Ráda bych poděkovala paní prof. Ing. Evě Mazancové, CSc. za velmi užitečné rady a poznámky při zpracování mé diplomové práce.

Transkript

1

2

3

4

5 Ráda bych poděkovala paní prof. Ing. Evě Mazancové, CSc. za velmi užitečné rady a poznámky při zpracování mé diplomové práce.

6 Práce byla z části řešena v rámci projektu č. CZ.1.05/2.1.00/ Regionální materiálově technologické výzkumné centrum výzkumné aktivity Nové zdroje pevnosti a houževnatosti materiálů pro náročné technologické aplikace v rámci Operačního programu Výzkum a vývoj pro inovace, financovaného ze strukturálních fondů EU a ze státního rozpočtu ČR.

7 ANOTACE Cílem diplomové práce pod názvem Vysokomanganové materiály a jejich vybrané vlastnosti bylo poukázat na vybrané vlastnosti a deformační mechanizmy, díky kterým jsou tyto slitiny velice perspektivním materiálem pro použití v mnoha různých odvětvích průmyslu. Po odlití vysokomanganových slitin byly jejich vzorky podrobeny analýzám a zkouškám pevnosti, mikrostrukturnímu rozboru a RTG analýze k karbidů. Klíčová slova Slitina TWP, slitina TRIPLEX, energie vrstevné chyby, deformační zpevnění, Hadfieldova ocel. ABSTRACT The purpose of the diploma thesis under title High manganese materials and their properties was to point out the selected properties and deformation mechanisms that make these alloys very promising material for use in many different branches of industrys. After casting of high manganese alloys simles those analyzed and tested strength properties, microstructural analyses and X ray analyses of the k carbides. Finally, evaluation of obtained results was carried out. Key words TWIP alloy, TRIPLEX alloy, stacking fault energy, strain hardening, Hadfield steel.

8 OBSAH 1. ÚVOD VYSOKOMANGANOVÉ SLITINY Všeobecné poznatky a požadavky na vysokomanganové slitiny Volba modifikovaného chemického složení a mikrostrukturní rozbor Koncepce chemického složení u slitin s vysokým obsahem Mn Využití metod ab initio při modelování návrhů pro manganové slitiny ENERGIE VRSTEVNÉ CHYBY Fyzikálně metalurgické modelování Energie vrstevné chyby v závislosti na volbě chemického složení Energie vrstevné chyby a teplota jako důležitý parametr HODNOCENÍ NĚKTERÝCH MIKROSTRUKTURNÍCH PARAMETRŮ Hodnocení deformačního zpevnění Karbidická precipitace Odezva materiálu na rázové namáhání Zpevňující procesy v souvislosti s plastickou odezvou vysokomanganových materiálů Mechanicko metalurgické parametry vysokomnganových slitin SROVNÁNÍ ZÍSKANÝCH VÝSLEDKŮ A VLASTNOSTÍ VYSOKOMANGANOVÝCH SLITIN Srovnání vlastností a dosažených výsledků materiálů TWIP a TRIPLEX Použití vysokomanganových slitin HADFIELDOVA OCEL Hadfieldova ocel a její charakteristiky Hadfieldova ocel a její vlastnosti Použití ocelí typu Hadfield PRAKTICKÁ ČÁST TRIPLEX Výsledky a analýza TWIP Výsledky a analýza Hadfieldova ocel ZÁVĚR...43

9 1. ÚVOD Současné vývojové trendy a návrhy ocelí jsou zaměřeny na nové třídy vysokomanganových slitin, které jsou velice zajímavou skupinou. Vývoj těchto velice perspektivních materiálů, byl možný také díky vzniku spolupráce mezi různými výzkumnými skupinami a také z poznatků o oceli typu Hadfield. Díky tomuto vývoji bylo zjištěno že tyto materiály, které se vyznačují vysokým obsahem manganu jsou velice vhodné pro výrobu různých komponent v oblasti automobilového průmyslu. Zájem o tyto slitiny je dán tím, že se u těchto materiálů vyskytují různé mechanismy, kterým můžeme přisoudit mimořádnou úroveň deformačního zpevnění a díky tomu můžeme získat kombinaci vysoké tvařitelnosti a vysoké pevnosti. Dále pak je možno využít těchto materiálů se zvýšenou pevností pro různé aplikace. V dnešní době je také silným trendem spojit ekonomické a ekologické odvětví, např. u automobilového průmyslu je možno docílit této kombinace za použití komponent vyrobených z vysokomanganových slitin jenž se vyznačují již zmíněnou pevností, ale také dochází k odlehčení konstrukcí a tím snížení palivové spotřeby. Tyto slitiny, které se vyznačují vysokým obsahem manganu (cca 20%) mají FCC (austenitickou) strukturu. Také se v poslední době přesouvá pozornost na tyto materiály a možnost jejich výroby na stávajících agregátech. Pozornost je věnována vybraným typům slitin o vysokém obsahu manganu, a to jak Hadfieldově oceli (poznatky o těchto slitinách vycházeji z poznatků a chemického složení této ocele) tak slitině, která je koncipována na bázi Fe-Mn-C (materiál TWIP) a slitině na komplexněji legované bázi Fe-Mn-Al-(Si)-C (materiál TRIPLEX). Cílem této diplomové práce je poukázat na vybrané vlastnosti těchto materiálů, které je možno vyrobit již známými technologiemi výroby a také ukázat to, že jsou velice příznivým materiálem v oblasti výroby různých dílů pro automobilový průmysl a ne jen pro něj. 1

10 2. VYSOKOMANGANOVÉ SLITINY 2.1. Všeobecné poznatky a požadavky na vysokomanganové slitiny Proto aby se docílilo požadovaných vlastností vysokomanganových slitin, bylo nutné z něčeho vycházet. Jelikož se jedná o materiály s vysokým obsahem manganu, byla vybrána jako počátek ocel typu Hadfield, jelikož se vyznačovala vysokým obsahem manganu, který stabilizuje austenitickou matrici. Nejdůležitějším cílem při vývoji bylo vytvoření materiálů pro různé aplikace, kde hlavní bodem je vysoká pevnost. Bylo také prokázáno, že vysoká pevnost se projevila i u materiálů, které byly tvářeny za studena [2]. Mechanické vlastnosti je možno měřit a přizpůsobovat pro dané aplikace s ohledem na úpravu, orientaci, morfologii a především na velikosti objemového podílu, velikosti a rozložení jednotlivých fází. Toto vše souvisí také z různými zkušebními metodami, které je nutno vždy přizpůsobit tak, aby bylo možno zjistit a popsat plné využití vlastností a chování nově vyvinutých ocelí. U těchto vysokomanganových a zároveň vysokopevnostních slitin je nutné pochopit chování různých mechanizmů jako je např. závislost vysoké úrovně deformačního zpevnění na teplotách, tak aby nedocházelo k degradaci příslušných vlastností [2, 3]. U mnoha typů nových ocelí musí být zkušební teploty přísně sledovány jak bezprostředně ovlivňují chování materiálů zejména TWIP, TRIPLEX oceli, ale také u ocelí typu Hadfield. Vysokomanganové slitiny složené z jednosložkového austenitu o vysokém objemovém podílu lze rozdělit podle stability austenitické matrice a deformačního chování na: dvojčatěním indukovaná plasticita TWIP oceli plasticita indukovaná smykovými pásy TRIPLEX oceli 2

11 Tažnost Řada různých ocelí, které jsou ukázány na obr. 1 mají typické mechanické vlastnosti, je zřejmé že austenitické Mn oceli mají vyšší pevnost než austenitické Cr-Ni oceli a jednofázové feritické oceli. Kromě toho závislost tažnost pevnost je také lepší u Mn austenitických ocelí v porovnání s feritickými vícesložkovými ocelemi. Pevnost Obr. 1 Austenitická Mn ocel: kombinace vysoké pevnosti a tvárnosti, nové koncepty pro konstrukční oceli [1] Tyto poznatky jsou dalším ukazatelem toho, že vysokomanganové slitiny jsou velice vhodným materiálem pro automobilový průmysl na výrobu komponent jako jsou např. podélný nosník rámu, přední příčka karosérie, A a B sloupec, střešní výstuha, sedadlový příčník. Zde zmíněné materiály s vysokým obsahem Mn splňují stanovené požadavky [5]. 3

