 0,15 aţ 0,20 mm/h. Plynné atmosféry jsou vţdy komplexní a obsahují tyto základní sloţky: CO, CO 2, CH 4, H 2, H 2 O, O 2, N 2. Z toho vyplývá, ţe při cementaci v plynech se kromě disociace oxidu uhelnatého a metanu (viz rov a 10.5) mohou uplatnit i jiné chemické reakce, které jsou velmi důleţité a lze je vyuţít pro kontrolu procesu cementace. Jednou z těchto reakcí je reakce hoření oxidu uhelnatého: 2CO + O 2 2CO 2 rov Této reakce se neúčastní uhlík a reakce sama tedy nemůţe způsobit ani nauhličení, ani oduhličení povrchu oceli. Umoţňuje ale kontrolovat průběh procesu cementace pomocí parciálního tlaku kyslíku. Rovnováţnou konstantu reakce hoření oxidu uhelnatého (rov ) lze vyjádřit následujícím vztahem: K p p p 2 CO2 2 CO po2 rov kde p jsou parciální tlaky příslušných plynů (oxidu uhličitého CO 2, oxidu uhelnatého CO a kyslíku O 2 ). Probíhá-li reakce zleva doprava, jedná se o reakci exotermickou a její rovnováţná konstanta klesá s rostoucí teplotou. Uhlíkový potenciál atmosféry můţe být kontrolován prostřednictvím monitorování parciálního tlaku kyslíku. Souvislost mezi uhlíkovým potenciálem atmosféry a parciálním tlakem kyslíku je graficky znázorněna na obr

101 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Obr Vztah mezi uhlíkovým potenciálem atmosféry a parciálním tlakem kyslíku Další důleţitou reakcí při cementaci v plynech je reakce oxidu uhličitého a vodíku za vzniku vodní páry a oxidu uhelnatého: CO 2 + H 2 CO + H 2 O rov Ani této reakce se neúčastní uhlík, takţe sama o sobě nemůţe způsobit ani nauhličení, ani oduhličení oceli. Její význam však spočívá v tom, ţe prostřednictvím tlaku vodní páry, resp. zprostředkovaně, pomocí hodnoty rosného bodu, lze kontrolovat obsah (poměr) oxidu uhelnatého a uhličitého v atmosféře a tím kontrolovat uhlíkový potenciál atmosféry, a tedy i průběh cementace. Probíhá-li reakce ve směru zleva doprava, jedná se o reakci endotermickou a rovnováţná konstanta reakce stoupá s rostoucí teplotou. Rovnováţnou konstantu reakce lze vyjádřit následovně: K p p p CO CO2 p H 2O p H 2 rov kde p jsou parciální tlaky příslušných plynů (oxidu uhelnatého CO, vodní páry H 2 O, oxidu uhličitého CO 2 a vodíku H 2 ). Na obr je uvedena moţná závislost mezi uhlíkovým potenciálem atmosféry a hodnotou rosného bodu, tj. obsahem vodní páry v cementační atmosféře. 100

102 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Obr Vztah mezi uhlíkovým potenciálem atmosféry a hodnotou rosného bodu Cementování ve vakuových pecích. Jako zdroj uhlíku se pouţívají jen čisté uhlovodíky (metan, propan, aj.), příp. uhlovodíky ve směsi s čitým dusíkem. Ohřev vsázky na cementační teplotu se provádí ve vakuu 10 aţ 1 Pa. Po dobu setrvání na teplotě se do pece vhání cementační atmosféra. Doba nauhličování se velmi přesně přeruší zpětným evakuováním pecního prostoru. Cementační teplota se pohybuje okolo 1040 C (velká rychlost difúze uhlíku, kratší doba sycení povrchu). Mnoţství uhlovodíku je v průběhu sycení velmi malé. Pro slabší nauhličenou vrstvu se pouţívá jen nauhličující perioda, pro hrubší vrstvy je potřebné pochod rozdělit na nauhličující a difúzní periodu. Rozdíl je v tom, ţe po nauhličení a evakuování zůstává pec po určitou dobu ohřátá na cementační teplotu. V podmínkách vakua (10 aţ 1 Pa) se uţ povrch nenasycuje, ale probíhá jen difúze uhlíku z povrchu k jádru. Zvětší se tloušťka vrstvy a zmenší se koncentrační spád uhlíku. Komplikace cementování ve vakuových pecích způsobují: nerovnováţný chemický stav atmosféry v peci, nerovnoměrné rozloţení atmosféry v pracovním prostoru pece. Vysoké teploty vedou k větším deformacím součásti a způsobují růst austenitického zrna. Nitrocementace Nitrocementace je CHTZ, při kterém se sytí povrch současně uhlíkem a dusíkem. Nitrocementované vrstvy vznikají při niţších teplotách (840 aţ 860 C) neţ cementované vrstvy a obdobně jako po cementaci musí následovat kalení a popouštění. Struktura nitrocementované vrstvy se liší od cementační výskytem fáze Fe 3 (C, N) karbonitrid ţeleza. Současnou difúzí dusíku se urychlí difúze uhlíku. Dusík rozšiřuje teplotní oblast existence austenitu, zvyšuje rozpustnost C v povrchové vrstvě a tím zvyšuje rychlost růstu nitrocementované vrstvy. Vlastnosti nitrocementované vrstvy se liší od vlastností cementované vrstvy. V nitrocementovaných vrstvách se vyskytuje vyšší podíl zbytkového austenitu, proto mají menší povrchovou tvrdost, vyšší plastické vlastnosti, zvýšenou rázovou 101

