VYSOKÁ ŠKOLA BÁŇSKÁ TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA FAKULTA METALURGIE A MATERIÁLOVÉHO INŽENÝRSTVÍ STUDIJNÍ OPORA

Transkript

1 VYSOKÁ ŠKOLA BÁŇSKÁ TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA FAKULTA METALURGIE A MATERIÁLOVÉHO INŽENÝRSTVÍ STUDIJNÍ OPORA Název opory/předmětu: Moderní metody tepelného zpracování Autorka: Prof. Ing. Eva Mazancová, CSc. Katedra: Materiálového inženýrství Ostrava 2013

2 Pokyny ke studiu Moderní metody tepelného zpracování Pro předmět Moderní metody tepelného zpracování 2. semestru oboru Progresivní technické materiály navazujícího magisterského studia jste obdrželi studijní balík obsahující integrované skriptum pro kombinované studium obsahující i pokyny ke studiu. 1. Prerekvizity Pro studium tohoto předmětu se předpokládá minimálně absolvování předmětu Nauky o materiálu. 2. Cíle předmětu a výstupy z učení Cílem předmětu je předat studentům širší teoretické i praktické znalosti z vybraných typů tepelného zpracování (dále TZ) jak konvenčních, tak zejména nekonvenčních, které představují moderní přístupy zpracování materiálů a vedou zároveň k nadějným mechanickometalurgickým vlastnostem za ekonomicky výhodných podmínek a příznivých energetických náročností. Po prostudování předmětu by měl být student schopen: - analyzovat fázové přeměny v ocelích v návaznosti na různé typy TZ a ve vztahu k finálním vlastnostem - formulovat efektivní formy TZ, resp. jeho simulace, eventuálně predikovat základní vlastnosti před vlastním procesem zpracování - využít své teoretické poznatky při navrhování úprav TZ, resp. navrhnout ekonomičtější postupy výroby v průběhu tváření materiálů nebo po tomto procesu - aplikovat získané znalosti v technické praxi při výrobě materiálů s vyššími mechanickometalurgickými parametry za ekonomicky i energeticky výhodnějších podmínek než v případě konvenčního zpracování 3. Pro koho je předmět určen Předmět je zařazen do magisterského studia oboru Progresivní technické materiály, studijního programu Materiálové inženýrství FMMI, ale může jej studovat i zájemce z kteréhokoliv jiného oboru, pokud splňuje požadované prerekvizity. Studijní opora se dělí na části kapitoly, které odpovídají logickému dělení studované látky, ale nejsou stejně obsáhlé. Předpokládaná doba ke studiu kapitoly se může výrazně lišit, a proto jsou velké kapitoly děleny dále na číslované podkapitoly a těm odpovídá níže popsaná struktura studijní opory. 4. Doporučený postup při studiu každé kapitoly Autor: Eva Mazancová ii

3 Ve studijní opoře jsou uváděny časy pro studium, ale tyto jsou pouze informativní a závisejí na výchozí úrovni jednotlivého studenta. Navíc, každý student má svůj individuální styl studia, nicméně, níže uvedená pasáž pro doporučený postup při studiu může Vám být nápomocná. Nejprve si pomalu a pozorně přečtěte jednu kapitolu. Dělejte si při čtení poznámky, výpisky, kreslete si grafy a schémata. Po přečtení Vám nemusí být vše jasné. Nenechejte se ale odradit a vraťte se k úvodu dané kapitoly. Prostudujte si zvolna jednotlivé části kapitol samostatně a pokládejte si sami otázky, na které by Vám měl text odpovědět. Po takovémto prostudování celé kapitoly obraťte pozornost na shrnutí pojmů a ověřte si, zda jste schopni na dané pojmy patřičně reagovat, tyto vysvětlit, resp. objasnit jejich význam. Takto byste měli postupovat u všech kapitol a zdárně zvládnout celé penzum látky. 5. Způsob komunikace s vyučujícím Komunikace mezi studenty kombinovaného studia a vyučujícím (garantem předmětu, resp. autorkou opory) bude možná jednak prostřednictvím konzultací (soustředění), tj. 16 hod. za semestr a dále prostřednictvím u (eva.mazancova@vsb.cz) a telefonického kontaktu ( ), s nimiž budou studenti na prvním soustředění seznámeni osobně, společně s informacemi o studijních materiálech, podmínkami pro udělení zápočtu a pro zdárné složení zkoušky z daného předmětu. Pro udělení zápočtu bude nutno vypracovat semestrální projekt na zadané téma z oblasti konvenčního tepelného zpracování, interkritického žíhání bainitických ocelí, multifázových ocelí a z oblasti laserového nebo plazmového TZ, který bude zadán studentům v době soustředění. V případě, že některý student nebude schopen se na soustředění dostavit, bude mu práce zadaná prostřednictvím u. Projekt bude kontrolován vyučujícím do 14 dnů po odevzdání a výsledky budou studentům zaslány prostřednictvím informačního systému VŠB- TU Ostrava. Nebude-li student schopen daný projekt uspokojivě vypracovat, bude mu vyučujícím poskytnuta konzultace z dané problematiky, aby mohl projekt zdárně přepracovat. Pro udělení zápočtu budou studenti, v rámci posledního soustředění, psát zápočtový test. V případě, že student nebude schopen v daném termínu zápočtový test napsat, bude s ním domluven buď osobně anebo prostřednictvím u nebo telefonního kontaktu jiný, náhradní termín. Veškeré informace ke studiu budou pak detailněji se studenty probrány na počátku přímé kontaktní výuky. Autor: Eva Mazancová iii

4 Pokyny ke studiu Obsah ii iv 1. Mechanicko-tepelné zpracování konstrukčních ocelí Základní stádia mechanicko-tepelného zpracování Deformace v oblasti austenitizace doprovázená procesy 5 rekrystalizace 1.3. Deformace v oblasti oitlačené rekrystalizace Deformace v austeniticko-feritické (dvojfázové) oblasti Řízený rozpad austenitické matrice s aplikací zrychleného 12 ochlazování Rozbor vzniku segregačního pásování 17 Literatura 18 Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studiu Použití laserového ohřevu pro tepelné zpracování Laser Základní technické principy laserů Základní členění různých typů laserů Laserová zařízení pro tepelná zpracování kovových 26 materiálů 2.3. Základní vlastnosti laserového záření Analýza parametrů interakce laserového paprsku 30 s kovovým povrchem Difúzní procesy realizované při laserovém tepelné 34 zpracování 2.4. Strukturně fázová analýza různých typů ocelí po tepelném 39 zpracování pomocí laserové expozice Použití laserového tepelného zpracování u jiných typů 42 kovových materiálů Další varianty technické aplikace pomocí laserové expozice Autor: Eva Mazancová iv

5 Technicko-technologická použitelnost laserového 44 zpracování kovových materiálů Literatura 45 Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studiu Použití plasmového ohřevu po tepelném zpracování Plasma Fyzikálně metalurgické charakteristiky zakalené povrchové zóny Faktory působící na dosahované vlastnosti výrazně 54 zpevněného materiálu 3.3. Rozbor vlivu intenzity a délky plasmové expozice Tloušťka ovlivněné zóny po plasmové expozici 57 Literatura 60 Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studiu Elektrický rychloohřev kovových materiálů Základní princip elektrického rychloohřevu Základní technické údaje o elektrickém rychloohřevu Porovnání dosahovaných vlastností po aplikaci elektroohřevu 65 Literatura 69 Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studium 69 Autor: Eva Mazancová v

6 1. MECHANICKO TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ KONSTRUKČNÍCH OCELÍ Členění kapitoly: 1. Mechanicko tepelné zpracování konstrukčních ocelí 1.1. Základní stádia mechanicko-tepelného zpracování 1.2. Deformace v oblasti austenitizace doprovázená procesy rekrystalizace 1.3. Deformace v oblasti potlačené rekrystalizace 1.4. Deformace v austeniticko-feritické (dvoufázové) oblasti 1.5. Řízený rozpad austenitické matrice s aplikací zrychleného ochlazování Literatura Rozbor vzniku segregačního pásování Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studiu Čas potřebný ke studiu: 250 minut Cíl: Po prostudování této kapitoly bude schopni analyzovat tvářecí operace v oblasti austenitu, potlačené rekrystalizace i dvoufázové oblasti; pochopíte princip procesu zrychleného ochlazování navazující na řízené válcování; budete schopni navrhovat tvářecí procesy, které povedou k vyváženým pevnostním a plastickým vlastnostem bez následného tepelného zpracování; budete moci do jisté míry predikovat finální vlastnosti po tvářecích operacích. Autor: Eva Mazancová 1