12 Požadavky jsou: vysoká pevnost (mez pevnosti): lehká konstrukce, snížení tloušťky plechu vysoká tvařitelnost: návrhy geometrických tvarů s méně deformačními kroky vysoká absorpční energie: větší bezpečnost při nehodách za použití příslušných komponent snížení nákladů: nahrazení nákladných materiálů (jako např. Al, Mg, nerez. ocel) nebo nákladných intenzivních procesů (lisování za tepla) [1] Volba modifikovaného chemického složení a mikrostrukturní rozbor Z hlediska chemického složení existuje několik řídících zásad, které mají vliv nejen na mikrostrukturu, ale také na mechanické vlastnosti, a to zejména u materiálu koncipovaném na bázi Fe-Mn-C. Těmito řídícími zásadami jsou: a) nosné chemické složení musí odpovídat 100% austenitické matrici v rozmezí potencionálně aplikovaných teplot tj. mezi -100 C a C b) potlačit vznik α' martensitu popřípadě ε martensitu a to i při tváření za studena, včetně záporných teplot c) vytvářet předpoklady pro dosažení optimálních mechanických vlastností (R m, R e ) za normálních teplot d) potlačení vzniku karbidů v průběhu procesu zpracování e) musí být realizovatelný konvenční proces plynulého odlévání a následný proces tváření [7]. Při dodržení těchto zásad, zejména u varianty TWIP, lze docílit vysoké pevnostní úrovně cca 1100 až 1150 MPa s vysokou hodnotou plastické odezvy. Z všeobecného hlediska může být mikrostruktura vysokomanganových materiálů složená z různých fází v závislosti na obsahu Mn [3 ]. To může být charakterizováno objemem fází FCC austenitu, HCP martensitu, BCT (BCC) martenzitu a BCC feritu. Mechanické vlastnosti těchto slitin mohou být silně 4

13 ovlivněny původní fází a změnami této fáze v průběhu deformace. Při transformaci γ ε a ε α' klesá teplota transformace s rostoucím obsahem Mn. Tato teplota se označuje T N, což je teplota NEÉL (také teplota magnetického uspořádání, kdy nad touto teplotou se stává materiál paramagnetickým ze stavu antiferomagnetického a taky, že tepelná energie se stává dostatečně velkou, aby zničila makroskopické uspořádání v materiálu. Teplota NEÉL je analogií Curie teploty pro feromagnetické materiály), která nám indikuje změnu paramagnetického austenitu na antiferomagnetický u slitin s vysokým obsahem manganu [20] Koncepce chemického složení u slitin s vysokým obsahem Mn Mezi tyto materiály řadíme již zmiňovanou slitinu TWIP, která je na bázi Fe-Mn-C, kde procentuální zastoupení jednotlivých prvků je Fe 25%Mn 0,5%C. Dále pak zde řadíme materiál typu TRIPLEX, který je koncipován na bázi Fe-Mn-Al (Si)-C o chemickém složení Fe 26(30)%Mn 9 (12)%Al 0,8 (1,1)%C a v neposlední řadě zde patří také oceli typu Hadfield, které mají chemickou konstituci tvořenou Fe 12%Mn 1,2%C [7, 8]. Při řádném chemickém složení je matrice tohoto materiálu zcela austenitická a to díky vysokému obsahu manganu vykazuje stabilní FCC mřížku. Volba modifikovaného chemického složení vychází ze Schumanova diagramu, který je prezentován na obr. 2 [9]. Chemické složení musí splňovat podmínky stabilní austenitické matrice. S chemickým složením úzce souvisí hodnota energie vrstevné chyby, která je také důležitou charakteristikou pro uplatnění deformačních procesů. 5

14 Obsah manganu (v hm%) Obsah uhlíku (v hm%) Obr. 2 Diagram stabilních fází v ternární soustavě Fe Mn C (300 K) po deformaci v tahu [9] 2.3. Využití metod ab initio při modelování návrhů pro manganové slitiny Tato metoda je zaměřena na matematickém modelování a má úzkou souvislost s výpočty a určováním hodnot energie vrstevné chyby. K takovému přístupu se rozhodly výzkumné skupiny vědců z Forschungsgemeinschaft (DFG), Rwth Aachen University a z Max Planckova institutu pro výzkum železa. Tento matematický přístup je založen na programování a výpočtech elektronových stavů a souvisejících veličin, využívá univerzální báze v reálném prostoru. Ve srovnání s jinými metodami podobného typu je mnohem přesnější a využívá rozvíjejících se algoritmů pro řešení obecných problémů. Tento přístup dává možnost přistupovat k výpočtům komplikovaných neperiodických struktur s vysokou přesností bez různých technických parametrů. Tato metoda je vhodná a díky tomuto je možno získat klíč k vyhovujícím výsledkům [3]. 6

15 3. ENERGIE VRSTEVNÉ CHYBY 3.1. Fyzikálně metalurgické modelování Energie vrstevné chyby je velice důležitým ukazatelem při koncepci a vývoji vysokomanganových slitin. Tyto konstrukční materiály mají silnou vazbu na hodnoty energie vrstevné chyby, která podporuje určité deformační mechanizmy. Energie vrstevné chyby je definována jako rozdíl energií na jednotku plochy mezi chybnou a přesnou (ideální) strukturou. Např. u slitiny založené na bázi Fe Mn C je hodnota energie vrstevné chyby nízká, což vede k uskutečňování mnohonásobných deformačních procesů. Vedle těchto procesů může také docházet k martenzitické transformaci (vznik ε martenzitu popř. α' matenzitu. Tento proces je možný vidět u Hadfieldovy ocele) [4]. Při nízké hodnotě energie vrstevné chyby dochází k námi požadovanému přednostnímu procesu dvojčatní před martenzitickou transformací. Z těchto dvou deformačních mechanizmů nám proces dvojčatění dává vyšší předpoklad toho, abychom docílili optimálního stavu z hlediska dobré plasticity, což zajišťuje vyšší tažnost [2, 7]. U různých druhů Mn slitin dochází k deformačním mechanizmům jinak např. u materiálu TWIP dochází ke skluzu parciálních dislokací a tím se uskutečňuje proces dvojčatění, což nám dává tzv. TWIP efekt. U materiálu TRIPLEX dochází díky smykovým pásům k indukované plasticitě. Samozřejmě oba tyto deformační mechanizmy závisí na hodnotách energie vrstevné chyby [4]. 7

16 3.2. Energie vrstevné chyby v závislosti na volbě chemického složení Pro výpočet hodnot energie vrstevné chyby z chemického složení, bylo do dnešní doby vyvinuto mnoho empirických vzorců. Všechny tyto výpočty závisejí na již zjištěných obsazích legujících prvků. Spolehlivé výsledky jsou známe např. u austenitické Cr Ni oceli, avšak modelové výpočty pro základní slitinu Fe 22Mn 0,6C byly zjištěny v nedávné době. Výsledky, kdy docházelo k přidávání jednotlivých prvků ke slitině je ukázáno na obr. 3. Obr. 3 Vliv legujících prvků slitiny Fe - 22Mn - 0,6C na energii vrstevné chyby [4] Na tomto obrázku můžeme vidět, že při zvyšování Al a Cu dochází ke zvyšování hodnoty energie vrstevné chyby, zatím co při vyšším obsahu Cr dochází ke snižování energie vsrtevné chyby [3, 4]. Co se týče obsahu Si, ten má komplexní účinek. Při nízkém obsahu Si se hodnota energie vrstevné chyby snižuje a vysoký obsah Si nám hodnotu energie vrstevné chyby zvyšuje a nakonec u základních prvků, kterými jsou C a Mn nám hodnota energie vrstevné chyby vzrůstá se zvyšujícím se obsahem těchto prvků. 8