103 Chemicko-tepelné zpracování ocelí houţevnatost, únavovou pevnost a pevnost v ohybu. Obsah uhlíku v povrchové vrstvě je cca 1 %, obsah dusíku cca 0,3 %. Mez únavy se zvyšuje účinkem tlakových zbytkových pnutí ve vrstvě (maxima dosahuje při tloušťce nitrocementované vrstvy 0,25 mm). Z technologického hlediska je výhodnější niţší teplota nitrocementování, která zajišťuje menší deformace součástek a omezení růstu austenitického zrna. Nitrocementování v solích se provádí ve směsi různých solí obsahující kyanidy (NaCN, KCN), které jsou nositeli aktivního uhlíku a dusíku, a chloridy (NaCl, Na 2 CO 3, KCl, BaCl 2 ), které působí jako aktivátory. Nevýhodou je soustavné unikání dusíku a CO 2 z lázně, čímţ se lázeň rychle vyčerpá. Nevýhodami nitrocementování v solích je vysoká cena lázně a toxicita. Nitrocementování v plynech. Při nitrocementování v plynech mají největší význam směsné cementační atmosféry s přídavkem čpavku. Nosnou atmosférou je endoatmosféra. Nauhličující schopnost se upravuje přídavkem metanu nebo propanu, současně se přidává 7 aţ 10 % amoniaku. Tepelné zpracování po nauhličení Poţadované vlastnosti cementovaných a nitrocementovaných součástí se dosáhne aţ po skončení celého procesu tepelného zpracování, které se skládá z nauhličování povrchu, kalení a nízkoteplotního popouštění. Po nauhličení je struktura povrchové vrstvy eutektoidní aţ nadeutektoidní a postupně přechází v jádro s feriticko-perlitickou strukturou. Obsah uhlíku v cementované vrstvě by neměl přesáhnout 0,9 aţ 1,0 % C, jinak se ve vrstvě vyskytuje cementitické síťoví, povrch je křehký a má tendenci se odlupovat. Při nitrocementování je ve struktuře přítomný karbonitrid ţeleza Fe 3 (C, N). Po kalení a nízkoteplotním popouštění je struktura tvořena popuštěným martenzitem. Struktura jádra se po kalení cementačních uhlíkových ocelí (např. ocel 12020) ovlivní jen jako normalizačním ţíháním, zjemní se původní feriticko-perlitická struktura. U legovaných ocelí (např. ocel 16420) je konečná struktura jádra tvořená nízkopopuštěným nízkouhlíkovým martenzitem. Tepelné zpracování na zlepšení obrobitelnosti Tepelné zpracování na zlepšení obrobitelnosti zabezpečuje sníţení pevnosti cementované vrstvy před konečným kalením na 700 aţ 800 MPa. Pouţívá se ţíhání na měkko při teplotě 650 aţ 680 C po dobu 3 aţ 5 hodin. Nevýhodou tohoto procesu je deformace součástí, vysoká spotřeba energie a prodlouţení výrobního procesu. Další způsob tepelného zpracování na zlepšení obrobitelnosti je izotermické ţíhání bezprostředně po skončení cementování. Cementovaná vsázka se přenese do popouštěcí pece vyhřáté na 400 aţ 450 C. Izotermické ţíhání probíhá po dobu 30 aţ 60 min (u ocelí tř. 12 a 14), po kterou se tepelnou kapacitou vsázky vyhřeje pec na konečnou teplotu cca 670 C. 102

104 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Kalení cementovaných součástí Rozdílný obsah uhlíku v cementované vrstvě a v jádře má za následek nepříznivé rozloţení vnitřních pnutí v cementovaných součástech, která se dále zvětšují při následujícím ochlazování po tepelném zpracování. Rozdílný obsah uhlíku v cementované vrstvě a v jádře rovněţ komplikuje volbu kalicí teploty. Optimální kalicí teplota nauhličené vrstvy, která obsahuje nadeutektoidní obsah uhlíku, leţí 30 aţ 50 C nad A c1 (viz obr. 7.2). Při této teplotě se však jádro s podeutektoidním obsahem uhlíku kalí ze struktury feriticko-austenitické, coţ vede k poklesu houţevnatosti. Bude-li teplota odpovídat nominálnímu chemickému sloţení jádra oceli (u podeutektoidního obsahu uhlíku se kalí z teploty 30 aţ 50 C nad A c3 ), pak v cementované vrstvě bude hrubý martenzit a vysoký obsah zbytkového austenitu spolu s vysokou úrovní vnitřních pnutí. Pouţité způsoby kalení vedou ke kompromisu mezi optimální strukturou nauhličené vrstvy, tvořenou jemným martenzitem s rovnoměrně distribuovanými částicemi sekundárního cementitu, a jádra součásti tvořeného sorbitem. Volba reţimu tepelného zpracování závisí na technologii nauhličování, typu oceli a provozním namáhání součásti. Kalení z cementační teploty (přímé kalení) Kalení z cementační teploty je výhodné z ekonomického hlediska (obr. 10.7a). Uhlíkové oceli se kalí do vody, legované do oleje. Ve struktuře se vyskytuje hrubý martenzit a velké mnoţství zbytkového austenitu. Součástka má menší tvrdost a menší odolnost proti únavě. Tento způsob se pouţívá jen pro jednoduché, méně významné součástky a vede ke vzniku značných deformací. Deformace lze sníţit výdrţí nad A c1 v rozmezí teplot 750 aţ 780 C. Tento způsob kalení je označuje jako kalení s přichlazením (obr. 10.7b). Kalení s podchlazením pod A c1 Po cementování dochází k ochlazení na teplotu asi 600 C. Dojde k transformaci austenitu a po novém ohřevu na kalicí teplotu se zjemní velikost austenitického zrna. Kalí se z teploty nad A c3 (kalení na jádro) nebo z teploty těsně nad A c1 (kalení na povrch) obr.10.7c. Tento postup je výhodný pro průběţné pece. Výsledná struktura je podstatně jemnější. Kalení po novém ohřevu Kalení po novém ohřevu se volí tehdy, kdyţ je potřeba součástky po nauhličení obrábět. Součástky se ochladí, popř. následuje tepelné zpracování na zlepšení obrobitelnosti. Tvarově komplikované součástky se ochlazují na teplotu 550 C, následuje výdrţ na teplotě, dokud neproběhne přeměna austenitu na jemný perlit. U legovaných ocelí se doporučuje před kalení trojnásobné ţíhání při teplotě 630 C. Následuje kalení na jádro (30 aţ 50 C nad A c3 ) u legovaných ocelí, nebo kalení na vrstvu (30 aţ 50 C nad A c1 ) u uhlíkových a nízkolegovaných ocelí (obr. 10.7d). Dvojité kalení Dvojité kalení se skládá z kalení na jádro a z následujícího kalení na vrstvu. Při kalení na jádro (teploty nad A c3 ) se zjemní austenitické zrno a rozpustí se sekundární cementit ve vrstvě. Druhým kalením na vrstvu (nad A c1 ) se získá v cementované vrstvě jemný martenzit, 103