7 Výklad 1. Mechanicko-tepelné zpracování konstrukčních ocelí Cílem moderního způsobu válcování za tepla je získání rovnoměrné, jemnozrnné struktury o vyšší pevnosti, dobré houževnatosti za snížených teplot a vysoké úrovni svařitelnosti, aniž by se muselo, pokud možno, provádět následně tepelné zpracování. Pro získání optimalizovaných podmínek pro výše uvedené je nutno zachovat určitou vyváženost mezi chemickým složením, podmínkami ohřevu, deformačně tepelnými podmínkami při tváření (válcování), transformačními charakteristikami, včetně dodržení příslušných parametrů rychlosti ochlazování. Jedná se o termomechanický kontrolovaný proces tváření, který tedy nezahrnuje pouze řízené válcování (tváření) za tepla. Obr Schéma procesů probíhajících ve třech teplotních oblastech [1] 1.1. Základní stádia mechanicko-tepeného zpracování Pro popis tohoto způsobu zpracování existuje koncepce tří stádií procesu řízeného válcování, která je schematicky znázorněna na obr Jednotlivá stádia lze rozčlenit do následujících etap: Autor: Eva Mazancová 2

8 a) tváření v oblasti, v níž nastává rekrystalizace austenitické matrice (tváření za vysokých teplot); b) navazující tvářecí operace se realizuje v oblasti, v níž je potlačen rozvoj rekrystalizace; c) tváření se uskutečňuje v heterogenní oblasti tvořené austenitem a feritem (tj. ve dvoufázové oblasti) V prvním stádiu ad a) nastává zjemnění původně hrubého výchozího austenitu účinkem opakovaných deformačních a rekrystalizovaných cyklů, i když po následné fázové přeměněn se obdrží ještě poměrně hrubá feritická zrna, event. i smíšená mikrostruktura, tvořená také hrubým bainitem. Ve stádiu ad b) vznikají deformační pásy v objemu protažených, nerekrystalizovaných austenitických zrn. Ferit nukleuje jak na hranicích primárních austenitických zrn, tak i na deformačních pásech. Konečným efektem je tak výraznější zjemnění finální struktury. Ve stádiu ad c) se realizuje deformační proces v podmínkách dvoufázové austeniticko-feritické mikrostruktury. Deformace nastává nejen v austenitické, nepřetransformované matrici, ale zároveň i ve feritu, spojená se vznikem příslušné substruktury, přičemž ve feritu vznikají subzrna. Mikrostruktura, která vzniká ve stádiu ad b) a ad c), se skládá z rovnoměrných feritických zrn (jakožto produkt rozpadu austenitu na ferit) a z protažených, deformovaných (tvrdých) feritických zrn, která vykazují specifickou substrukturu. Jednou z hlavních, pozitivních charakteristik procesu řízeného válcování je vznik deformačních pásů, které rozdělují jednotlivá austenitická zrna na řadu bloků, resp. pseudo zrn, která představují výrazný nárůst potenciálních míst pro nukleaci feritu. Zrychlené ochlazování, které navazuje na proces válcování za tepla, výrazně působí na změnu dosahované finální struktury. Vliv aplikace zrychleného ochlazování je schematicky znázorněn na obr Je-li válcovací proces ukončen za vysokých teplot (ve vysokoteplotní austenitické oblasti) a realizuje-li se návazné ochlazování na vzduchu, vzniká převážně smíšená mikrostruktura feritu a horního bainitu. Je-li zvolena technika zrychleného ochlazování po doválcování v oblasti omezené, tj. potlačené rekrystalizace austenitu (tj. oblast popisovaná jako ad b)), pak výsledná mikrostruktura oceli (nízkouhlíkové) je tvořena feritem s možností Autor: Eva Mazancová 3

9 disperzně vyloučených ostrůvků perlitu, bainitu i martensitu. Typ feritické struktury a možnost vzniku multifázové struktury ovlivňují pak rychlosti ochlazování z doválcovací teploty, která rovněž v konečné fázi typ mikrostruktury ovlivňuje. Důležité je, že zrychlené ochlazování v dané oblasti potlačuje segregační pásování, které vede k nehomogenitám finálních vlastností matrice, zejména pak plastických. F1 F3 F3 F3 Obr. 1.2 Efekt válcovacího procesu na výslednou strukturu [1] Je-li zvolena technika zrychleného ochlazování po doválcování v oblasti existence dvoufázových mikrostruktur (tj. oblast popisovaná ad c)), pak výsledná mikrostruktura oceli (nízkouhlíkové) je tvořená feritem s výskytem perlitu, event. s nízkým podílem bainitu, vyskytujícím se v pásovaných segregovaných oblastech. Tyto segregační pásy jsou velmi jemné, ale zpravidla velmi husté, jak odpovídá také zjemnění finální matrice. V každém případě po zrychleném ochlazování je mikrostruktura podstatně jemnější a rovnoměrnější než po konvenčním řízeném válcování (i tehdy, když je závěrečný proces tváření uskutečněn v interkritické, tedy dvou fázové oblasti). Segregační pásování zde představuje nehomogenitu finálních vlastností, především plastických, protože každý segregační pás je sice zdrojem Autor: Eva Mazancová 4

10 překážky pro šíření štěpných trhlin v příčném směru, ale ne již v podélném směru, kde jsou zaznamenávány nízké úrovně plastických vlastností Deformace v austenitické oblasti doprovázená preocesy rekrystalizace Cílem deformace v austenitické oblasti, v níž se může uskutečnit rekrystalizace, je dosažení maximálně zjemněné austenitické struktury na základě opakovaných procesů deformace a rekrystalizace. U řízeně válcované oceli se často vyskytuje smíšená feritická mikrostruktura s různou velikostí feritických zrn, což snižuje efektivnost řízeného válcování a vede k určité degradaci hodnot vrubové houževnatosti. Smíšená feritická mikrostruktura je vlastně důsledkem vzniku výchozí heterogenní austenitické mikrostruktury, která je často pozorována např. u ocelí mikrolegovaných např. niobem. Důležitým požadavkem je tedy potlačení vzniku heterogenní výchozí austenitické matrice a dosažení její maximální homogenity a jemnozrnnosti (výchozí stav) před následnou transformací na ferit. Smíšená, tedy heterogenní matrice austenitu vzniká jakožto důsledek lokálního zhrubnutí, podporovaného rozvojem deformačně indukované migrace hranic zrn austenitu, vyvolávané malými úběry (nízkým stupněm deformace) v počátečním stádiu válcování. Vedle koalescence zrn lze uvažovat i vliv dalších procesů: a) abnormální růst zrn během poměrně dlouhé výdrže po deformaci vede ke vzniku heterogenní austenitické mikrostruktury; b) vliv výchozí heterogenní austenitické mikrostruktury vede ke vzniku heterogenně rekrystalizovaného austenitu; c) částečná rekrystalizace buď před následnou deformací (při opakovaných deformačních cyklech) nebo před vlastní závěrečnou fázovou přeměnou Deformace v oblasti potlačené rekrystalizace Cílem deformace, realizované v oblasti, v níž je potlačen rozvoj rekrystalizace, je zvýšení počtu potenciálních míst pro nukleaci feritu v důsledku vzniku deformačních pásů uvnitř objemu protažených, tj. deformovaných austenitických zrn. Obrázek 1.3 sumarizuje transformační charakteristiky a parametry vzniklé mikrostruktury v materiálu deformovaném Autor: Eva Mazancová 5