17 Obsah manganu (v hm%) Na obr. 4 je možno vidět mapu, která znázorňuje existenci mikrostrukturních složek v závislosti obsahu C versus obsah Mn při respektování měnící se úrovně energie vrstevné chyby [3]. Obsah uhlíku (v hm %) Obr. 4 Mapa linií konstantní úrovně (SFE) s vyznačením převládajících mechanismů [3] Z hlediska chemického složení je také nutné sledovat potlačení možného vzniku karbidů a tím zajistit efektivní využití pevnosti tuhého roztoku (obsah uhlíku v matrici nad 0,4 hm%) a tím zabránit precipitaci karbidů, což by v konečném důsledku vedlo k ochuzení matrice za ztráty chemické konstituční rovnováhy z hlediska úrovně energie vrstevné chyby [3]. 9

18 3.3. Energie vrstevné chyby a teplota jako důležitý parametr Nutno podotknout, že hodnota energie vrstevné chyby je také závislá na teplotě, kdy tato závislost může být nahrazena rovnicí [2]: RT 0, T RT SFE SFE 07 kde RT okolní teplota T zkušební teplota Energie vrstevné chyby jako rozhodující parametr je možno vypočítat metodami ab initio v rámci spolupráce výzkumných skupin. Cílem těchto skupin není poskytovat přístup ke všem krokům modelovacího procesu nebo ke kompletnímu modelování, ale má se za to pokračovat v inženýrském přístupu, tak že většina rozhodujících kroků v procesu je známa z hlediska závislosti na specifické vlastnosti a že modelování v ab initio u micro, mezo nebo makro měřítka může přispět ke zpracování ocelí z hlediska materiálového designu [1]. Hodnota energie vrstevné chyby definující hranici mezi transformací austenitu na ε martenzit (např. u Hadfieldovy oceli) a stabilní austenitickou matrici (např. u slitiny TWIP) je 18 mj/m 2, kdy tato hodnota je také považována za kritickou a to z toho důvodu, že pod touto hodnotou nevzniká námi požadovaný přednostní deformační mechanizmus dvojčatění, nýbrž proces přechodové struktury (ε martenzit), resp. až martenzitické transformace [3]. Maximální hodnota energie vrstevné chyby u materiálu TWIP je mj/m 2 a u komplexněji legované slitiny TRIPLEX je to až 110 mj/m 2, při takto již zmíněné vysoké hodnotě se matrice nebude deformovat mechanizmem dvojčatění, ale dochází k modifikaci odezvy plastické deformace, která je do značné míry ovlivněná chemickým složením tohoto typu vysokomanganové slitiny. Vyšší obsah Al (což je cca 10 až 12%) v matrici (v základním tuhém roztoku) nepůsobí na modifikaci náchylnosti k intenzivnímu dvojčatění jak je to např. u slitiny TWIP [3, 7]. 10

19 Na obr. 5 je vidět, že při srovnávání energie vrstevné chyby slitiny TWIP a oceli TRIP je sklon vypočtené SFE pod T N a je vyšší než u tečkované čáry, která se dá extrapolovat podle teplotní závislosti, tzn., že antiferomagnetický stav austenitu stabilizuje austenitické fáze a brání jejich transformaci. Lze dospět k závěru, že u oceli typu C0,4Mn19 dochází k deformaci pomocí TWIP mechanizmu v teplotním intervalu od -40 C do 100 C, kdežto ocel typu C0,6Mn19 se deformuje pomocí TWIP efektu při 100 C [2]. Tato změna je rozhodující jelikož deformační mechanizmy úzce souvisí se změnami mechanických vlastností. Obr. 5 Vypočtené hodnoty energie vrstevné chyby při očekávaných deformačních mechanizmech, Néel teplota je označená šipkou [1] 11

20 4. HODNOCENÍ NĚKTERÝCH MIKROSTRUKTURNÍCH PARAMETRŮ 4.1. Hodnocení deformačního zpevnění U těchto slitin (zejména u slitiny TWIP) je velice důležitou charakteristikou rozvoj rovnoměrné tažnosti zjištěné za normální teploty. Tento stav odpovídá vysokému deformačnímu zpevnění n, který přesahuje úroveň 0,4 [1, 6]. Existuje 4 etapy deformačního zpevnění u slitin s nízkou hodnotou energie vrstevné chyby, který je ukázán na obr. 6. Na daném obrázku jsou stádia označena A, B, C a D. Došlo ke zjištění, že ve stádiu A dochází ke zpevnění a že tato etapa je velmi podobná svou charakteristikou dynamickému zotavení u kovů s vysokou SFE. Další etapa označená písmenem B, která znázorňuje téměř konstantní deformační zpevnění, tato etapa koreluje (vzájemně závislá) s primárním dvojčatěním (soubor paralelních dvojčat aktivován jedním dvojčatovým systémem). Následujícím krokem je etapa C, která ukazuje klesající deformační zpevnění, zapříčiněné sníženou rychlostí vzniku primárního dvojčatění. Nakonec etapa D s druhým režimem a téměř konstantním deformačním zpevněním a zdá se, že koreluje s počátkem rozsáhlého sekundárního dvojčatění, které protíná hlavní dvojčata [5]. Obr. 6 Ukázka rychlosti deformačního zpevnění [5] 12

21 Pevnost v tahu (MPa) Z dostupných výsledků je možné říct, že nejvyšší úroveň rovnoměrné tažnosti, která byla stanovena na tahových zkouškách za normální teploty byla dosažena tehdy, když hodnota exponentu deformačního zpevnění byla n > 0,4. Z hlediska pevnostních vlastností (R m ) bylo zjištěno, že pevnostní úroveň je vyšší za nižších teplot a při zvyšování teploty (až na 500K) se hodnoty pevnosti snižují. Za těchto podmínek byla pozorována nižší rovnoměrná tažnost, což je ukázáno na obr.7, kde jsou ukázány souhrnné výsledky (závislost napětí vs. deformace zjištěné při nižších teplotách, včetně lokalizovaného zúžení na tahové zkoušce) [6]. Napetí Napětí (MPa) Obr. 7 Závislost napětí - deformace s vyznačením výskytu zúžení (krčku) [6] Dále pak na obr. 8 můžeme sledovat další souhrnné výsledky a ukázku závislosti změn úrovně rovnoměrné tažnosti, meze kluzu a pevnosti a jsou zde také vyznačeny jednotlivé oblasti, ve kterých jsou vyznačeny deformační mechanizmy [6]. 13

22 Rovnoměrné prodloužení Obr. 8: Výsledky tahových zkoušek při různých teplotách (Fe-22Mn-0,6C), včetně vyznačení realizovaných deformačních mechanismů [6] Příznivé hodnoty tažnosti jsou dosahovány díky kontrolovanému rozvoji deformačního zpevnění, s tím souvisí platnost toho, že exponent deformačního zpevnění n odpovídá (v závislosti napětí vs. deformace) deformaci ε (n = ε). Dále z obr. 7 plyne, že při použití teplot vyšších než je 500 K, dosáhneme zvýšení úrovně SFE a řídícím procesem se stává (rovinný) dislokační skluz. Při tomto procesu dochází ke snížení deformačního zpevnění, dochází ke vzniku krčku a k omezení rovnoměrné tažnosti a také ke snížení R m [10]. Co se týče slitiny TRIPLEX z analýzy závislosti skutečného napětí vůči deformaci (resp. intenzity deformačního zpevnění) vyplývá, že exponent deformačního zpevnění n dosahuje vyšších hodnot, které byly získány u jiných austenitických ocelí. Hodnota exponentu deformačního zpevnění u tohoto materiálu dosahuje úrovně okolo 0,58. Dále při zvyšujících se teplotách cca na 200 C se hodnota n pohybuje okolo 0,70 a tím dochází k zpevňujícímu efektu [7]. 14