105 Chemicko-tepelné zpracování ocelí zatímco v jádře se vyskytuje jistý podíl feritu, který má jen malý vliv na pokles houţevnatosti jádra (obr. 10.7e). Dosahuje se tak maximální houţevnatosti cementované součásti. Postup je ekonomicky nevýhodný a dochází u něho k deformaci součástí. Obr Kalení po cementování 1 přímé z cementační teploty, 2 s přichlazením, 3 s podchlazením, 4 po ochlazení z cementační teploty, 5 dvojité kalení a) na jádro, b) na vrstvu Popouštění je závěrečnou operací tepelného zpracování cementovaných součástí. Teploty se volí v rozmezí 150 aţ 200 C a výdrţ na teplotě 1 aţ 2 hodiny, přičemţ se dosahuje povrchové tvrdosti 60 aţ 62 HRC. Hlavním smyslem popouštění je sníţit vnitrní pnutí, která vznikla v materiálu při jeho kalení. Popouštění na vyšší teploty by se projevilo neţádoucím poklesem tvrdosti materiálu. Nitridace Nitridace je sycení povrchu ocelí atomárním dusíkem při teplotách 450 aţ 550 C, kdy má dusík ve feritu největší rozpustnost. Výsledkem je tenká, ale velmi tvrdá povrchová vrstva, která obsahuje velmi tvrdé nitridy. Nitridováním se zvyšuje tvrdost, odolnost proti opotřebení a únavě a odolnost proti korozi. Nitridace je na rozdíl od cementace zpravidla konečnou operací tepelného zpracování, nitridovaný předmět musí být opracovaný na konečné rozměry uţ před nitridací. Součásti se chemicko-tepelně zpracovávají ve stavu kaleném nebo zušlechťovaném, popouštěcí teplota je vyšší neţ teplota nitridování. Oceli pro nitridaci mají vyšší obsah uhlíku ve srovnání s ocelemi pro cementaci (cca 0,2 aţ 0,35 hm. % C). Zvýšení tvrdosti u uhlíkových ocelí je poměrně malé. Výrazné zvýšení tvrdosti se dosah4uje u ocelí obsahujících Cr, Ni a Al. Nitridováním se získá povrchová tvrdost aţ 1200 HV. Podstatou zpevnění a zvýšení tvrdosti povrchu je vznik stabilních, jemně disperzních nitridů v povrchových vrstvách. Pronikání dusíku do oceli je však 10x pomalejší neţ u uhlíku. Nitridovaná tloušťka 0,1 mm se docílí u oceli za cca 10 hodin. Výhodou nitridované vrstvy je zachování její tvrdosti aţ do teploty 500 C na rozdíl od cementované vrstvy, která je tvořena zakalenou strukturou a u které dochází za vyšších teplot k popouštění a ztrátě tvrdosti. Zdrojem aktivního dusíku při nitridaci je amoniak, který disociuje pole rovnice: 104

106 Chemicko-tepelné zpracování ocelí NH 3 N* + 3/2 H 2. rov Probíhá-li reakce zleva doprava, jedná se o reakci endotermickou, jejíţ rovnováţná konstanta roste se stoupající teplotou. Rovnováţnou konstantu reakce lze vyjádřit následující rovnicí: K p a N p p NH3 3 / 2 H2, rov kde p jsou parciální tlaky příslušných plynů (vodíku H 2, amoniaku NH 3 ). a N je aktivita dusíku (dusíkový potenciál atmosféry) Z rovnice lze vyjádřit aktivitu dusíku, a to následovně: a N K p p p NH3 3 / 2 H2, rov Z rovnice vyplývá, ţe aktivita dusíku se zvyšuje s rostoucím obsahem amoniaku v atmosféře a s rostoucí teplotou (vliv rovnováţné konstanty) a s klesajícím obsahem vodíku v atmosféře. Při obvyklých teplotách nitridace se dosahuje přibliţně těchto stupňů disociace amoniaku: 500 C stupeň disociace cca 15-25%, 550 C stupeň disociace cca 25 40%, 600 C stupeň disociace cca 40 60%. Situace na povrchu oceli při disociaci amoniaku a pronikání dusíku do povrchových vrstev oceli je schematicky znázorněna na obr Obr Disociace amoniaku a pronikání dusíku do oceli 105

107 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Jak uţ bylo uvedeno, tvoří dusík v oceli bud nitridy ţeleza, nebo také nitridy legujících prvků. Základem pro získání informace o moţných reakcích tedy poskytuje rovnováţný diagram ţelezo dusík, jehoţ část je uvedena na obr Obr Část rovnováţného binárního diagramu ţelezo - dusík Z obrázku 10.9 je zřejmé, ţe dusík tvoří se ţelezem dva nejdůleţitější typy nitridu. Je to jednak nitrid Fe 4 N, označovaný jako fáze, který má kubickou plošně centrovanou mříţku. Je velmi tvrdý a křehký a jeho přítomnost v povrchových vrstvách je spíše neţádoucí. Obsahuje cca 20 at. % dusíku. Dalším typem nitridu v soustavě ţelezo - dusík je nitrid Fe 2-3 N, označovaný jako, který má hexagonální těsně uspořádanou mříţku. Je měkčí v porovnání s nitridem Fe 4 N a je ţádoucí fází v nitridovaných vrstvách. Obsahuje cca at. % dusíku. Na obrázku 3.3 je uvedena mikrostruktura nitridované vrstvy oceli, kde se vyskytuje bílá, křehká vrstva nitridu Fe 4 N. 106

108 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Obr Povrch oceli po nitridaci s výskytem křehké vrstvy nitridu Fe 4 N Termická disociace amoniaku závisí na teplotě, tlaku a rychlosti výměny amoniaku v prostředí. Atomární dusík je částečně absorbovaný povrchem, většina se však přeměňuje na molekulární dusík, který není schopný absorpce. Na rychlost termické disociace negativně působí vodík, který má vliv také na oduhličení povrchu. Teplota nitridování má vliv na průběh disociace a difúze. Při zvýšené teplotě se zvětšuje hloubka nitridační vrstvy, ale sniţuje se její tvrdost. To souvisí s procesem hrubnutí nitridů za vyšších teplot, coţ se projeví poklesem tvrdosti vrstvy. Na obr je znázorněna změna hloubky a tvrdosti nitridované vrstvy s rostoucí dobou nitridace pro tři rozdílné teploty 500, 550 a 600 C. Obr Závislost hloubky a tvrdosti nitridované vrstvy na době nitridace pro teploty nitridace 500, 550 a 600 C Nitridovaní v disociovaném amoniaku klasické nitridování Atmosféra před disociací obsahuje cca 100 % NH 3. Nejčastěji se nitridují konstrukční oceli Cr-Al a Cr-Al-Mo při teplotách 500 aţ 540 C. Stupeň disociace amoniaku je 15 aţ 30 %. 107