11 za tepla a při aplikaci následného tepelného zpracování. Základní rozdíl mezi konvenčně válcovanou ocelí za tepla a řízeně válcovanou ocelí je následný 2: a) u konvenčního zpracování se uskutečňuje nukleace feritických zrn výhradně na hranicích zrn výchozího austenitu; b) u řízeně válcovaného materiálu se realizuje nukleace feritu jak v objemu (intragranulárně), tak i na hranicích zrn (intergranulárně). Obr. 1.3 Porovnání vlivu vybraných typů zpracování na finální mikrostrukturu Intenzita feritické transformace je také vyšší na hranicích deformovaných austenitických zrn než na hranicích rekrystalizovaných zrn austenitu. Současně se může nukleační proces uskutečňovat (v případě nerekrystalizovaných, deformačně zpevněných zrn austenitu) i intragranulárně, jak bylo zmíněno již výše. Důsledkem těchto rozdílných nukleačních charakteristik je pak i vznik rozdílných mikrostruktur feritu. Deformační pásy jsou svým nukleačním účinkem ekvivalentní hranicím zrn deformovaného austenitu, takže austenitické zrno rozdělené do bloků deformačními pásy poskytuje více povrchů- potenciálních míst pro následnou transformaci. Rozdíl ve feritické nukleaci u konvenčně za tepla válcované a řízeně válcované oceli je obdobný jako u normalizačně žíhané oceli a kalené oceli. U oceli normalizačně žíhané oceli se uskutečňuje nukleace feritu výhradně na hranicích zrn austenitu, zatímco u kalené oceli jsou výchozí zrna austenitu rozdělena do jednotlivých bloků v důsledku martenzitické fázové přeměny. Autor: Eva Mazancová 6

12 Deformační pásy hrají z hlediska nukleace feritu stejnou roli jako hranice zrn, protože dezorientace mezi sousedními oblastmi u deformačního pásu je vysoká, takže deformační pásy lze pokládat za určitý typ vysokoúhlové hranice 3. Již dříve bylo také zjištěno, že tyto deformační pásy jsou potenciálními místy i pro nukleaci rekrystalizovaných zrn 4. Otázkami deformačních pásů se podrobně zabývali Inagoti a Umemoto 5, 6. Deformační pás se skládá vlastně ze dvou rovnoběžných linií o velmi ostrém kontrastu vzhledem k matrici a vzhledem se blíží žíhacímu dvojčeti. Jeho šířka souvisí s rozštěpením úplné dislokace na parciální a je nepřímo úměrná energii vrstevné chyby matrice. Při tváření za tepla hranice dvojčat ztrácejí svou koherenci a matrice je pak silně deformován. Aby se zachovala kompatibilita deformace mezi hranicemi dvojčat, musí se matrice v jejich okolí silně deformovat, takže zde může pak probíhat přednostní nukleace feritických zrn. Oblasti matrice v okolí hranice zrn jsou také silně deformovány, aby se i zde zachovala deformační kompatibilita. Obr. 1.4 Závislost velikosti feritických zrn na efektivním povrchu austenitických zrn [1] Na obr. 1.4 jsou schematicky zobrazeny vzájemné vztahy mezi dosahovanými rozměry feritických zrn a efektivním povrchem zrn austenitu, které zahrnují jak hranice austenitických zrn, tak i deformační pásy v deformované austenitické matrici a povrchy v rekrystalizované austenitické matrici. Autor: Eva Mazancová 7

13 Vzniklá feritická zrna jsou mnohem jemnější, vzniknou-li ve výchozí deformované austenitické matrici, než rekrystalizovaného austenitu, a to i v takovém případě, že efektivní povrch austenitických zrn je stejný. Toto experimentální zjištění lze spojit s vyšší četností nukleace feritu na hranicích zrn v deformovaném materiálu než v rekrystalizovaném a s tvorbou vzniku feritických zrn v objemu deformovaného austenitického zrna, jak je schematicky znázorněno v obr Obr. 1.5 Závislost velikosti zrna feritu na velikosti výchozích zrn matice austenitu [1] Pozitivní účinek řízeného válcování na zjemnění feritických zrn v zásadě souvisí s vyšší nukleační účinností hranic zrn (vztaženo na jednotku plochy povrchu hranic zrn austenitu), která jsou místy silné lokální deformace. V tomto směru se pak projeví rozdílná účinnost hranic zrn rekrystalizovaného a deformačně zpevněného austenitu a u rekrystalizovaných zrn austenitu lze předpokládat, že hranice zrn nejsou místy lokalizované deformace. Úroveň nukleační intenzity feritu je možno shrnout do následné hierarchie: a) hranice zrn austenitu jsou potenciálními místy feritické nukleace, přičemž hrany autenitických zrn jsou preferenčními místy, tedy četnější nukleace feritu se realizuje na hranicích zrn deformované austenitické matrice; b) hranice dvojčat vzhledem i nízké energii nelze pokládat hranice koherentních dvojčat za vhodná nukleační místa. V případě intenzivní deformace v teplotní oblasti odpovídající potlačení rozvoje rekrystalizace austenitické matrice, vznikají Autor: Eva Mazancová 8

14 v okolí hranic dvojčat silně deformované oblasti, v nichž se uskutečňuje nukleace feritických zrn; c) deformační pásy lze je pokládat za efektivní místa pro nukleaci feritu. Jejich nukleační efektivnost není ale stejná, pravděpodobně v důsledku jejich značně proměnného energetického potenciálu. Deformační pásy o vyšší energii ( výše energetické deformační pásy ) souvisejí s vyšším stupněm deformace austenitické matrice (aplikace vyšší deformace při válcování). Je možno předpokládat, že rozvoj zotavovacích procesů (zotavení dislokační substruktury) v oblastech ležících mezi deformačními pásy silně omezuje intenzitu nukleačních procesů (vznik feritických zrn) v austenitu; d) částice druhé fáze nukleace feritu je často pozorována i na fázovém rozhraní nerozpuštěných precipitátů, jako karbidů, nitridů, karbonitridů atd.; e) hranice subzrn jednoznačný mikroskopický důkaz o nukleaci feritu na hranicích subzrn, vznikajících při zotavení matrice, je velmi obtížné získat, ale poměrně častý vznik feritu uvnitř austenitických zrn bez detekovatelné přítomnosti částic druhé fáze nebo deformačních pásů lze reálně interpretovat jako projev tohoto procesu, resp. účinku hranic subzrn. Účinnost nukleace feritu v deformované austenitické matrici je závislá na stupni deformace před fázovou přeměnou austenit-ferit (finální deformace). Na obr. 1.5 je uvedena závislost velikosti feritických zrn na velikosti výchozího zrna austenitu, jak byla tato stanovena u oceli mikrolegované niobem pro různé úrovně finální deformace s rychlostí ochlazování z doválcovací teploty 0,2 C.s -1. Jak plyne z daného obrázku, při prezentované velikosti zrn austenitu se feritické zrno zjemňuje se vzrůstající úrovní finální deformace. Z toho lze usuzovat na významnou roli vysoké lokalizované energie u hranice zrna, stejně jako samotné hranice zrn, které hrají významnou úlohu při kontrole velikosti zrn feritu. Výše uvedený rozbor ukázal v deformovaném austenitu přednostní nukleaci na hranicích zrn, hranicích dvojčat a deformačních pásech. Z těchto potenciálních míst hranice zrn pak představují nejefektivnější pozice pro nukleaci feritických zrn. Vysoká nukleační intenzita hranic zrn souvisí s vysokou energií hranic zrn a s tím i požadavek, aby zrna výchozí austenitické matrice byla co nejjemnější a s výskytem četných deformačních pásů je možno tak dosáhnout velmi jemné feritické mikrostruktury. Autor: Eva Mazancová 9