23 4.2. Karbidická precipitace Nutno podotknout, že vysoký obsah uhlíku ve studovaných vysokomanganových slitinách by mohl vést ke vzniku karbidů typu M 3 C, M 23 C 6, resp. K tvorbě perlitu konstituovaného na bázi cementitu či feritu. Tyto precipitační procesy mohou působit nepříznivě z těchto důvodů: uhlík, který je vázaný v karbidických precipitátech snižuje svou koncentraci v tuhém roztoku (matrici), což vede ke snížení energie vrstevné chyby cementit vyloučený na hranicích zrn působí nepříznivě na dosahovanou houževnatost materiálu Již získané zkušenosti však neukazují na to, že by docházelo k precipitaci karbidů M 23 C 6 v žádném ze studovaných případů. Vzniklé karbidy jsou cemntitického typu (FeMn) 3 C až asi o 30 hm.% Mn v závislosti na výběru a aplikování tepelného zpracování. Výsledky karbidické precipitace byly určovány na tenkých pásech, které byly válcované za tepla. Na obr. 9 je možné sledovat dva typy karbidické precipitace: prázdnými čtverečky je označená oblast, kde nevznikaly karbidy a černé čtverečky naznačují výskyt Fe 3 C, resp. perlitu. Např. u navíjení pásů, které se realizuje pod teplotou 500 C bylo zaznamenáno potlačení karbidické precipitace [7]. Obr. 9 Závislost vztahu precipitace: doba teplota pro případ tvorby karbidů v soustavě Fe-Mn-C [7] 15

24 4.3. Odezva materiálu na rázové namáhání Pokud uvažujeme o použití vysokomanganových slitin jako konstrukční materiál v oblasti automobilového průmyslu, je důležitým aspektem odezva na určitý druh namáhání (nárazy při autonehodě). Materiály byly zkoušeny na dva různé druhy zatížení a to na tlak při nárazu, kde výsledek byl 55 km.hod -1 a ohyb při nárazu, kde výsledek byl 29 km.hod -1. Z hlediska tlakového (nárazového) zatížení vykazuje slitina TWIP velice příznivé zvýšení odolnosti ve srovnání s konvenčními hlubokotažnými ocelemi. Poměr síly pro porovnávané materiálové varianty je 77 kn/41 kn ve prospěch manganové slitiny [11] Zpevňující procesy v souvislosti s plastickou odezvou vysokomanganových materiálů U těchto materiálů je zajištěna vysoká pevnost (okolo 1000 až 1150 MPa) a zároveň velice dobrá plasticita (tvářitelnost materiálu). Toto spojení je možné díky různým mechanizmům (např. hodnota SFE), které nám dávají možnost uskutečňovat procesy, díky nímž získáváme materiály s požadovanými vlastnostmi. Jedním takovým zpevňujícím mechanizmem např. u materiálu TRIPLEX je napěťově indukovaná počáteční tvorba precipitátu k karbidu (objemový podíl těchto precipitátů v matrici činí cca 6 až 8%, dále jsou rozpuštěné v FCC matrici během tepelného zpracování žíhání za vyšších teplot a jsou vyloučeny cestou spinodálního rozpadu při stárnutí za zvýšených teplot v rozmezí 500 až 600 C) ve spojení s rozpadem FCC matrice. Buňka k karbidu definovaného chemickou konstitucí (Fe, Mn) 3 AlC má rozpuštěné uhlíkové atomy, které jsou uspořádané v jejím středu, což je možno vidět na obr. 10 [12]. Dále ke zpevnění přispívá výskyt δ feritu v procentuální zastoupení 8 15%. Doplňující složkou zpevnění je interakce interstiticky rozpuštěných atomů uhlíku s hranovými dislokacemi v matrici, kdy tento proces je doprovázen vznikem ostrých nestabilit v závislosti napětí deformace. Z analýz bylo zjištěno, že ve struktuře se vyskytují o vysoké četnosti rovnoměrně uspořádané smykové pásy, a to na rovině {111} [13]. Toto uspořádání je nosným deformačním procesem realizace mechanizmů, který je spojen s tvorbou homogenních smykových pásů, které dopomáhají k dosažení celkové plastické tažnosti, pro kterou existuje zkratka SIP efekt (shear band induced plasticity). 16

25 Významný vliv na formování těchto smykových pásů a zpevnění matrice slitiny TRIPLEX je rovnoměrná distribuce nano karbidů (k karbidů) o velikosti 20 až 30 nm, které jsou zároveň koherentní s matricí FCC [13, 14]. Dalším zmiňovaným materiálem je slitina označována jako TWIP (twinning induced plasticity dvojčatěním indukovaná plasticita), kdy tento efekt dopomáhá k tomu, aby tento materiál byl pevný a plastický. K tomuto lze dojít při dodržení správné hodnoty energie vrstevné chyby a navíc se tento proces dvojčatění může uskutečňovat mnohonásobně, případně sekvenčně [7, 14]. Obr. 10 Jednotková buňka k-karbidu (FeMn) 3 AlC s vyznačením poloh C, Al a (Fe, Mn) v uspořádané mřížce [7] Konkurencí tomuto procesu je realizace martenzitické transformace tj. napěťově indukovaná transformace, která je také velice závislá na hodnotě SFE, avšak žádoucí je aby se u tohoto materiálu dosáhlo podmínek deformace, při nichž se bude přednostně uplatňovat proces dvojčatění. Podmínky, které jsou nejvhodnější pro tento proces, je dosáhnout toho, aby intenzita dvojčatové deformace byla dostatečně vysoká [7]. Toto odpovídá stavu, kdy proces vzniku objemového podílu dvojčatění je při dané úrovni aplikované deformace maximální. V důsledku to znamená, že dochází k procesu dvojčatění při potlačení martenzitické přeměny. Proto aby se tento materiál považoval za 17

26 vysokopevný je nutno sledovat možnost vzniku karbidických fází a zároveň jejich potlačení, tím zajistíme efektivní využití pevnosti tuhého roztoku (matrice o obsahu uhlíku nad 0,4%) [7, 13]. V důsledku to znamená, že při vzniku karbidů dochází k ochuzení matrice o uhlík a ztrátě chemické konstituční rovnováhy z hlediska úrovně energie vrstevné chyby, kdy tato situace by vedla ke vzniku ε martenzitu což je u této slitiny nežádoucí [7, 8] Mechanicko metalurgické parametry vysokomnganových slitin Z mechanicko metalurgického hlediska je třeba vzít v úvahu fakt, že tyto parametry se u těchto dvou diskutovaných slitin poměrně liší. U materiálu TWIP je jedním z významných parametrů např. pevnost (R m ), která však závisí na intenzitě deformačního zpevnění (bylo popsáno v předešlé kapitole) a také na tepelně ovlivňujícím aktivním pohybu dislokací, což vyplývá ze zjištění o stoupající pevnosti za poklesu teplot, kdy tento stav je ukázán na obr. 7 a 8 [6]. Pevnost (R m ) u tohoto materiálu získaná za normálních teplot dosahuje hodnot až 1100 MPa, dále pak hodnoty R p = 490 MPa, A rovn. = 52 53% a A celk. = 54 55%. Mechanické vlastnosti této slitiny jsou ukázány v tab. 1, kde je srovnání z ostatními konkurenčními typy ocelí [6, 14]. Z hlediska mechanických parametrů, je také důležitost vztahu pevnost tažnost. Jelikož při snížení rozsahu rovnoměrné tažnosti dochází k lokalizované deformaci tzn. vznik krčku na tahové zkoušce a tím ke snížení celkové tažnosti. Nejpříznivější vztah mezi pevností a tažností je pouze tehdy, dochází li při deformaci k intenzivnímu dvojčatění, kdy tento proces lze sledovat za normálních teplot [15]. 18