109 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Hloubka nitridační vrstvy je 0,2 aţ 0,3 mm, doba sycení je 30 aţ 40 hodin. Dosahuje se povrchová tvrdost okolo 1200 HV. Nitridování ve směsi amoniak-dusík Směsná atmosféra NH 3 -N 2 omezuje negativní vliv vodíku a zvyšuje rychlost růstu nitridové vrstvy. Nitridování s následným difúzním žíháním Jedná se o dvoustupňový proces. V prvním stupni dochází k nasycování povrchu ocelí dusíkem při vysokém parciálním tlaku NH 3, v druhém stupni dochází k difúznímu růstu vrstvy při nulovém parciálním tlaku NH 3 (atmosféra je neutrální N 2, Ar). V druhém stádiu dochází k růstu vrstvy difúzí z fáze s vyšší koncentrací N dovnitř difúzní vrstvy. Vzniklé difúzní vrstvy mají větší hloubku, menší spád tvrdosti od povrchu do jádra, jsou houţevnatější, odolnější proti náhlým tepelným změnám, odolné proti opotřebení. Karbonitridování Při karbonitridování dochází k současnému nasycování součástí dusíkem a uhlíkem za teploty 570 aţ 620 C. Na povrchu součásti se tvoří vrstva karbonitridu o tloušťce 0,01 aţ 0,05 mm, která obsahuje více neţ 8 % N a více neţ 2 % C a určitý podíl kyslíku (cca 1 %). Tvrdost karbonitridové vrstvy se pohybuje okolo 1000 HV. Do hloubky 1 mm zasahuje difúzně zpevněná vrstva s rozpuštěným dusíkem o tvrdosti 300 aţ 400 HV, která podporuje nosnost vrstvy karbonitridů. Karbonitridování v solích Jedná se o klasické karbonitridování v kyanidech, které je obdobné jako u nitrocementování v solích. Základní rozdíl je v teplotě procesu a tím ve vzájemném poměru difúze C a N. Aktivní dusík vzniká termickou disociací kyanidů, které předchází oxidace kyanidů. Aktivní uhlík vzniká rozkladem CO. Karbonitridování ve směsných atmosférách Nositelem dusíku je amoniak, který na povrchu disociuje. Nositelem uhlíku je oxid uhelnatý, který se získává z různých atmosfér.mohou to být: směs amoniaku a exomonoatmosféry (obsahuje asi 90% N 2, zbytek CO), teplota karbonitridování je 570 aţ 580 C. směs amoniaku a endoatmosféry poměr sloţek 1:1, stupeň disociace 25 aţ 60 %, teplota karbonitridování je 570 aţ 580 C. směs amoniaku a propanu obsah propanu 5 %, stupeň disociace 60 aţ 70 %, teplota karbonitridace 620 C. 108

110 Chemicko-tepelné zpracování ocelí Shrnutí pojmů 10. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: objemové a povrchové chemicko-tepelné zpracování; adsorpce, rychlost adsorpce, disociace, absorpce a difúze; cementace, uhlíkový potenciál atmosféry, rosný bod; nitrocementace, tepelné zpracování po nauhličení; nitridace, stupeň disociace, karbonitridace. Otázky Co se rozumí pod pojmem chemicko-tepelné zpracování? 131. Jaké způsoby chemicko-tepelného zpracování z hlediska objemu materiálu rozlišujeme? 132. Co je principem povrchového chemicko-tepelného zpracování? 133. Co je cílem povrchového chemicko-tepelného zpracování? 134. Které prvky mají schopnost nasycovat povrch oceli? 135. Na jakých technologických parametrech závisí povrchové chemicko-tepelné zpracování? 136. Které procesy se uplatňují při povrchovém chemicko-tepelném zpracování? 137. Co je rychlost adsorpce? 138. Na čem závisí rychlost adsorpce? 139. K čemu dochází při disociaci adsorbovaných molekul? 140. Jak lze vyjádřit průběh disociace? 141. Co znamená pojem absorpce? 142. Který proces určuje hloubku nasycované vrstvy? 143. Jak závisí hloubka difúzní vrstvy na čase? 144. Jakými způsoby je moţné hodnotit hloubku difúzní vrstvy? 145. K čemu dochází při cementaci? 146. Jaké oceli jsou vhodné k cementaci? 147. Při jakých teplotách probíhá proces cementace? 148. Jaká je obvyklá tloušťka cementové vrstvy? 149. Jaký je vztah mezi teplotou a dobou cementace? 150. Jakým způsobem dochází ke vzniku aktivního uhlíku v plynném prostředí? 151. Zapište rovnováţnou konstantu termické disociace oxidu uhelnatého Na čem závisí termodynamické aktivita uhlíku (uhlíkový potenciál atmosféry) při termické disociaci oxidu uhelnatého? 109

111 Chemicko-tepelné zpracování ocelí 153. V jaké vztahu musí být termodynamická aktivita uhlíku v atmosféře a C a termodynamická aktivita uhlíku v povrchových vrstvách oceli (a C ), aby došlo k nauhličení povrchu? 154. Zapište rovnováţnou konstantu termické disociace metanu Na čem závisí termodynamické aktivita uhlíku (uhlíkový potenciál atmosféry) při termické disociaci metanu? 156. Který z plynů, oxid uhelnatý nebo metan, je silnějším nauhličovadlem? 157. Jaké technologické postupy se pouţívají pro cementaci ocelí? 158. Z čeho se skládá cementační prášek? 159. Jaké jsou výhody a nevýhody cementace v roztavených solích? 160. Jaké základní sloţky obsahuje plynné atmosféry pro cementaci? 161. Z kterých plynů se získává aktivní uhlík pro cementaci v plynech? 162. Jakou funkci má reakce hoření oxidu uhelnatého při cementaci? 163. Jaký význam má reakce CO 2 a H 2 za vzniku vodní páry? 164. Jak se liší vlastnosti nitrocementované a cementované vrstvy? 165. Jaký význam má tepelné zpracování cementovaných a nitrocementovaných součástí? 166. Jaký vliv má rozdílný obsah uhlíku v cementované vrstvě a v jádře materiálu na výši kalicí teploty? 167. Jaké jsou výhody a nevýhody přímého kalení z cementační teploty? 168. Jaký způsobem probíhá dvojité kalení po cementaci? 169. Jaké teploty se volí při popouštění cementovaných součástí? 170. Co je hlavním smyslem popouštění cementovaných součástí? 171. Co je podstatou nitridování? 172. Co způsobuje vysokou tvrdost nitridové vrstvy? 173. Při jakých teplotách probíhá nitridování ocelí? 174. Co je zdrojem aktivního dusíku při nitridaci? 175. V jakém stavu se oceli nitridují? 176. Co způsobuje křehkost nitridové vrstvy? 177. Jaký vliv má výše teploty na vlastnosti nitridační vrstvy? 178. Jaké typy ocelí se nejčastěji nitridují? 179. Jaké je sloţení karbonitridové vrstvy? 110