15 Na obr. 1.6 jsou schematicky zobrazeny deformační pásy (jejich rozdělení) po deformaci v oblasti potlačení rozvoje rekrystalizačních procesů a lze z něj vyčíst následující sled procesů: 1) První odpovídá jemnozrnné rekrystalizaci a následné silné deformaci matrice; 2) Druhý odpovídá stavu po opakovaném ohřevu austenitu a jeho deformaci; 3) Třetí pak odpovídá rekrystalizovaným zrnům smíšeného typu vzniklých koalescencí zrn a jejich následnou deformací. Obr. 1.6 Schematické zobrazení deformačních pásů v oblasti potlačené rekrystalizace [1] Deformační pásy nejsou vždy rovnoměrně rozděleny v matrici, např. některá zrna, která nejsou příznivě orientována pro vznik deformačních pásů, neobsahují ve svém objemu žádné anebo pouze omezený počet deformačních pásů. Střední vzdálenost mezi efektivními hranicemi, které zahrnují jak hranice zrn austenitu, tak i deformační pásy, je podstatně menší u jemnozrnné mikrostruktury než v mikrostruktuře tvořené hrubými zrny, vzniklými např. koalescenčním procesem. Z obr. 1.6 lze dále odvodit, že nejvhodnější pro dosažení rovnoměrné a jemnozrnné feritické matrice je vycházet z rekrystalizované jemnozrnné a rovnoměrné austenitické matrice, která je následně deformována v oblasti potlačené (omezené) rekrystalizace Deformace ve dvoufázové austenitcko-feritické oblasti Deformací ve dvoufázové austeniticko-feritické oblasti lze dosáhnout zvýšení zvýšení pevnostních charakteristik, hlavně pevnosti v tahu. Oceli deformované ve dvoufázové oblasti mají mikrostrukturu tvořenou rovnoosými (měkkými) feritickými zrny se specifickou Autor: Eva Mazancová 10

16 substrukturou. Charakter tzv. tvrdých zrn je odlišný, a to v závislosti na stupni zotavení, od rekrystalizovaných až po silně deformovaná feritická zrna. Tato struktura se pak chová jako v případě dvoufázových ocelí, u nichž je úroveň pevnosti závislá na objemovém podílu tvrdých zrn a na poměru tvrdosti tvrdých a měkkých zrn. Na obr. 1.7 je uvedena závislost mezi dosahovanou úrovní pevnosti a celkovou deformací feritu, která byla stanovena u mikrolegované oceli s přísadou niobu a po její deformaci ve dvoufázové austeniticko-feritické oblasti. Dosahovaná úroveň pevnosti lineárně roste s deformací feritické matrice. Stanovit nárůst meze kluzu pomocí jednoduchých vztahů je obtížné, protože tato hodnota je ovlivněna řadou faktorů, jako je objemový podíl feritických zrn, poměr tvrdosti tvrdého a měkkého feritu, hustota mobilních dislokací atp. Deformace ve dvoufázové oblasti působí na dosahovanou úroveň houževnatosti dvěma způsoby: a) vznikem textury b) vyvolává mikrostrukturní změny Jak je známo, po válcování za tepla ve dvoufázové oblasti vzniká krystalografická textura, která je výraznější, čím je vyšší úroveň deformace a čím vyšší je obsah deformovaného feritu. Vytvářejí se dva typy textur: 1) 110 rovnoběžný se směrem válcování 2) 001 kolmý na směr válcování Textura typu ad 1) vyvolává vznik anizotropie, zatímco druhý typ textury ad 2) přispívá k rozvoji náchylnosti ke křehkému porušení, např. po tloušťce vývalku (např. plechu), což následně přispívá k efektům delaminace (tj. ke snížení kohezní pevnosti ve směru tloušťky). Vývoj delaminace se sice projeví snížením přechodové teploty v podélném i příčném směru při současném poklesu houževnatosti ve směru tloušťky. Lze tedy konstatovat, že delaminace vlastně působí příznivě na dosahovanou úroveň nízkoteplotní houževnatosti v podélném i příčném směru, ale má negativní dopad na houževnatost ve směru tloušťky produktu. Lze konstatovat, že deformovaný ferit se mění v rekrystalizovanou, jemnozrnnou strukturu anebo v zotavenou feritickou matrici, resp. nezotavený ferit, deformačně zpevněný, a to v závislosti na stupni rozvoje restauračních procesů. Houževnatost je za snížených teplot Autor: Eva Mazancová 11

17 zlepšena vznikem rekrystalizované, jemnozrnné mikrostruktury, ale není pozorována změna v případě vzniku subzrn, jakožto důsledek rozvoje zotavovacího procesu. Silná degradace hodnot houževnatosti je zaznamenána v případě výskytu nezotavených feritických zrn. Shrnou-li se vlivy jednotlivých faktorů, působících na dosahovanou úroveň vrubové houževnatosti, pak lze predikovat přechodovou teplotu (T t ) v podélném, resp. příčném směru pomocí níže uvedeného výrazu [1]: T t = -.d -1/2 + T text -.n s + k 1 ( ph + k 2 /k 1. dh + k 2 /k 1. sub ) (1) kde d je velikost zrna feritu, T text prezentuje příspěvek k přechodové teplotě vyvolaný účinkem vývinu textury, n s je počet delaminací (oddělení materiálu v tloušťce), ph představuje zpevnění vyvolané precipitačními účinky, dh je dislokační zpevnění, sub vyjadřuje zpevnění vyvolané příspěvkem vzniklých subzrn a,,, k 2, k 1 a k 3 jsou konstanty. Čtvrtý člen v rov. (1) vpravo.n s a poslední člen mají silný vliv na přechodovou teplotu. Je-li příspěvek k přechodové teplotě vlivem členu dh v rov. (1) silnější než vlivem delaminace, pak transitní teplota roste a naopak, je-li příspěvek delaminace větší než dislokační zpevnění, pak přechodová teplota se snižuje Řízený rozpad austenitické matrice s aplikací zrychleného ochlazování V návaznosti na výše diskutované chování oceli a při splnění metalurgických zásad, je možno pokládat za efektivní aplikaci zrychleného ochlazování (ACC) z doválcovací teploty, které navazuje bezprostředně na kontrolovaný proces tváření (CR). Při dané variantě zpracování lze dosáhnout vysoký stupeň homogenity mikrostruktury, která pak vykazuje nejen rovnoměrné mechanické vlastnosti ve všech směrech, ale také i např. vysokou odolnost proti vodíkovému zkřehávání a vede k potlačení vzniku segregačního pásování. Při konvenčním zpracování, tj. při použití pouze kontrolovaného procesu tváření s následným ochlazováním na vzduchu, je nutno velmi často provádět vícenásobné tepelné zpracování, aby se redukovalo, resp. eventuálně eliminovalo segregační pásování, které bylo již diskutováno z části výše. Toto nepředstavuje moderní přístup k problému a nese s sebou Autor: Eva Mazancová 12

18 pouze finanční náklady a nejisté výsledky. Na obr. 1.7 je prezentována (v generálním pohledu a v detailu) mikrostruktura, která vykazuje spolehlivou odolnost vůči vodíkovému zkřehávání a zároveň vysokou úroveň pevnostních vlastností se současně příznivou houževnatostí. Daná mikrostruktura je tvořena v převážné míře (cca 80 %) jemným intragranulárním acikulárním feritem, který díky specifickému vzájemnému zablokování latěk vykazuje nejen příznivou houževnatost, ale i vodíkovou odezvu 7. Výplň je v důsledku finálního ochlazování na vzduchu perlitická. THE ANALYSIS OF MICROSTRUCTURE CHARACTERISTICS INCREASING THE RESITANCE OF SOUR GRADE STEEL TO HYDROGEN EMBRITTLEMENT Obr. 1.7 Vzhled mikrostruktury mikrolegované, nízkouhlíkové oceli po aplikaci CR a ACC [7] Závěry dřívějších prací věnovaných problematice vodíkové křehkosti 7-10 ukazují, že při technologii ACC je nutno dbát na splnění celé řady přísných zásad, které vycházejí z fyzikálně metalurgických požadavků na řízené zvládnutí tohoto procesu. V této souvislosti vyplynula nezbytnost dodržovat úroveň teploty nejen na počátku, ale i na konci ACC a zároveň i úroveň rychlosti ochlazování mezi počátkem a koncem ACC. V úvodu zrychleného ochlazování z teploty nižší než je teplota Ar 3 7 se sice dosáhne zvýšení houževnatosti, v porovnání s konvenčními podmínkami, avšak ve středových částech plechů se ještě zachová různě vyvinutá pásová mikrostruktura. S tím pak souvisí potenciální možnost náchylnosti k vodíkové křehkosti. Je-li počátek ACC posunutý do oblasti teplot ležících nad Ar 3 (alespoň okolo 15 C), tehdy je možno dosáhnout potlačení škodlivého pásování (pochopitelně při splnění základních metalurgických zásad uvedených v předcházející části předloženého rozboru) 7, 11. Za těchto podmínek vzniká homogenní mikrostruktura, která je tvořena rovnoměrným rozdělením oblasti feritu a bainitu v matrici, což vytváří ideálnější podmínky pro rozdělení atomů vodíku. Autor: Eva Mazancová 13