27 Tab. 1 Srovnání mechanických vlastností materiálu TWIP s konkurenčními ocelemi Typ materiálu Rp Rm A rov. A Koef. def. zpevnění MPa % pro ε = 4% HSLA ,169 DP ,152 TRIP ,216 DP ,112 mat. TWIP ,415 Druhým materiálem je slitina TRIPLEX, která je se svými mechanicko metalurgickými parametry také velice zajímavá a opět je zde souvislost s deformačním zpevněním a to závislosti skutečného napětí a deformace, kdy tato závislost je definovaná poměrem dζ sk /dε sk. Ze zjištěné analýzy vyplynulo, že exponent deformačního zpevnění n, který byl dosažen u této slitiny je vyšší než u konvenčních austenitických ocelí jako je např. korozivzdorná ocel typu 18/10 (ocel 304) [7, 14]. V určitém případě je uvažován poměr hodnot exponentu deformačního zpevnění n až na úroveň 0,58 vers. 0,45. Dalšími parametry, které byly zjištěny za normálních teplot byly R p = 730 MPa a R m = 1000 MPa. Při vyšších teplotách ( C) se dosahuje pevnostních hodnot Rm = 850 ± 10 MPa a Rp = 660 ± 10 MPa s výrazným zvýšením deformačního exponentu až na n = 0,70, což je již uvedeno výše [14]. Při zkoušení za teploty cca -100 C dosahovala pevnostní úroveň R m = 1200 MPa a R p = 1040 MPa a počáteční exponent deformačního zpevnění n dosahoval úrovně 0,83. Hodnocení bylo provedeno v intervalu deformačních rychlostí od 10-4 do 10 3 s -1. Při zvýšené rychlosti deformace se rovnoměrné prodloužení ε u snižuje velmi rychle z hodnoty 58 % na asi 43%. 19

28 Dalším důležitým mechanicko metalurgickým parametrem materiálu TRIPLEX je charakterizování rázové odolnosti spojené s dosažením úrovně měrné absorbované energie v rázu E V spec., která je definovaná jako rozptýlená energie vztažená na hmotnou jednotku při rychlosti deformace s -1. Hodnota E V spec. je u TRIPLEXu 0,43 J.mm -3 a u TWIPu je hodnota E V spec = 0,48 J.mm -3 naproti hodnoty absorpce u konstrukčních hlubokotažných ocelí je v rozmezí 0,16 0,48 J.mm -3 [12]. Naměřené údaje o úrovni absorpce rázové energie u slitiny TRIPLEX ve srovnání se slitinou TWIP a čtyřmi dalšími hlubokotažnými konstrukčními ocelemi jsou uvedeny na obr. 11. Nižší úroveň absorpční odezvy jenž je uváděná u těchto konvenčních ocelí je dána jejich nižším deformačním napětím, nižším zpevněním a dosahovanými hodnotami plastického prodloužení. Příznivá absorpční energie v rázu, která je pozorována u slitiny TRIPLEX je dána tvorbou rovnoměrně uspořádaných smykových pásů při vyšších deformačních rychlostech [12]. Obr. 11 Diagram měrné absorpce rázové energie E V spec. materiálu TRIPLEX a TWIP ve srovnání s chováním konvenčních hlubokotažných ocelí za rychlostních podmínek, které simulují namáhání materiálu při havárii automobilů [12] 20

29 5. SROVNÁNÍ ZÍSKANÝCH VÝSLEDKŮ A VLASTNOSTÍ VYSOKOMANGANOVÝCH SLITIN 5.1. Srovnání vlastností a dosažených výsledků materiálů TWIP a TRIPLEX Jak vyplývá ze získaných fyzikálně inženýrských charakteristik studovaných typů vysokomanganových slitin jedná se o materiály, které se svými vlastnostmi příliš neliší, avšak mikrostruktura je zcela odlišná. Oba tyto materiály jsou velice perspektivní. Nejvýznamnější charakteristikou materiálu TWIP je energetická úspora, která souvisí s tzv. TWIP efektem (dvojčatěním idukovaná plasticita), jenž nám přispívá ke snížení hmotnosti plechů. Dále je tento materiál velice významný z hlediska rázového namáhání. U tohoto materiálu je také důležitým faktorem vysoký obsah manganu, který dopomáhá k vysokým hodnotám pevnosti při současné celkové deformaci (tažnosti) vyšší než 50% [14]. Slitina TRIPLEX se vyznačuje sníženou měrnou hmotností. Dále je předností tohoto materiálu vysoká absorpční kapacita rázového namáhání (při dynamickém zatížení), která je cca dvojnásobná oproti hlubokotažným typům konvenčních konstrukčních ocelí [14]. Odlišnosti jsou také v hodnotě energie vrstevné chyby, která úzce souvisí s jinými deformačními mechanizmy u těchto slitin. To co mají oba tyto materiály společné jsou pevnostní vlastnosti, které dosahují hodnot MPa za současně příznivé plastické odezvy pro oba typ slitin [7, 8]. Při optimálních podmínkách deformačního procesu je u těchto slitin za normálních teplot dosažena tažnost vyšší než 50%. Dále tyto materiály výrazně pohlcují energii. Tlumící (pohlcená) energie je v případě slitiny TWIP vyšší než u TRIPLEXu, avšak oba materiály mají mnohem větší schopnost pohlcovat energii než ostatní jím podobné materiály [14]. Také je možno říci, že se u těchto materiálů dosahuje velice příznivé kombinace a vyváženosti vlastností jako jsou tvářitelnost, pevnost a tažnost a u materiálu TWIP se jedná ještě o příznivou kombinaci svařitelnosti a pevnosti [7, 14]. 21

30 5.2. Použití vysokomanganových slitin Jak již bylo diskutováno jsou tyto dvě slitiny velice vhodné pro některé časti karosérií v oblasti automobilového průmyslu. Dále je možno využít slitinu TWIP pro výrobu obtížně tvařitelných částí, je možno jí také využít pro výrobu vysokopevnostních komponent. Tento materiál vytváří designovou bázi využitím součástí o ekonomických parametrech a pro zvýšení provozně technické bezpečnosti [15]. Materiál TRIPLEX je možno využít kromě automobilového průmyslu v oblasti kryogenní techniky a to pro uskladnění a transport zkapalněného plynu. Dále je možno tuto slitinu využít jako náhradu austenitické Cr Ni oceli, avšak pouze v podmínkách, kde není rozhodující odolnost vůči korozi [12, 16]. Závěrem je možno říci, že uvedené typy materiálů jsou využitelné v celé škále technického použití, v nichž se jedná o hmotnostní úpravy a je vhodným konstrukčním materiálem pro rotující elementy [7]. 22