112 Tepelné zpracování litin 11. TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ LITIN Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: rozlišit bílé a grafitické litiny; popsat základní procesy při ţíhání litin; charakterizovat procesy zušlechťování litin. Výklad Rozdělení litin Litiny jsou slitiny ţeleza s uhlíkem, křemíkem, manganem a dalšími prvky. Obsah uhlíku v litinách je minimálně 2 hm. % bez vlivu ostatních prvků. Podle chemického sloţení a podmínek tuhnutí vzniká v litinách podle rovnováţného diagramu Fe-C buď cementitické eutektikum, které se označuje jako ledeburit (podle metastabilního diagramu Fe-Fe 3 C), nebo grafitové eutektikum (podle stabilního diagramu Fe-C). Bílé litiny obsahují ve struktuře cementitické eutektikum ledeburit. Strukturu podeutektických bílých litin tvoří ledeburit a perlit a jejich lom je bílý. Vznik ledeburitu podporují karbidotvorné prvky (Mn, Cr) a vyšší rychlost tuhnutí. Bílé litiny mají relativně malou pevnost a špatnou obrobitelnost. Pouţívají se na jednoduché odlitky s vysokou tvrdostí (350 aţ 500 HB) a odolností proti opotřebení (např. mlecí koule). Podeutektické bílé litiny jsou výchozím materiálem pro výrobu temperované litiny (viz dále). Grafitické litiny obsahují ve struktuře grafitické eutektikum a mají šedý lom. Mezi grafitické litiny patří litiny s lupínkovým grafitem (šedé litiny), tvárná litina s kuličkovým grafitem a vnitřní část tvrzené litiny (viz pozn.). Vlastnosti grafitických litin závisí na tvaru, velikosti a rozloţení grafitu. Strukturu matrice grafitických litin tvoří obvykle perlit, ferit nebo jejich směs. Tvorbu grafitového eutektika podporují grafitotvorné prvky Si, P, Cu. Základní vlastnosti grafitických litin jsou dobrá slévatelnost, snadná obrobitelnost a dobré kluzné vlastnosti, jejich nevýhodou je vysoká křehkost. Mechanické vlastnosti tvárné litiny s kuličkovým grafitem jsou v porovnání s šedou litinou s lupínkovým grafitem výrazně lepší. Pozn: Tvárná litina je grafitická litina, která má grafit vyloučený ve formě kuliček, což se zajišťuje očkováním nejčastěji Mg. Matrice je perlitická. Tvrzené litiny vznikají řízenou krystalizací při tuhnutí. Na povrchu jsou tvořené vrstvou bílé litiny s ledeburitem, uvnitř se nachází šedá nebo tvárná litina. Povrch odlitků je tvrdý, odolný proti opotřebení (obsahuje cementit) a struktura plynule přechází do houževnatého jádra. 111

113 Tepelné zpracování litin Ţíhání litin Temperování bílých litin Temperování je ţíhání bílých litin s podeutektickým sloţením za účelem vyloučení cementitu a vzniku tzv. temperového grafitu. V litém stavu mají výrobky strukturu tvořenou ledeburitem a perlitem. Cementit se můţe ze struktury odstranit buď oduhličením nebo grafitizací cementitu. Grafit je vyloučen ve tvaru kompaktních zrn, která jsou podobná grafitu kuličkovému. Výsledkem je temperovaná litina, která má podobné vlastnosti jako tvárná litina. Temperovaná litina je houţevnatý, dobře obrobitelný materiál s vyšší pevností neţ u grafitických litin. Je vhodná pro středně namáhané menší odlitky. Temperované litiny se dělí podle lomu na temperované litiny s bílým lomem a temperované litiny s černým lomem. Vstupní sloţení temperované litiny s bílým lomem je 3 hm. % C, 0,5-1,5 hm. % Si, 0,5-1,2 hm. % Mn. Temperovaná litina s černým lomen vychází z chemického sloţení odlitku s obsahem 2,3-2,6 hm. % C, 1,2-1,5 hm. % Si, 0,4-0,5 hm. % Mn. Temperovaná litina s bílým lomem Temperovaná litina s bílým lomem se získává ţíháním při teplotě okolo 1000 C v oxidačním prostředí, ve kterém dochází k oduhličování povrchu. Atmosféra je tvořena směsí oxidu uhelnatého a oxidu uhličitého o vhodném sloţení. Základní oduhličovací reakcí je: Fe 3 C + CO 2 3Fe + 2CO. rov Struktura litiny při teplotě ţíhání je tvořena austenitem a cementitem. Oduhličováním vzniká nerovnováţný stav na rozhraní austenit-cementit, coţ vede k rozpouštění cementitu v austenitu. Oduhličením povrchu vzniká koncentrační spád uhlíku směrem od povrchu k jádru, který dále podporuje difúzi atomů uhlíku směrem k povrchu. Oduhličovací účinek atmosféry CO:CO 2 se dá zvýšit přídavkem vodní páry. Rychlost oduhličování závisí na teplotě temperování. Při teplotě 1050 C je doba ţíhání 50 aţ 90 hodin a závisí na chemickém sloţení litiny, tloušťce odlitku a stupni oduhličení. U tenkostěnných odlitků do 8 mm vzniká po ochlazení struktura tvořená feritem, u tlustších odlitků je matrice dále od povrchu tvořena feritem a perlitem, v jádře perlitem a temperovaným grafitem. Ochlazování do 650 C je pomalé okolo 10 C/hod, pod 650 C můţe být rychlejší. Celý proces tepelného zpracování trvá aţ 5 dnů. Schematické znázornění reţimu ţíhání je na obr Pro zlepšení obrobitelnosti se odlitky se strukturou lamelárního perlitu ţíhají na teplotě 700 aţ 720 C, čímţ se získá struktura se zrnitým (sferoidizovaným) perlitem s temperovaným grafitem. 112

114 Tepelné zpracování litin Obr Schematické znázornění reţimu ţíhání temperované litiny s bílým lomem Temperovaná litina s černým lomem Při temperování litin s černým lomem nedochází k oduhličování. Vstupní sloţení odlitků má niţší obsah uhlíku (přibliţně 2,5 hm. % C) neţ v případě temperované litiny s bílým lomem. Tepelné zpracování probíhá v neutrálním prostředí ve dvou stupních. V prvním stupni ţíhání dochází ke grafitizaci ledeburitického cementitu, ve druhém stupni ke grafitizaci perlitického cementitu. První stupeň grafitizace se provádí při teplotě okolo 950 C. Ledeburitický cementit se rozpadá podle rovnice: Fe 3 C 3Fe + C graf. rov Po grafitizaci ledeburitického (eutektického) cementitu je struktura tvořena austenitem a temperovaným grafitem. Po prvním stupni grafitizace se odlitky ochladí na teplotu pod A c1. Při velmi pomalé rychlosti ochlazování v intervalu eutektoidní přeměny (3-5 C/hod) se austenit rozpadá přímo na ferit a grafit (obr. 11.2). Odlitek je homogenní v celé tloušťce a má strukturu tvořenou feritickou matricí a vločkami temperovaného grafitu (obr. 11.3) Tento proces se označuje jako druhý stupeň grafitizace. 113