19 Obrázek 1.8 demonstruje různé varianty ochlazování po tváření. Jako nejpříznivější způsob ochlazování lze pokládat variantu označenou F2 s majoritním podílem chaotické mikrostruktury acikulárního feritu, bez škodlivého pásování 1. Obr. 1.8 Schématické znázornění válcovacích procesů vedoucích k různým typům finální mikrostruktury [7] Na dosahovanou úroveň houževnatosti i vodíkovou odezvu má vliv i teplota zastavení ACC. Za optimální se pokládá teplota, která se pohybuje okolo 500 C 1, 11. Tento počátek teploty ochlazování je dán jednak požadavkem na potlačení vzniku perlitu, jednak má zabránit (při úplném ochlazení) vzniku martensitu nebo bainitu, protože oba prezentují tvrdé složky, které přispívají k méně příznivé úrovni houževnatosti 7. Jak plyne z dosavadních zkušeností, zvolená rychlost ochlazování ovlivňuje při ACC dosahovanou úroveň houževnatosti, a tedy i vodíkovou odezvu 7. Při rychlosti, která nepřesahuje 10 C/s, Autor: Eva Mazancová 14

20 nedochází obvykle k úplnému potlačení vzniku pásové mikrostruktury, a proto se doporučuje dosažení rychlosti ochlazování okolo 15 C/s až 30 C/s, a to např. u plechů o tloušťce 16 až 20 mm 10, 11. Základní principy, které byly výše popsány a zároveň shrnuty do schématu, v němž jsou obsaženy i procesy ACC a ochlazování na vzduchu, byly již dříve prezentovány v pracích 7, 8. V poslední době se však vyskytují komplexněji koncipované návrhy, které v daném procesu mechanicko-tepelného zpracování využívají zařízení, která používají opakovaných procesů zrychleného ochlazování vývalků. V daném případě lze charakterizovat následující nosné etapy: a) austenitizace oceli (bramy), včetně zajištění rozpuštění vyloučených karbidů mikrolegujících přísad v matrici b) hrubé válcování, které vede k jemnozrnné, rekrystalizované austenitické struktuře c) válcování v oblasti potlačené rekrystalizace zajistí zpevnění matrice d) závěrečné tváření uvedené na obr. 1.8 pro variantu F2 je ukončeno těsně nad teplotou Ar 3, za nímž následuje zrychlené ochlazování do oblasti 500 C, aby se zabránilo vzniku nepříznivého pásování. Následné ochlazování lze pak realizovat již na vzduchu. Využití mikrostruktury acikulárního feritu nabízí dosažení zvýšené pevnosti při zachování požadované úrovně houževnatosti. Vznik acikulárního feritu je spojen se dvěma transformačními procesy, jako je tomu u bainitu, a to směsí difúzního procesu (difúze uhlíku) a displacivní (smykovým mechanismem) transformace desek (latěk). Počátek této transformace leží na úrovni vzniku horního bainitu, ale mechanismus vzniku se zásadně odlišuje. Na rozdíl od bainitu je acikulární ferit nukleován intragranulárně v objemu zrn austenitu na vhodných typech nekovových inkluzí nebo precipitátech. Daný mechanismus vzniku acikulárního feritu vede k nukleaci desek (latěk) acikulárního feritu různě orientovaných v návaznosti na inkluze, resp. precipitáty. Ve svých důsledcích to znamená zvýšenou dezorientaci mezi deskami (laťkami) acikulárního feritu, která je charakterizována krátkými jednotkovými volnými dráhami pro rozvoj štěpných trhlin (dáno vyšší dezorientací mezi deskami, případně laťkami), zatímco u bainitu je vyšší úroveň dezorientace dosahována pouze mezi jednotlivými bainitickými paketami. Tyto jsou tvořeny souborem prakticky Autor: Eva Mazancová 15

21 rovnoběžných desek (latěk), obvykle iniciovaných na hranicích zrn. Podle některých údajů odpovídá volná dráha pro rozvoj štěpných trhlin u acikulárního feritu okolo 3 až 5m, zatímco u bainitu volné dráhy dosahují mezi paketami hodnoty cca 15 až 20m 1, 7. bainit bainit Zrna austenitu Transformační produ produkty Desky AF IDF M/A Inkluze Perlit paketa Paketa Alotriomorfní ferit (ATF) IDF=idiomorfní ferit, AF=acikulární ferit, M/A= martensit/austenit Obr. 1.9 Schematické znázornění produktů austenitické transformace a jejich rozdíly[7] deviace Obr Schematické znázornění šíření štěpné trhliny v acikulárně feritické mikrostruktuře [7, 9] Navíc v mikrostruktuře s acikulárně feritickou matricí převládá mezi deskami vysokoúhlové fázové rozhraní, zatímco tento typ rozhraní v případě bainitu byl zaznamenán pouze mezi jednotlivými paketami a mezi deskami (laťkami) bainitu, které představují vyšší objemový podíl v matrici, pouze nízkoúhlové fázové rozhraní. To znamená, že u Autor: Eva Mazancová 16

22 mikrostruktury tvořené AF je podstatně vyšší odolnost proti rozvoji štěpných trhlin. Tato tendence se zachovává i z hlediska odolnosti proti škodlivému účinku vodíku 1, 9. Schematické znázornění transformace austenitu na bainitu, acikulárního feritu a další možné produkty znázorňuje obr , 7, 9. Z obr je patrné šíření štěpné trhliny v mikrostruktuře s majoritním podílem acikulárního feritu Rozbor vzniku segregačního pásování Vznik mikrostruktury tvořené perlitickými pásy souvisí s heterogenním rozdělením uhlíku v matrici. Tento typ mikrostruktury je pozorován v případě ochlazování vývalků na vzduchu, čemuž odpovídá i průměrná rychlost ochlazování okolo 0,5 až 1,0 C/s. Ve výchozím stavu matrice se předpokládá pouze rozvoj segregace Mn, zatímco v případě C pouze jeho rovnoměrná distribuce. Vzhledem k silné segregaci Mn, která se pohybuje obvykle okolo 50% a v krajním případě až dokonce 70%, dochází v různě nesegregovaných oblastech k rozdílu teplot Ar 3 až o 50 C 1, 7. Tomuto rozdílu pak odpovídá (při rychlosti ochlazování 0,5 C/s) časový rozdíl v počátku rozpadu austenitu na ferit t až 100s. Za předpokladu, že rozpad austenitu na ferit je řízen difúzí uhlíku v austenitu, pak šířku vzniklých feritických oblastí (F) v čase -t- lze vyjádřit následovně: F =.t 1/2 (2) kde prezentuje tzv. Zenerovu parabolickou konstantu růstu, která je daná následujícím vztahem: = D 1/2 (C e C 0 ) / (C e C e ) 1/2. (C 0 C e ) 1/2 (3) kde D je difúsita uhlíku v austenitu, C 0 odpovídá výchozí koncentraci C v oceli a C e a C e prezentují rovnovážné koncentrace uhlíku v austenitu, resp. ve feritu na fázovém rozhraní austenit ferit 6, 11. Při řešení podmínek rozpadu austenitu v segregované zóně a v nesegregované oblasti matrice se vychází z tzv. para rovnovážných podmínek. V nich není zahrnuta redistribuce substitučně rozpuštěných prvků při dané fázové přeměně (v daném případě Mn). Za Autor: Eva Mazancová 17