31 6. HADFIELDOVA OCEL 6.1. Hadfieldova ocel a její charakteristiky Tento materiál řadíme také mezi oceli s vysokým obsahem manganu, jelikož zastoupení tohoto prvku je cca 11 14%, dále pak obsah uhlíku je okolo 1,2%. Tyto dva prvky, zejména mangan nám významně stabilizuje austenitickou matrici a tím zároveň zajišťuje požadovanou γ strukturu [17]. Z hlediska krystalografie se jedná o strukturu s plošně centrovanou mřížkou FCC. Za normálních podmínek a deformace je zajištěna stabilizace této struktury a nedochází k transformaci na ε martenzit a možno až na α' martenzit. Hadfieldova ocel se vyznačuje dobrou plasticitou, tudíž dobrou houževnatostí, avšak z hlediska pevnostních vlastností a tvrdosti nevykazuje příliš dobré hodnoty. Toto je zapříčiněno pohybem základních prvků a to manganu a uhlíku. Co se týče těchto dvou prvků (manganu a uhlíku), jsou schopny se v austenitické matrici dobře rozpouštět, vyskytovat se v tuhém roztoku a tím zajistit zpevnění matrice [17]. Nejčastějším procesem výroby je odlévání, avšak v litém stavu může docházet při určití rychlosti ochlazování k precipitaci karbidů (typu FeMn 3 )C, které se vylučují na hranice zrn, a proto se provádí tepelné zpracování a to homogenizace struktury rozpouštěcím žíháním, kdy ohřev je na teplotu 1150 C (při této teplotě se nám karbidy rozpustí v austenitu) [17]. Následuje rychlé ochlazení do vody (při rychlém ochlazení potlačíme vyloučení karbidů). Cílem je dosáhnout tuhý roztok, který bude rovnoměrný. U tohoto druhu materiálu nedochází po takto provedeném zpracování k námi požadovaným vlastnostem z hlediska pevnosti resp. tvrdosti, a proto je třeba v místě nejintenzivnějšího namáhání (což je povrchová, těsně podpovrchová vrstva) provést deformační resp. transformační zpevnění austenitické matrice [17]. Zpevnění těchto vrstev je možno realizovat pomocí výbuchu anebo klasickým tepelným zpracováním (kalením) a tím docílit námi požadovanou pevnost v těchto oblastech. Z hlediska použití dochází u tohoto materiálu k různým typům namáhání (např. pojezdy po železničních srdcovkách), a takto může docházet k přehřátí matriálu a poté k jeho ochlazení. V důsledku tohoto procesu se tvoří na povrchu martenzitická struktura, která obsahuje ultra jemná primární zrna až o nanovelikosti [18, 19]. Během namáhání (manipulace, pojezdy, nárazy) je nepřetransformovaná matrice schopna absorbovat velké množství energie, která je částečně rozptýlena, avšak tento stav 23

32 není trvalý a postupným namáháním dochází k tomu, že nám povrchová a těsně podpovrchová vrstva (místa nejvíce namáhána) křehne. Tento stav způsobuje vznik trhlin v těchto oblastech, kde byl austenit přetransformován na martenzit a v podstatě se tento tvrdý, ale křehký martenzit začne vydrolovat [17]. Vydrolování může být také ovlivněno výchozí austenitickou mikrostrukturou, pokud byla jemnější, tak i samotné vydrolování materiálu postupuje pomaleji a do menší hloubky. Tyto defekty, které velmi málo zasahují do hloubky matrice, se mohou určitým způsobem např. pojezdovou manipulací vyválcovat. Pokud k tomuto nedojde, bude dále docházet k vydrolování v přetransformované oblasti do větších hloubek a zároveň bude docházet při pokračující exploataci k postupnému přetransformování austenitické matrice do stále větších hloubek [17]. To bude mít za následek vznik ε martenzitu, který je přechodovým stádiem transformace austenitu na α' martenzit [18, 19]. Tento proces může probíhat až do úplného vyčerpání plasticity austenitické matrice (rovnoměrné deformace) tzn. kompletní transformace γ ε martenzit resp. α' martenzit, kdy tato transformace je schématicky ukázána na obr. 12 a 13, kde je nakresleno austenitické zrno, které se po deformaci transformuje na ε martenzit až po přetransformování na α' martenzit, který vznikne přetnutím pásů (interakcí) desek ε martenzit a na obr 13 a 14 vidíme deformační pásy a přetransformovaný austenit [8, 17]. austenitické zrno desky (laťky) martensitu Obr. 12 Transformace austenitu na ε - martenzit 24

33 austenitické zrno desky (laťky) -martensitu -martensit desky (laťky) -martensitu Obr. 13 Transformace ε mrtenzitu na α' martenzitu Obr. 14 Výskyt deformačních pásů uvnitř austenitických zrn (zvětšení 100x) Obr. 15 Výskyt přetransformovaného austenitu na ε martenzit (zvětšení 100x) 25

34 6.2. Hadfieldova ocel a její vlastnosti Materiály tohoto typu se vyznačují poměrně dobrou plasticitou a houževnatostí, ale také tažností, dobrými antikorozními vlastnostmi. Je také velmi odolná vůči abrazivnímu opotřebení (tj. oddělování částí opotřebovaného tělesa volnými tvrdými částicemi), je také odolná vůči rázům, ale je těžko obrobitelná. Chemická konstituce je založena na vysokém obsahu manganu, a tudíž je matrice tohoto materiálu nemagnetická [6]. Zmíněné vlastnosti jsou odvislé nejen od chemického složení, které je uvedeno v tab. 2, ale také od mechanických vlastností jejichž hodnoty jsou uvedeny v tab. 3. Tab. 2 Chemické složení Hadfieldovy oceli chemický prvek C Mn Si Cr P S [%] obsah 1,1 1,2 11,0 13,5 0,7 0,7 1,2 max. 0,09 max. 0,05 Tab. 3 Mechanické vlastnosti Hadfieldovy oceli vlastnosti mez kluzu mez pevnosti tažnost A 5 tvrdost HB hodnota 392 MPa 883MPa 40% Použití ocelí typu Hadfield Materiál tohoto typu je velice uznávaným a používaným materiálem v oblasti strojírenského průmyslu, ale nejen tam. Během několika let prošla tato ocel určitými změnami a její použití je stále časté. Kromě strojírenského průmyslu najde tato ocel uplatnění také v kolejové dopravě (srdcovky, kolejové a tramvajové výhybky) a pro výrobu komponent jako jsou zuby lžic bagrů, čelisti drtičů, části strojů, které musí být odolné proti abrazivnímu opotřebení, dále se hodí pro výrobu pancíře pokladen, pro lisy, které mají využití na vrakovištích aut. 26

35 7. PRAKTICKÁ ČÁST TRIPLEX Pro studium byly laboratorně vyrobeny dvě vysokomanganové slitiny. Byly připraveny dva vzorky označené 1 a 2 o odlišném chemickém složení, které je uvedeno v tab. 1. Na začátku procesu byl materiál odlit do ingotu o rozměrech 20x30x170 mm, následovalo ohřátí materiálu na teplotu 1100 C a z této teploty se dále provedlo válcování na válcovací trati TANDEM VŠB. Tab. 4 Koncepce chemického složení vysokomanganových slitin slitina Mn Al C Fe obsah v hmotnostních % vzorek ,2 vyvážený vzorek ,6 0,7 vyvážený Před každým lichým dvojprůchodem (lichý a sudý průchod) se z celkových pěti ohřevů provedl dohřev na teplotu 1100 C při výdrži na této teplotě cca 1 1,5 min. Při prvním úběru byla redukce 5%, při dalším byla redukce 13% a poté 20%. Získaný materiál byl rozdělen na dvě části a následně válcován průchody 2x sudý a 2x lichý z teploty 1100 C, kdy finální tloušťka byla 1,9 mm [21]. Teplota doválcování odpovídala 900 C a poté byl materiál ochlazován na vzduchu. Rychlost ochlazovaní byla 11 C/s. Po tomto zpracování válcováním za tepla byla měřena tvrdost HV 30 (MCO TEST M1CO1), dále pak mikrostrukturní parametry, jimiž jsou velikost zrna, a to využitím lineární metody, dle normy ČSN EN ISO 643, což odpovídá normě ČSN , dále objemový podíl feritu v základní austenitické matrici, kdy toto měření bylo realizované za pomoci mikroskopu OLYMPUS X70. Vzorky pro metalografický rozbor byly leptány v roztoku glycerínu, HF, HNO 3 a HCl anebo ve vodném roztoku CuCl 2, HCl a líhu. 27

36 Následovalo hodnocení obsahu Al v austenitické matrici a ve feritu pomocí přístroje SEM JEOL JSM 6490 LV s vybavením energiově disperzního analyzátoru EDA OXFORD INCA ENERGY 350 [21]. Po tomto válcování následoval proces stárnutí za teploty 500 C při 6 a 30 minutách. Dále byla věnovaná pozornost karbidické precipitaci, která byla sledovaná pomocí RTG přístroje DRON za použití radiace (Co) kα a nakonec měřila tvrdost materiálu po válcování a také po stárnutí [22] Výsledky a analýza Vzhled mikrostruktury je možné vidět na obr.16 a 17, které nám ukazují, že mikrostruktura slitiny u vzorků po odlití v centrální oblasti ingotu je kolumnární (sloupcovitou) strukturu a také v malém měřítku jsou přítomny nízké obsahy mikroporezit, které jsou po válcování spojeny. Obr. 16 Mikrostrukturní snímek vzorku 1 28