115 Tepelné zpracování litin Obr Schematické znázornění reţimu ţíhání temperované litiny s černým lomem Obr Mikrostruktura temperované litiny s černým lomem Druhý stupeň grafitice se neuskutečňuje při výrobě temperované litiny s perlitickou strukturou. Při rychlém ochlazení v intervalu teplot eutektoidní přeměny se potlačí další grafitizace cementitu a vznikne perlitická struktura. Následuje ohřev na teplotu těsně po A c1, při které dochází k částečné sferoidizaci cementitu. Při velmi rychlém ochlazení (do oleje) můţe vzniknout temperovaná litina s martenzitickou matricí, která se popouští při teplotě 600 C. Z nízkolegované zušlechtěné temperované litiny se vyrábějí odlitky pro dynamické namáhání. Ţíhání grafitických litin Mikrostruktura grafitických litin je tvořena feritickou, perlitickou nebo feriticko-perlitickou matricí a grafitem. Při ţíhání grafitických litin se tvar a způsob rozloţení grafitu nemění, ale mění se struktura matrice obdobně jako u ţíhání ocelí. 114

116 Tepelné zpracování litin Žíhání k odstranění vnitřního pnutí Ţíhání k odstranění vnitřního pnutí se provádí u tvarově sloţitých výrobků odlitků s lupínkovým grafitem k zajištění tvarové a rozměrové stálosti (např. hlav válců spalovacích motorů). Ţíhání se provádí při teplotách 550 aţ 650 C po dobu 1 aţ 5 hodin. Následuje pomalé ochlazování rychlostí C/h do teploty 100 aţ 150 C a pak na vzduchu (postup a na obr. 11.4). Ţíhání k odstranění vnitřního pnutí se pouţívá také u tvárné litiny s kuličkovým grafitem. Žíhání na snížení tvrdosti Ţíhání na sníţení tvrdosti a zlepšení obrobitelnosti se pouţívá při výskytu cementitu nebo velmi jemného lamelárního perlitu ve struktuře, které se mohou vyskytovat v rozích nebo v tenkých částech odlitku v důsledku příliš rychlého ochlazování. V případě výskytu lamelárního perlitu se pouţívá sferoidizační žíhání, které se provádí v intervalu teplot 650 aţ 700 C po dobu 2 aţ 8 hodin s pomalým ochlazováním (postup b na obr. 11.4). Pouţívá se u tvárné litiny. Cílem je sníţení tvrdosti, zvýšení houţevnatosti a taţnosti. Jedná se o obdobu ţíhání na měkko u podeutektoidních ocelí. Při delším setrvání na teplotě 650 aţ 700 C, a to 4 aţ 12 hodin, dochází ke grafitizaci perlitického cementitu, tj. k jeho rozpadu na ferit a grafit. Tento postup ţíhání je nazývá feritizační žíhání a odpovídá druhému stupni grafitizace při temperování litin s černým lomem (postup c na obr. 11.4). K odstranění ledeburitického cementitu se pouţívá obdobný postup jako při prvním stupni temperování litin s černým lomem. Ţíhání probíhá při teplotách 850 aţ 950 C po dobu 2 aţ 8 hodin a následuje buď velmi pomalé ochlazení v oblasti eutektoidní přeměny za vzniku feritu a perlitu (postup d na obr. 11.4) nebo rychlejší za vzniku perlitu (postup d na obr. 11.4). Normalizační žíhání Normalizační ţíhání u grafitických litin je v podstatě opakem feritizačního ţíhání. Jeho cílem je zvýšení tvrdosti a pevnosti nebo úprava struktury před povrchovým kalením odlitku. Ohřev odlitků s převáţně feritickou matricí na teploty 850 aţ 900 C, výdrţ na teplotě 2 aţ 8 hodin a volné ochlazení na vzduchu vede k přeměně austenitu na perlit. Následuje ţíhání na odstranění vnitřního pnutí. 115

117 Tepelné zpracování litin Obr Schematické znázornění reţimu ţíhání temperované litiny s černým lomem a) ţíhání ke sníţení vnitřních pnutí, b) ţíhání sferoidizační (na měkko), c) feritizační, d) ke sníţení tvrdosti (odstranění ledeburitického cementitu), e) normalizační. Teplota A 1,1 a A 1,2 jsou teploty eutektoidní reakce v ternárním systému Fe-C-Si u litin Kalení a popouštění litin Cílem kalení litin je dosaţení martenzitické nebo bainitické struktury matrice. Výsledná tvrdost litin po kalení je niţší neţ u ocelí a pohybuje se okolo 50 HRC, u tvárné litiny okolo 55 HRC. Tvrdost litin po kalení je ovlivněna přítomností grafitu. Martenzitické kalení Kalicí teplota se u všech grafitických litin volí 50 aţ 80 C nad A 1,2. Kalí se do vody nebo oleje, pro sníţení rizika deformací a vzniku trhlin termálně. Po kalení se odlitky z šedé litiny s lupínkovým grafitem popouštějí na teploty do 200 C. Litiny s kuličkovým grafitem se popouštějí na teploty vyšší v intervalu 550 aţ 650 C. Povrchové kalení Povrchové kalení se pouţívá pro zvýšení odolnosti proti opotřebení. K povrchovému kalení jsou vhodné perlitické litiny (s obsahem feritu do 15 hm. %) s jemným, rovnoměrně rozloţeným grafitem. Ohřev povrchu se provádí indukčně nebo plamenem, kalí se do vody nebo oleje. Hloubka zakalené vrstvy dosahuje tloušťky 1 aţ 5 mm. Po kalení následuje nízkoteplotní popouštění na cca 200 C. Izotermické zušlechťování Cílem izotermické zušlechťování litin je zvýšit pevnost, tvrdost a odolnost proti opotřebení a získat příznivou kombinaci mechanických vlastností. Význam má tento způsob tepelného zpracování především u litin s kuličkovým grafitem. Pevnost v tahu izotermicky zušlechtěné litiny s kuličkovým grafitem dosahuje aţ 1000 MPa. Ve srovnání s martenzitickým kalením se dosáhne po izotermickém zušlechťování nízké úrovně vnitřního pnutí. Odlitky se austenitizují při teplotě 50 aţ 80 C nad A 1,2 a následně se ochladí na teplotu v intervalu 250 aţ 116