23 předpokladu jednosměrného difúzního toku C a při výše uvedeném rozdílu teplot Ac 3 a době t = 100s, šířka feritické oblasti odpovídá zhruba 36 m. Při výpočtu bylo uvažováno se střední hodnotou Ar 3 v segregované i nesegregované zóně na úrovni 700 C. V souladu s uvažovaným modelem 1, 7, 11 se uvažuje, že atomy uhlíku jsou vytlačovány z feritických oblastí o výše uvedené šířce, tj. 36 m, do sousedních segregačních zón. Tyto redistribuční procesy C se uskutečňují při ochlazování na vzduchu. Při použití některé varianty ACC (samozřejmě za předpokladu splnění požadavku o dostatečné rychlosti ochlazování) nedochází ke změně v rozdělení C v základní matrici. Důsledkem je potlačení rozsáhlého vzniku martensitu, případně spodního bainitu v segregačních oblastech, jak již bylo zmiňováno výše. Matrice je pak tvořena rovnoměrnými feritickými zrny s malými meziferitickými oblastmi bainitu. Jak vyplývá z výše diskutovaných výsledků na odolnost proti vodíkovému zkřehávání, může se na něm výrazně podílet i vznik acikulárního feritu v základní matrici, jakožto dominantní mikrostruktuní fáze. Na vzniku acikulárního feritu se podílí jednak vhodná volba sledu dílčích deformačních procesů, které jsou spojeny s rekrystalizací i bez ní (za nižší teploty), jednak existence vhodných nekovových inkluzí. Tyto působí jako potenciální nukleační místa při současném splnění podmínek jako je vysoká jemnozrnnost inkluzí (o velikosti zhruba 0,5 až 3m) a příznivá energie fázového rozhraní inkluze versus acikulární ferit. To znamená, že v daném případě je energie fázového rozhraní natolik snížena, že převládne nad nukleačním potenciálem fázového rozhraní austenit acikulární ferit 7, 11, 12]. LITERATURA 1 MAZANCOVÁ, E., MAZANEC, K. Moderní metody tepelného zpracování (vybrané kapitoly). Skripta, ES VŠB-TU Ostrava, TANAKA, T. Internat. Metallurgical Reviews, 26, 1981, QU, S., ZHANG, P., WU, S.D., ZANG, Q.S., ZHANG, Z.F. Skripta Materialia, 59, 2008, INOKUTI, Y., DOHERTY, R.D. Acta Metallurgica, 26, 1978, INAGATI, M. Trans ISIJ, 23, 1983, 775. Autor: Eva Mazancová 18

24 6 ÜMEMOTO, M., OTSUKA, H., TAMURA, I. Trans. ISIJ, 24, 1983, MAZANCOVÁ, E. Výzkum vlivu metalurgicko-technologických faktorů na vlastnosti vysoko pevných plechů jakosti X52 až X70 pro kyselá a nekyselá prostředí. Závěrečná zpráva projektu event. č. FI-IM3/159, Ostrava-Poruba, MAZANEC, K., MAZANCOVÁ, E. Physical metalurgy of thermomechanical treatment of structural steels. The 1st. Ed. Cambridge Int. Sci. Publishing, 1997, ZHAO, M.C., SHAN, Y.Y., XIAO, F.R., YANG, K. Mater. Sci. Tech., 19, 2003, GARCIA-MATRO, C., CORNIDE, J., CAPDEVILA, C., CABALLERO, F.G., GARCIA DE ANDR0AS, C. Acicular ferrite transformation under the influence of V precipitates. In proc. of New developments on Metalurgy and Applications of High Strength Steels. Asoc. Argentina de materiális. Buenos Aires, 2008, MAZANCOVÁ, E. Hutnické listy, 54, 2001, 11-12, MAZANCOVÁ, E. The thick sheet resistence against hydrogen induced cracking treated under various conditions. In. Sbor. konf. METAL2010, Ed. Tanger, s.r.o. Ostrava, Rožnov pod Radhoštěm, 2010, 471. Shrnutí pojmů kapitoly Na závěr kapitoly jsou uvedeny hlavní pojmy, které byste si měli osvojit. oblast rekrystalizace, potlačené rekrystalizace a dvoufázové oblasti zjemnění mikrostruktury v jednotlivých oblastech potenciální místa pro nukleaci feritu segregační pásování zrychlené ochlazování z teploty nad Ar 3 a pod Ar 3 rozdíly mezi acikulárním feritem a bainitem řízené ovládání transformace feritu a rychlost ochlazování Autor: Eva Mazancová 19

25 Literatura k dalšímu studiu: CAPDEVILA, G., CABALLERO, F.G., GARCÍA-MATRO, C., GARCÍA DE ANDRÉS, C. Met. Mat. Trans. A, 45, 2004, MAZANCOVÁ, E., RUCKÁ, Z., MAZANEC, K. Hodnocení vlivu tepelného zpracování (TZ) na náchylnost oceli k vodíkové křehkosti. In. Sbor. konf. 22. dny tepelného zpracování. Ed. ECOSOND, Brno, listopad 2008, 41. Autor: Eva Mazancová 20

26 2. POUŽITÍ LASEROVÉHO OHŘEVU PRO TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ Členění kapitoly: 2. Použití laserového ohřevu pro tepelné zpracování 2.1. Laser 2.2. Základní technické principy laserů Základní členění různých typů laserů Laserová zařízení pro tepelná zpracování kovových materiálů 2.3. Základní vlastnosti laserového záření Analýza parametrů interakce laserového paprsku s kovovým povrchem Difúzní procesy realizované při laserovém tepelném zpracování 2.4. Strukturně fázová analýza různých typů ocelí po tepelném zpracování Literatura pomocí laserové expozice Použití laserového tepelného zpracování u jiných typů kovových materiálů Další varianty technické aplikace pomocí laserové expozice Technicko-technologická použitelnost laserového zpracování kovových materiálů Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studiu Čas potřebný ke studiu: 380 minut Cíl: Po prostudování této kapitoly budete seznámeni se základními principy laserů a s jejich vlastnostmi; budete schopni se orientovat v typech laserů a jejich možné aplikaci; získáte přehled o vlastnostech ocelí a litin po laserové expozici; pochopíte fyzikálně metalurgické principy interakce laserového Autor: Eva Mazancová 21

27 paprsku s kovovým povrchem; budete schopni posuzovat mikrostrukturní a pevnostní vlastnosti kovových materiálů po laserové expozici Výklad 2. Použití laserového ohřevu pro tepelné zpracování 2.1. Laser Slovo Laser je odvozeno z anglického názvu Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation (zesilování světla stimulovanou emisí záření) - kvantového generátoru světelných paprsků, který sloužil k zesílení světelných vln pomocí stimulované emise záření. Stimulovaná emise byla ale předpovězena již r A. Einsteinem, pozorovaná r R. Ladenburgemem a H. Koppermannem a poprvé využita pro zesilování světla v r sovětským fyzikem W.A. Fabrikantem. LASERy se začaly aplikovat v technické praxi až koncem šedesátých let, hlavně při obrábění kovů (vrtání a řezání). Pomocí této techniky lze řezat extrémně tvrdé materiály, přičemž kvalita řezných hran a použitá rychlost řezání nejsou závislé na tvrdosti takto zpracovávaného (opracovaného) materiálu. Vlastní řez je velmi úzký, stejně jako je možné vyvrtávat pomocí této techniky velmi malé otvory u vysoko tvrdých materiálů. Nově vzniklé povrchy (tj. místa interakce laserového paprsku s kovovou matricí) se vyznačují vysokými mechanickými (pevnostními) vlastnostmi. Jejich podrobnější analýzy fyzikálně metalurgických charakteristik umožnily definovat v této poměrně tenké povrchové vrstvě základní strukturně fázové podmínky jejího vzniku a bylo možno vypracovat základ technologie tepelného zpracovávání kovových povrchů za použití laseru. Daná technika přinesla tak nové možnosti pro technickou aplikaci a vyšší užitné vlastnosti takto zpracovaných materiálů. Každý laser má tři základní součásti: laserové aktivní prostředí probíhá v něm zesilování záření zdroj čerpání pro excitaci aktivního prostředí Autor: Eva Mazancová 22