37 Obr. 17 Mikrostrukturní snímek vzorku 2 Dále pak na obr. 18 a 19 jsou znázorněny mikrostruktury vzorku 1 a 2 po válcování za tepla. Na obou obrázcích je možné vidět odlišný charakter, avšak u obou vzorků je základní FCC struktura částečně rekrystalizovaná. Obr. 18 Struktura vzorku 1 po válcování za tepla 29

38 Obr. 19 Struktura vzorku 2 po válcování za tepla Již zmíněný odlišný charakter je v obsahu δ feritu, kdy u vzorku 1 je obsah tohoto feritu 7,5% a u vzorku 2 je jeho obsah 2,5%, kdy tento obsah úzce souvisí s rozdílným procentuálním zastoupením Al u obou vzorků z čehož vyplývá, že při vyšším obsahu Al se nám zvyšuje obsah δ feritu jak je také vidět ze vzorku 1. Při použití řádkovacího elektronového mikroskopu (SEM) a analyzátoru EDA byly měřeny obsahy Mn a Al v autenitické matrici a ve feritických zrnech, ve kterých byl obsah Al až 14%, což znamená vyšší objem až 1,2x než vykazovala celková chemická analýza, kdy pro materiál se vzorkem 1 byl zjištěn obsah Al na průměrné úrovni 12% a u Mn to z hlediska průměrné úrovně bylo cca 24%, jak je uvedeno v tab 1. V těsné blízkosti feritických zrn vykazovala austenitická matrice ochuzení o Al. Po válcování za tepla byla velikost zrna u vzorku 1 v rozsahu 1 13 μm a v průměru to bylo cca 5 μm, zatímco velikost zrna u vzorku 2 ležela v rozsahu 2 20 μm a zde byla průměrná hodnota 7 μm. Dále následovalo měření tvrdosti HV30. U materiálu 1 ležela tvrdost v rozsahu HV30 a v průměru to bylo cca 432 HV30. U materiálu 2 myla minimální hodnota 290 HV 30 a maximální 316 HV30, v průměru to bylo 305 HV30. 30

39 (110) k(200) Intenzita RTG difraktogramu k(111) Následovalo válcování za tepla a poté byl vzorek 2 daného materiálu podroben procesu stárnutí za teploty 500 C při 6 a 30 minutách. Při kratší době stárnutí (6 minut) a pomocí světelné mikroskopie nebyla pozorován žádná přítomnost karbidů, ale byla zde naměřena tvrdost 330 HV30, což činilo nárůst tvrdosti o 9,2%. Toto dokazuje, že došlo k precipitaci k karbidů o nano velikosti v matrici. Tento jev byl také potvrzen pomocí RTG analýzy, ze které vyplynulo, že vedle silné reflexe roviny γ{111} se vyskytovaly reflexe k karbidu {111} jak ukazuje obr. 20. (111) (200) ( ) Obr.20 Omezený (zkrácený) difrakční diagram RTG Reflexe k karbidů jsou velice blízké reflexím austenitu, obr. 20 ukazuje 3 charakteristické reflexe koexistujících fází, a to FCC austenitu, feritu a stop k karbidů. Reflexe k karbidů jsou v těsné blízkosti reflexi FCC matrice, což potvrzuje koexistenci k karbidů s uspořádanou strukturou [23]. Delší čas prodlevy (30 minut) při procesu stárnutí po již zmiňovaném válcování (na obr. 21 je možné vidět strukturu materiálu) způsobil precipitaci hrubších k karbidů, které jsou na hranici pozorovatelnosti, což je možné detailněji pozorovat na obr. 22, kdy k karbidy jsou viděny jako bílé bodíky. 31

40 Obr. 21 Mikrostruktura vzorku 2 po válcování za tepla a po stárnutí za teploty 500 C při 30 min. Obr. 22 Mikrografie vzorku 2 po válcování za tepla a stárnutí při 500 C a 30 min. - detailně s hrubšími k - karbidy 32

41 Tyto karbidy jsou o mikronové velikosti a vyskytovaly se na hranicích feritu a na rozhraní austenit austenit. U vzorku 2, kdy stárnutí probíhalo 30 minut byla naměřena průměrná tvrdost 330 HV30 a byl také naměřen vyšší pík 111 pomocí rentgenové analýzy. Po delší výdrži v procesu stárnutí/30minut odpovídal nárůst tvrdosti o 12% ve srovnání s hodnotami po válcování za tepla, vedle karbidů, které byly o velikosti nm se vytvořily kvaziperiodické karbidy (vznik na hranicích zrn). Následně po 30 minutách stárnutí byla díky světelné mikroskopii pozorována hrubší karbidická disperze, a to na fázovém rozhraní ferit austenit nebo na rozhraní austenit austenit. Tady je nutné poukázat na to, že u materiálu vzorkem 2 je obsah uhlíku 1,7x nižší a obsah manganu je 1,2x vyšší než u vzorku 1. Díky této skutečnosti je austenitická matrice u vzorku 2 schopna udržet uhlík v tuhém roztoku v průběhu válcování za tepla. Pouze po stárnutí došlo k precipitaci a v materiálu 2 po stárnutí při 30 minutách byl také obsah karbidů mnohem nižší, než u materiálu 1, což je patrné z obr. 23 a 24. Obr. 23 Mikrografie vzorku 1 karbidické částice na hranicích zrn feritu celkový pohled 33

42 Obr. 24 Mikrografie vzorku 1 karbidické částice na hranicích zrn feritu v detailu 34

43 7.2. TWIP Tento typ materiálu byl připravován o dvou různých chemických složeních. Nejprve byla první vysokomanganová slitina koncipovaná na bázi Fe22,3Mn0,5C. Tavba tohoto materiálu byla připravovaná laboratorně a pro výrobu tepla byl použit feromangan o vysoké čistotě. Tavba byla připravovaná pod ochrannou atmosférou argonu a lití bylo realizováno do čtyř tyčí o průměru 16 mm. Dále následovala homogenizace (homogenizační žíhání) s následným režimem: ohřev na 1200 C, výdrž na této teplotě po dobu 4 hodin a následovalo ochlazování do vody. Poté následoval ohřev tyčí na teplotu 1150 C s výdrží 10 minut a následně byly tyče kovány ve dvou krocích na průměr 12 mm. Při každém kroku byla redukce průměru cca 2 mm což odpovídalo deformaci 12,5% a to nám dává celkovou deformaci 25%. Již zmiňované kování bylo prováděno zápustkou a dále bylo provedeno opět žíhání na teplotu 1200 C, aby došlo k homogenizaci struktury. Pro další rozbory a zjišťování byly tyče pojmenovány tak, že první tyč byla označená jako TWIP A a druhá tyč měla označení TWIP B. Tyč označená jako TWIP B byla znovu ohřátá na teplotu 1150 C, při výdrži 3 hodiny a ochlazení bylo provedeno na vzduchu. Další chemická konstituce materiálu TWIP byla na bázi Fe23,1Mn0,73C. Tato tavba byla zpracována také pod ochrannou atmosférou argonu. Zde byla využita plazma s cílem získat čistou slitinu. Tavba byla zpracována do 1 kg ingotu, který byl následně rozříznut, dále byl ohřát ve frekvenční vakuové peci a litý do chladné grafitové kokilky o rozměrech 32x13x300 mm. Zpracování pokračovalo vyžíháním na teplotu 1125 C při 3 h výdrži a ochlazování bylo realizováno na vzduchu, pak byl vyválcován za tepla a v prvním kole bylo cílem zredukovat tloušťku ingotu, kdy válcování se odehrávalo při ohřevu na 1100 C a výdrži 20 minut a poté byl daný do válcovací stolice. Po dvou redukcích byla tloušťka 8 mm. Po prvním válcování byl materiál rozdělen na 4 stejné části a každá byla ohřatá na teplotu 1000 C a znova následoval proces válcování. Tloušťka takto vyválcovaných pásků byla 5,5 6 mm a po novém ohřevu (dohřívací teplota) na teplotu 1000 C a výdrži 1,5 minut byl opět válcován dvěmi redukcemi a finální tloušťka byla 3 mm s celkovou deformací cca 65 %. Takto zpracovaný pásek popisovaného materiálu byl označen jako TWIP C. 35