118 Tepelné zpracování litin 400 C, při které probíhá fázová přeměna. Izotermická výdrţ v termální lázni trvá 1 aţ 3 hodiny a následuje ochlazení na vzduchu. Při izotermickém ţíhání se získá litina obvykle s bainitickou strukturou. Po izotermickém zušlechťování se odlitky nepopouštějí. Schematické znázornění postupu izotermického zušlechťování je na obr Obr Schematické znázornění křivek chladnutí v ARA diagramu pro litinu s kuličkovým grafitem Shrnutí pojmů 11. Po prostudování této části by vám měly být jasné následující pojmy: bílé litiny a grafitické litiny; temperování bílých litin; temperovaná litina s bílým lomem a s černým lomem; první a druhý stupeň grafitizace; sferoidizační ţíhání litin, feritizační ţíhání litin; zušlechťování litin. Otázky Jaká je struktura bílých litin? 181. Které litiny patří mezi grafitické? 182. Co znamená temperování bílých litin? 183. Jak se dělí temperované litiny? 184. Jakým způsobem probíhá temperování litin s bílým lomem? 117

119 Tepelné zpracování litin 185. Jaké atmosféry se pouţívají při temperování litin s bílým lomem? 186. Popište základní oduhličovací reakci při temperování litin s bílým lomem Jaká struktura vzniká u tenkostěnných odlitků po temperování litin s bílým lomem? 188. Jaká struktura vzniká u tlustších odlitků po temperování litin s bílým lomem? 189. Jak probíhá proces temperování litin s černým lomem? 190. Jaký obsah uhlíku mají odlitky určené k temperování litin s černým lomem? 191. K čemu dochází při prvním stupni grafitizace při temperování litin s černým lomem? 192. Jak probíhá druhý stupeň grafitizace při temperování litin s černým lomem? 193. Jaká je výsledná struktura po druhém stupni grafitizace při temperování litin s černým lomem? 194. Jaké jsou specifika výroby temperovaných litin s perlitickou strukturou? 195. Za jakým účelem se provádí ţíhání litin k odstranění vnitřního pnutí? 196. Za jakým účelem se provádí sferoidizační ţíhání u litin? 197. Co je podstatou feritizačního ţíhání u litin? 198. Co je cílem normalizačního ţíhání u litin? 199. Jak se provádí martenzitické kalení litin? 200. Jaké litiny jsou vhodné pro povrchové kalení? 201. Jaká struktura vzniká po izotermickém zušlechťování litin? 202. Jaké jsou výhody izotermického zušlechťování oproti martenzitickému kalení? 203. V jaké intervalu teplot probíhá izotermická výdrţ při izotermickém zušlechťování litin? 118

120 Tepelné zpracování neţelezných kovů 12. TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ NEŢELEZNÝCH KOVŮ Čas ke studiu: 2 hodiny Cíl Po prostudování této kapitoly byste měli umět: rozdělit slitiny hliníku na vytvrditelné a nevytvrditelné; popsat základní procesy vytvrzování slitin hliníku; charakterizovat další procesy tepelného zpracování neţelezných kovů. Výklad Rozdělení slitin neţelezných kovů Neţelezné kovy je souhrnný název pro všechny čisté kovy kromě ţeleza. Vyznačují se specifickými vlastnostmi jako vysoká elektrická a tepelná vodivost (měď, hliník), nízká měrná hmotnost (hliník, hořčík, titan), vysoká teplota tání (wolfram), odolnost proti korozi. Neţelezné kovy rozdělujeme podle hustoty na lehké s hustotou 5 g cm -3, do této skupiny patří Li, Mg, Be, Al, Ti, a těžké kovy s hustotou 5 g cm -3. Neţelezné kovy se mohou dále dělit podle teploty tání na kovy s nízkou teplotou tání (do 600 C), např. Zn, Sn, Pb, se střední teplotou tání (Mn, Cr, Ni, Cu) a vysokou teplotou tání (vyšší neţ u Fe), to jsou např. Zr, V, Cr, Mo, W. Vlastnosti neţelezných kovů a jejich slitin je moţné ovlivnit obdobnými způsoby jako u slitin ţeleza. Je to především legováním, tvářením a tepelným zpracováním. Tvářením se dosahuje zpevnění jak čistých kovů, tak většiny jejich slitin. Tepelným zpracováním lze významné změny vlastností dosáhnout jen u některých slitin neţelezných kovů. Tepelné zpracování neţelezných kovů a jejich slitin se rozděluje do skupin podobně jako tepelné zpracování ocelí, jak jsme si uvedli v kapitole 1. Z hlediska objemu výroby je hliník mezi neţeleznými kovy na prvním místě. Hliník je kov bílé barvy, který krystalizuje v kubické plošně centrované mříţce (fcc). Významná je jeho nízká hustota 20 C = 2700 kg.m -3, velmi dobrá elektrická i tepelná vodivost. Odolnost hliníku proti atmosférické korozi je dána vznikem tenkého povrchového oxidu Al 2 O 3. Hliník má nízkou pevnost, kterou je moţné zvýšit tvářením za studena, legováním a precipitačním zpevněním (vytvrzováním). Nejběţnější příměsemi hliníku jsou Fe a Si, kterou jsou obsaţeny ve výchozích surovinách. Čistý hliník, který obsahuje více neţ 99,5 hm. % Al, se pouţívá hlavně v elektrotechnice (elektrovodný materiál a materiál pro elektrické kondenzátory). Čistý hliník, který obsahuje více neţ 98 hm. % se pouţívá pro nepříliš mechanicky namáhané 119

121 Tepelné zpracování neţelezných kovů konstrukční prvky a předměty denního pouţití (obaly). Pouţívá se pro výrobu slitin. Pevnost hliníku v tahu je nízká, kolem 70 MPa, tvářením za studena ji lze zvýšit na 130 MPa. Za účelem zlepšení uţitných vlastností (pevnostních, odolnosti proti korozi, slévatelnosti ad.) se hliník leguje nejčastěji přísadou prvků Cu, Mg, Si, Mn, Zn a Li, které tvoří s hliníkem substituční tuhé roztoky. Vliv jednotlivých slitinových prvků lze popsat následovně: pevnost hliníku zvyšuje např. Cu, Mg, Mn, Si, Zn, Ni; odolnost proti korozi zlepšuje Mg, Mn, Si, Ni, naopak Cu, Zn a Fe sniţují odolnost proti korozi; tvárnost zlepšuje Mn, Si (do 1 hm. %), naopak tvárnost sniţuje Cu a Fe. Li a Mg zlepšují vytvrditelnost. Slitiny hliníku s ostatními neţeleznými kovy se podle způsobu zpracování dělí na slitiny k tváření a k odlévání. Podle schopnosti zvýšit tvrdost a pevnost tepelným zpracováním (vytvrzováním) se slitiny hliníku dělí na vytvrditelné (Al-Cu-Mg, Al-Mg-Si, Al-Zn-(Cu-Mg), Al-Li) a nevytvrditelné (Al-Mg, Al-Mn). Schéma rozdělení slitin hliníku je znázorněno na obr Obr Rozdělení slitin hliníku Slitiny určené k tváření mohou být vytvrditelné a nevytvrditelné. Nevytvrditelné slitiny obsahují menší mnoţství přísad. Mají jednofázovou strukturu i při okolní teplotě. Jsou velmi dobře tvárné za studena i za tepla. Nejběţnějšími nevytvrditelnými slitinami hliníku jsou slitiny Al-Mn a Al-Mg. Pevnost slitiny Al-Mg se dá zvýšit deformačním zpevněním (tedy tvářením za studena) ze 140 MPa aţ na 420 MPa. Obdobné vlastnosti má i slitina Al-Mn. Slitiny Al-Cu-Mg představují základní skupinu vytvrditelných slitin určených k tváření, které se nazývají duraly. Jsou to slitiny obsahující asi 4 % Cu a menší přísady Mn a Mg (AlCu4Mg). Po vytvrzení dosahuje pevnosti R m aţ 400 MPa. Další zvýšení pevnosti (aţ na 500 MPa) lze získat přídavkem Mg a Mn, tzv. superdural. Dural je konstrukční materiál, ze kterého se vyrábějí plechy, pásy, tyče, profily, které se vyuţívají pro stavbu letadel a dopravních zařízení. Slitiny Al-Mg-Si jsou vytvrditelné slitiny s niţší pevností, ale vyšší korozní odolností a houţevnatostí neţ duraly. 120