28 rezonátor tvoří zpětnou vazbu mezi zářením a aktivním prostředím vedoucí ke vzniku laserových oscilací Vybrané souhrnné údaje pro využití extrémních koncentrací energie laserů, jsou uvedeny v tab. 1. V této tabulce jsou uvedeny hustoty energie pro celou řadu energetických zdrojů a hustoty výkonu, které se dosáhnou při rychlém uvolnění lokalizované (nashromážděné) energie. Energie ze všech uvažovaných zdrojů se však musí účelným způsobem transformovat; např. elektrická energie vodiči, chemická mechanicky a svazek elektronů je v hustotě energie omezován vzájemným odpuzováním nabitých částic. Tyto problémy jsou však odstraněny u svazků fotonů, takže při lokalizaci intenzivního laserového záření hustota energie a hustota výkonu dosahují dokonce hodnoty udávané pro jaderný výbuch, jak lze usuzovat z údajů v tab. 1 [1]. Tab. 1 Porovnání energetických zdrojů a jejich výkonů [1] Energetický zdroj Hustota energie [J.cm -3 ] Hustota výkonu [W.cm -3 ] elektrický kondenzátor elektrický výboj chemická výbušnina silnoproudý elektronový svazek jaderná výbušnina intenzivní laserový svazek anihilace hmoty [10g.cm -3 ] Nejvýkonnější lasery dosahují hustoty energie cca 1000 x menší než je hustota energie, kterou lze získat anihilací hmoty látky o hustotě okolo 15 g/j.cm 3. Poměrná jednoduchost přenosu a možnost koncentrace koherentního světelného záření na malou plochu, možnost zkoušení při hustotách energie srovnatelných s jaderným výbuchem staví vysokovýkonné lasery do prioritního postavení známých energetických zdrojů Základní technické principy laserů Lasery v podstatě převádějí energii nižší kvality (tepelnou, chemickou, elektrickou atp.) na energii s vyšší kvalitou na energii koherentního záření. Celkově lze konstatovat (z termomechanického hlediska), že laser je zařízení, které snižuje entropii soustavy za současného pohlcení určitého množství energie. Pro popis činnosti laseru bude uvažován zjednodušený případ tří hladinového atomu; základní energetický stav E 0, excitovaný stav Autor: Eva Mazancová 23

29 E 2 a mezi nimi metastabilní stav E 1 [2]. Přechod ze základního stavu E 0 do stavu E 1 je zakázán výběrovými pravidly. Atom lze excitovat do stavu E 2, ze kterého může dojít spontánně k přechodu do stavu E 1. K excitaci je potřeba záření o frekvenci ν dané vztahem: ν = (E 2 E 0 ).h -1 (h= Planckova konstanta) (1) Při spontánním přechodu je emitováno záření o frekvenci: ν = (E 2 E 1 ).h -1 (2) přičemž nastane naplnění energetického stavu E 1. Dodá-li se nyní do systému záření o kmitočtu: ν = (E 1 E 0 ).h -1 (3) dojde k tzv. simulované emisi, tj. k přechodu ze stavu E 1 do E 0, přičemž emitované záření je ve fázi s budícím zářením a vzniká tedy zcela koherentní paprsek. Zdrojem budícího záření může být elektrická energie, např. dodaná elektrickým výbojem, přímo dodaná tepelná energie, resp. energie získaná chemickou reakcí. Excitovaný atom (iont, molekula) je obsažen v aktivním prostředí (např. molekuly CO 2 v laserech na bázi CO 2 N 2 He, atomy chromu v rubínovém laseru atp.). Pro funkci laseru je tedy nejvýznamnější proces stimulované emise (nastává při interakci excitovaného kvantového systému -atomu nebo molekuly- s elektromagnetickým zářením fotonem, jehož frekvence odpovídá přímo úměrně energetickému rozdílu mezi excitovaným a některým níže položeným stavem kvantového systému. Přitom dochází k přechodu kvantového systému do tohoto energeticky chudšího stavu a zároveň je excitační energie uvolněna emitováním fotonu s energií h.. Vlastnosti emitovaného fotonu jsou stejné jako fotonu, který emisi stimuloval. Toto je podstatou zesilování světla. Princip laseru je schematicky znázorněn na obr. 2.1, kde 1 reprezentuje výchozí stav, 2 kvantovou soustavu v excitovaném stavu a 3 stimulovanou emisi a energetické hladiny kvantových soustav E 1 a E 2 [3, 4]. Obr. 2.1 Schématické znázornění principu laseru [4] Autor: Eva Mazancová 24

30 Základní členění různých typů laserů Podle skupenství aktivního prostředí se rozlišují lasery pevnolátkové, kapalinové, plynové a plazmatické. Zvláštní třídou jsou pak lasery polovodičové laserové diody. Pro lasery v pevné fázi jsou nejčastěji jako aktivní prostředí užívány krystaly rubínu. Rubínový laser je zdrojem impulsů záření různé délky a s různým rozdělením energie v pulsu. Současné lasery dosahují energie impulsů až okolo 10 4 J, což při délce impulsu např odpovídá výkonu 10 7 W. Krystalovým laserům jsou nejbližší lasery se skleněnou matricí s nejčastěji používanou příměsí neodymu [4, 5]. Příkladem jsou tzv. Q-lasery užívané pro generaci vysokovýkonných impulsů (až W). Tyto typy laserů dovolují vytvořit speciální impulsy o vysoké energii a délce s. Pevnolátkové lasery jsou schopny pracovat ve všech možných režimech, jsou stabilní, robusní a bez nároků na údržbu. Nejčastěji průmyslově využívaným typem laseru jsou plynové lasery. Při poměrně malých rozměrech dovolují kontinuálně dosáhnout vysokých výkonů (vyšších než 100 kw). Pro tepelné zpracování optimálně vyhovují lasery o výkonech 5 3 kw. Přesto lze však do budoucna očekávat zavádění podstatně výkonnějších laserů (desítky kw), které budou centrálními zdroji a které budou dodávat energii několika dalším pracovištím [4, 6]. Existují i lasery polovodičového typu. Podstatou je elektroluminiscenční dioda protékaná proudem v propustném směru. Aktivní oblast má v tomto případě miniaturní objem, což omezuje výkon laseru a je pak také nutné používat intenzivní chlazení. Prostorové soustředění energie je méně příznivé než u ostatních výše uváděných typů laserů. Toto tak brání použití polovodičových laserů při tepelném zpracování. Podle režimu provozu lze rozdělit lasery do dvou skupin. Kontinuální lasery (označované často CW) se spojitým vyzařováním a Impulsní (pulsní) lasery, které vyzařují světelnou energii v jednom, resp. více impulsech. Lasery s pulsním režimem jsou výhodnější pro přísně lokální užití tepelného účinku. Pro potřeby plošného ohřevu při tepelném zpracování kovových povrchů jsou obvykle vhodnější lasery s kontinuálním režimem. Pro kontinuální provoz při vyšších výkonech laseru nejsou vhodné lasery v pevné fázi, vzhledem k nízké tepelné vodivosti a tím i k problémům se zabezpečením ochlazení aktivního prostředí. Nejvhodnějším typem laseru pro tepelné zpracování je tedy kontinuální CO 2 laser [4, 7]. Autor: Eva Mazancová 25