44 Během procesu byly měřeny válcovací síly a teploty. Válcování bylo realizováno opět na stolici TANDEM VŠB. Dále byly provedeny tahové zkoušky za normálních teplot, pomocí stroje INOVA (max. zatěžující síla byla 20 kn), rychlost příčníku byla mm min pro všechny tři typy zkoumaného materiálu TWIP. V případě válcovaného TWIP C byl pro metalografické šetření vybrán jeden vzorek a u materiálu označeného TWIP A a TWIP B byly odebrány vzorky v podélném směru o délce 15 mm. Tyto vzorky byly použity pro metalografické hodnocení za použití světelné mikroskopie pomocí přístroje SEM vybaveného analyzátorem EDA [24] Výsledky a analýza Výsledky metalografických parametrů a mechanických vlastností jsou uvedeny v tab. 2. Vzorky TWIP A vykázaly relativně rovnoměrnou velikost zrna ve všech příčných řezech, totéž lze říci i vzorcích materiálu TWIP C u nichž navíc nebyly pozorovány rozdíly ve velikosti zrna na povrchu a v centrální části. Z hlediska velikosti zrna u slitiny TWIP A a TWIP B byl zjištěn rozdíl přibližně 68%. Tento rozdíl je spojen s ohřevem a následným ochlazováním, protože TWIP B byl ohříván na teplotu 1150 C a ochlazován na vzduchu, tato skutečnost vedla jak k tomuto procentuálnímu rozdílu tak k poklesu pevnosti u tohoto materiálu jak je možné vidět v tab. 2. U TWIP C bylo pozorováno jemnější zrno než li u slitiny TWIP B. Bylo ovšem překvapivé, že se mikrotvrdosti u těchto dvou materiálů příůiš nelišily, neboť rozdíl byl cca 9%. Ke vztahu k získané hodnotě pevnosti byl rozdíl u těchto dvou slitin 43%. Proporcionalita TWIP B a TWP C, resp. TWIP A je podobná. Tab. 5 Střední hodnoty dosažených metalografických parametrů a mechanických vlastností HV0.2 [-] velikost zrna celk. prodloužení Re [MPa] Rm [MPa] opp/so opp/so [μm] [%] TWIP A 317/301 74/ TWIP B 269/ / TWIP C 266/266 13/

45 Vysvětlivky: opp.oblast pod povrchem so středová oblast Re mez kluzu Rm..pevnost v tahu Mikrostruktura studovaných vzorků je prezentována na obr. 25, 26 a 27. Po deformaci vykazovaly všechny vzorky strukturu s austenitickou matricí (FCC), kde byl vyšší nebo nižší rozvoj deformačních dvojčat [24]. Jak bylo prokázáno pomocí RTG analýzy. Ve všech vzorcích daného materiálu bylo provedeno orientační měření tloušťky deformačních dvojčat, a to pomocí SEM při zvětšení 3000x. Ve vzorku u TWIPu A byla pozorována kratší deformační dvojčata o tloušťce 0,762 μm (vzácně) a 0,950 μm (více frekventovanější), zatímco maximálni tloušťka odpovídala 8,095 μm (vzácně). U vzorku TWIP B byla tloušťka deformačních dvojčat v rozsahu 1,143 5,3 μm a ojediněle se vyskytovaly o rozměru 20 μm. U TWIPu C se pohybovaly tloušťky deformačních dvojčat v intervalu 0,566 0,941 μm. Tyto výsledky souhlasí se způsobem tepelného zpracování a deformačními podmínkami. Za vyšších deformačních podmínek bylo použito rychlejší ochlazení. Došlo ke vzniku tenčích deformačních dvojčat a k jemnozrnné struktury, která se zachovala. Získané výsledky dokazují, že to bylo v souladu s tepelným zpracováním. Hranice deformačních dvojčat korespondují s vysokoúhlovým fázovým rozhraním. To je důvod, proč je také u materiálu TWIP zpevnění větší než u ostatních tomuto materiálu podobných. Zpevnění je způsobeno díky jemným dvojčatům. Jinými slovy, mechanické chování TWIPu je komplexní z hlediska teploty a efektu rychlosti deformace, které ovlivňují soutěž (kompetici) mezi dislokačním skluzem a dvojčatěním. Hranice dvojčat v podstatě reprezentují bariéru pro rozvoj dalších nekomplanárních dvojčat nebo pro dislokační skluz ( u válcovaného materiálu je skluz lepší) [25]. Příspěvek dvojčatění k deformaci se u většiny kovů zvyšuje se snižující se teplotou. Tento fakt může být vysvětlen skutečností, že napětí v důsledku dvojčatění se ve většině materiálů zvyšuje méně rychle se snižující se teplotou než li mez kluzu (kluzové napětí) pro plastickou deformaci vlivem skluzu. Když nastane skluz a dvojčatění dohromady, ale skluz produkuje hlavní část deformace, bude teplota a rychlost deformace dvojčatění překryta konzervativním pohybem (šplhem) Curtze [26]. 37

46 30 m Obr. 25 Mikrostruktura vzorku po deformaci TWIP A v příčném řezu 30 m Obr. 26 Mikrostruktura vzorku po deformaci TWIP B v příčném řezu 38

47 10 m Obr. 27 Mikrostruktura vzorku po deformaci TWIP C v příčném řezu 39

48 7.3. HADFIELDOVA OCEL Pro hodnocení Hadfieldovy oceli byla použita dodaná část poškozené (prasklé) železniční srdcovky. Materiál byl litý, jehož chemická konstituce odpovídala 13% Mn, 1%C s vybalancovaným Fe. Před samotným použitím byl povrch materiálu zpevněn výbuchem. Poškozený materiál vykazoval nízký podíl austenitické matrice. Hlavní složkou byl ε martensit, jak je možné vidět na obr , kde se vyskytují rovnoběžné kluzné pásy, resp. α martensit. Na obr je možné vidět také vysokou hustotu kluzných pásů, které protínají další pásy. Obr. 28 Exploatace povrchu, protínající se kluzné pásy (zvětšení 100x) 40

49 Vyčerpání plasticity probíhalo od povrchu do centrální oblasti. Příklad dosažení stavu blízkého meznímu vyčerpání je dokumentován na obr. 29 nebo na obr. 30, kde došlo k výraznému protnutí deformačních pásů. Tvrdost HV30 byla naměřená v oblasti protnutí pásů a vykazovala hodnotu cca 600 HV30, což svědčí o značném zpevnění matrice. Následně toto zpevnění vedlo k iniciaci defektů při pokračující deformaci vyvíjené na srdcovku. Za těchto podmínek docházelo ke zkřehnutí matrice a tím ke snížení odolnosti proti iniciaci křehkých trhlin. Obr. 29 Detailní ukázka protínajících kluzných pásů (zvětšení 1600x) 41

50 Obr. 30 Ukázka kluzných pásů o vysoké hustotě výskytu (zvětšení 500x) Nabízí se otázka, proč je životnost srdcovek časově limitována. Toto souvisí s faktem, že při exploataci vysokými zatíženími a četností po empiricky zjištěnou dobu schází u daného typu oceli k ukončení trvanlivosti, tj. stabilizování základní austenitické matrice, která postupně vyčerpává plasticitu. Dochází k transformaci nejprve na ε martenzit a posléze, při úplném vyčerpání plastických vlastností, k transformaci na křehký α martenzit, čímž je také ukončena životnost daného odlitku. 42