122 Tepelné zpracování neţelezných kovů Slitiny Al-Li jsou nové slitiny pro letecký průmysl. Přísada Li sniţuje hustotu hliníkových slitin na 543 kg m -3. Slitiny hliníku určené k odlévání jsou charakteristické vyšším obsahem přísad. Tyto slitiny musí být především dobře slévatelné, ale zároveň musí mít dobré mechanické vlastnosti, odolnost proti korozi, musí být svařitelné a obrobitelné. Hlavní legurou je křemík, který zvyšuje zabíhavost. Tyto slitiny se nazývají siluminy. Nejlepší slévárenské vlastnosti mají slitiny s eutektickým sloţením (s obsahem Si 10 aţ 13 hm. %). Pro zlepšení pevnostních charakteristik se pouţívají přídavky Mg a Cu, které zajišťují vytvrditelnost těchto slitin, i kdyţ se zhorší jejich slévatelnost. Tepelné zpracování hliníkových slitin Vytvrzování je tepelné zpracování hliníkových slitin, které se skládá z rozpouštěcího ţíhání, rychlého ochlazení a stárnutí. Mezi vytvrditelné slitiny patří slitiny hliníku typu Al-Cu-Mg (duraly), Al-Mg-Si, Al-Zn-Cu-Mg a Al-Si-Mg (vytvrditelné siluminy). Vytvrzovat lze i některé slitiny na bázi mědi, např. beryliové bronzi (slitiny Cu-Be). Podstatu vytvrzování si vysvětlíme v binárním systému Al-Cu. Maximální rozpustnost Cu v Al je 5,65 hm. %. Při rozpouštěcím žíhání dochází k ohřevu na rozpouštěcí teplotu do oblasti homogenního tuhého roztoku podle binárního diagramu Al-přísadový prvek (obr. 12.2). Teplota rozpouštěcího ţíhání se volí na hranici rozpustnosti přísady v tuhém roztoku. Po výdrţi na teplotě, která má za úkol převedení přísadových prvků do tuhého roztoku, následuje rychlé ochlazení nadkritickou rychlostí za vzniku přesyceného tuhého roztoku. U hliníkových slitin se obvykle ochlazuje do vody o teplotě 20 aţ 40 C. Tuhý roztok se bude nacházet v nerovnováţném stavu. Během následujícího stárnutí dochází k rozpadu přesyceného tuhého roztoku za vzniku precipitátů Al 2 Cu ve formě jemných rozptýlených částiček. Pokud stárnutí probíhá při normální teplotě, mluvíme o přirozeném stárnutí. V případě, ţe stárnutí probíhá za zvýšené teploty, jedná se o umělé stárnutí. Procesy, které probíhají při stárnutí v soustavě Al-Cu, můţeme rozdělit na tři etapy. V první etapě stárnutí vznikají tzv. Guinierovy-Prestonovy zóny, zkráceně GP zóny (obr. 12.3a). Guinierovy-Prestonovy zóny jsou velmi malé oblasti s vysokou koncentrací mědi Cu. Tyto oblasti tvoří shluky atomů Cu o tloušťce jedné atomové vrstvy, které jsou dokonale koherentní s okolní mříţkou Al, tzn. ţe GP zóny netvoří rozhraní s okolní matricí. Druhou etapou stárnutí je vznik fáze (obr. 12.3b). Původní Guinierovy-Prestonovy zóny začínají růst ve směru své tloušťky, mají destičkovitý tvar o velikosti několik nanometrů (tloušťka 2,5 nm, průměr 15 nm). Někdy se označují také jako GP II zóny. Rozhraní mezi fází a matricí je ještě koherentní. Ve třetí etapě stárnutí se tvoří precipitát s tetragonální mříţkou, který je označován jako fáze. Rozhraní s matricí je semikoherentní, tak ţe parametry mříţky a a b jsou stejné s mříţkou Al, parametr mříţky c je jiný (obr. 12.3c). Ve čtvrtém stádiu stárnutí vzniká v přesyceném tuhém roztoku konečná stabilní fáze o sloţení Al 2 Cu s tetragonální mříţkou, která je s okolní strukturou zcela nekoherentní (obr. 12.4d). Při dalším zvyšování teploty dochází k růstu precipitátů a jejich hrubnutí. Tento 121

123 Tepelné zpracování neţelezných kovů jev se nazývá koagulace. Postupně se sniţuje přesycení tuhého roztoku a matrice se přibliţuje původnímu chemickému sloţení fáze. Celý průběh precipitace se dá schematicky následovně: matrice 1 + GP matrice 2 + (GP II ) matrice 3 + matrice 4 +. Pozn. Dvě mřížky jsou k sobě koherentní, když nedojde k porušení plynulosti atomových rovin. Jestliže se spojitost mřížek poruší, vznikne mezifázová hranice a mřížky obou fází budou vůči sobě nekoherentní. Přechod mezi koherentním a nekoherentním rozhraním se označuje jako semikoherentní. Obr Část binárního diagramu Al-Cu Obr Schéma průběhu etap stárnutí a) GP zóny, b) fáze, c) fáze, d) fáze Vzhledem k nízké teplotě, při kterém proces stárnutí probíhá, je omezena difúzní schopnost atomů, a proto precipitáty vznikají přednostně v celém objemu zrna. Vzdálenost mezi precipitáty a jejich velikost je malá. Vyloučení precipitátů v tuhém roztoku má za následek změnu fyzikálních i mechanických vlastností materiálu. Z fyzikálních vlastností je to změna 122