31 Laserová zařízení pro tepelná zpracování kovových materiálů Kapitola popisuje základní technicko-technologické parametry kontinuálního plynového CO 2 laseru. Tento používá směs plynů CO 2, N 2 a He a jeho princip zaručuje spolehlivý provoz, stabilní výstup a vysokou kvalitu profilu laserového paprsku [7]. Vysokým napětím se molekuly plynného dusíku dostávají do stavu s vysokou energií, ve které rychle vibrují. Tato energie se přenáší na molekuly CO 2, které jsou také rozvibrovány. Při přechodu molekul CO 2 do nižšího energetického stavu je uvolňováno záření v infračervené oblasti s charakteristickou vlnovou délkou 10,6 m. Čerpání plynné směsi je například prováděno Rootsovým čerpadlem, chlazení zajišťuje samostatná chladící jednotka s uzavřeným okruhem chladící vody. Pracovní plyny jsou automaticky směšovány a dávkovány, spotřeba za 1 hodinu je 170 l He, 36 l N 2 a 4 l CO 2. Systém je vybaven recirkulací plynové náplně s katalytickou rekonstitucí vzniklých produktů CO a NO zpět na CO 2 a N 2. Vlastní laser má výstupní výkon v rozsahu W, přičemž dlouhodobě lze využít výkonu okolo 2,3 kw. Stabilita výstupního výkonu se uvádí max. do 5%; obvykle se dosahuje příznivých hodnot v závislosti na podmínkách provozu. Parametry laseru jsou např. následující: Vlnová délka: 10,6 m, průměr vystupujícího paprsku je 30 nm a divergence paprsku je 1,2 mrad (na délce 8 m). Kromě doplňující optiky pro obvyklé zpracování paprsku je laser vybaven numericky řízenou rastrovací jednotkou, která dovoluje užitím řádkovací techniky rozvádět fokusovaný (resp. téměř fokusovaný) paprsek velkou rychlostí po povrchu materiálu. Popisované zařízení je velmi vhodné pro použití při tepelném zpracování, neboť tímto způsobem lze dosáhnout rovnoměrnějších a hlubších povrchově tepelně zpracovaných vrstev. Nedílnou součástí kalícího laserového zařízení je i vybavený pracovní stůl, který umožňuje pohyb tepelně zpracovávaných součástí laserovým paprskem v osách x a y. Například na moderních zařízeních lze dosáhnout maximální kopírovací rychlosti 6 m.min -1 a maximální postupné rychlosti 8 m.min -1. Důležitým doplňkem pracovního stolu je rotační zařízení, které umožňuje součásti rotovat vertikálně příp. i horizontálně rychlostí 10 ot. min -1 s přesností jedné úhlové minuty. Hmotnostní kapacita pracovního stolu je okolo 100 kg. Autor: Eva Mazancová 26

32 Součástí moderních laserových zařízení je i diagnostický modul, který dovoluje kontrolovat funkčnost některých základních parametrů laserů a TV kamera, která umožňuje snímat pracovní místo [7] Základní vlastnosti laserového záření Jednou z nejdůležitějších vlastností laserového záření je prostorová koherence. Laserové záření se může šířit prakticky ve tvaru rovinné vlny, jejíž rozbíhavost jen velmi málo převyšuje minimální rozbíhavost danou difrakcí světelného vlnění [1]: = /a (4) kde je vlnová délka laserového paprsku. Toto koherentní záření lze vhodnou optickou soustavou fokusovat na velmi malou plošku, jejíž rozměry jsou srovnatelné s vlnovou délkou laserového záření. Laserové záření se dále vyznačuje vysokou mono chromatičností danou principem laseru, který generuje koherentní světelné vlnění s frekvencí maximálního zesílení a za minimálních ztrát světla v rezonátoru. Velký výkon laserového záření, prostorová koherence a mono chromatičnost tvoří základní fyzikální charakteristiky definující jeho využití a vlastnosti i pro průmyslové aplikace. Lasery mohou pracovat v široké oblasti vlnových délek od ultrafialové až po infračervenou, přičemž vlnová délka záření laseru závisí na typu aktivního prostředí. Obr. 2.2 Ovlivnění povrchu laserem Obr. 2.3 Použití laserů v závislosti na době působení a hustotě výkonu Autor: Eva Mazancová 27

33 Dopadá-li laserový paprsek po určitou dobu na kovový povrch, přemění významnou část své energie na teplo, které zahřívá například tepelně zpracovávaný materiál (součást). Základním parametrem je hustota výkonu I a doba interakce a uvažuje se i hloubka ovlivnění, která závisí na úrovni hustoty energie (viz. obr. 2.2) [8]. V závislosti na těchto základních parametrech (I a ) lze definovat jednotlivé oblasti využití laserů, které jsou uvedeny ve schématu na obr. 2.3 [7]. Při použití nízkých hustot výkonů (okolo W.cm -2 ) a poměrně delších interakčních časů (0,01 až 1 s), dojde v tenké povrchové vrstvě k ohřevu na teploty, které vedou ke vzniku austenitu, ale bez natavení celého materiálu. Daný ohřev je však krátký a teplo nemá dostatek času k difúzi do objemu zpracovávaného materiálu. Po skončení působení laserového paprsku se povrch kovu vlivem intenzivního odvodu tepla prudce ochladí. Rychlost ochlazení může být až 10 4 C.s -1. Důsledkem je vznik kalících struktur v povrchové vrstvě a s tím spojené povrchové (transformační) zpevnění, známé jako povrchové laserové kalení (obr. 2.4). Při zvýšení hodnoty I (i při kratší době interakce) se nataví tenká povrchová vrstva (okolo 100 až 300 m), čehož lze využít k případné úpravě chemického složení kovových povrchů. * Lokální zpracování požadovaných oblastí * Eliminace vzniku trhlin a deformací * Zpracování libovolné geometrie * Řízení procesu dle aktuální teploty * Vysoká rychlost, reprodukovatelnost a spolehlivost Aplikace Hřídele, kladky, ložisková pouzdra, ozubená kola, nástroje licích, losovacích a střižných forem, lanovnice, strojní součásti pro energetiku Obr. 2.4 Aplikace laserového kalení [9] V případě, že nanesený materiál (např. ve formě prášku) je současně roztaven s povrchovou vrstvou základního materiálu, nastane jeho difúze do základního materiálu za změny chemického složení povrchu (povrchové legování). Jiným příkladem je laserové povrchové nanášení (povlékání), kdy nanesená vrstva jiného materiálu zabezpečuje zcela nové povrchové vlastnosti, odpovídající vlastnostem nanášeného materiálu. Při tomto způsobu Autor: Eva Mazancová 28

34 zpracování povrchu je nanášený materiál vháněn ve formě prášku v proudu plynu do laserového paprsku a zároveň roztaven. Mezi základním a nanášeným materiálem pak vznikne velmi úzká slitinová mezivrstva obr Obr. 2.5 Aplikace laserového navařování [9] * Návar s metalurgickou vazbou na základní materiál * Nízké vnesené teplo do navařované součásti * Výborná adheze a koheze povlaku bez porozit * Možnost navařování v libovolných tloušťkách a 3D tvarech * Vysoká efektivita a reprodukovatelnost * Lze vytvářet povlaky s metalurgickou vazbou k základní matrici odolné proti otěrum, oxidaci, korozi zlepšující frikční vlastnosti a pro aplikaci za teplot okolo 1000 C Aplikace Výroba, renovace, oprava hřídelí, vřeten, přírub, čepů šneků, Protahovacích trnů, turbínových lopatek, funkčních ploch Forem a nástrojů Nízké vnesené teplota deformace svařovaných součástí Pravidelný a hladký svar s nízkou porozitou Vysoká stabilita procesu při vysokých svařovacích rychlostech Optimální technologie pro automatizaci Možnost svařování konvenčně nesvařitelných materiálů Aplikace Pro svařování dílů, kde je kladen důraz na vysoké svařovací rychlosti, přesný, kvalitní svar bez trhlin, nečistot a pórů, nízké tepelné deformace okolního materiálu. Obr. 2.6 Aplikace laserového svařování [9] Autor: Eva Mazancová 29

35 Jestliže hustoty výkonu dosahují hodnot okolo 10 6 až 10 7 W.cm -2 a interakční doby jsou velmi krátké (1 až 10 3 s), roztaví se nejdříve velmi tenká povrchová vrstva a pak opět velmi rychle ztuhne (10 5 C.s -1 ). Na povrchu vzniká za těchto podmínek amorfní kovová vrstva (kovové sklo) vyznačující se výrazným zlepšením dosahovaných vlastností (otěruvzdornosti a vyššími únavovými příp. korozními vlastnostmi) [10]. Tato technika se také někdy nazývá laserové glazurování. Ještě vyšší hustoty výkonu (10 8 až 10 9 W.cm -2 ) a extrémně krátké doby expozice (10 až 100 ns) způsobují explozívní odprášení vrstvičky (řádově několik atomových vzdáleností) od povrchu materiálu, přičemž současně vzniklá rázová vlna vede ke zhuštění materiálu a k jeho plastické deformaci. Takto vyvolané deformační (smykové) procesy a s tím spojená tvorba dvojčat jsou příčinou vzrůstu tvrdosti [7]. Tento postup je nazýván zpevnění rázem účinkem laserového ohřevu. Z uvedených způsobů laserového zpracování nejširších technicko-technologických aplikací až dosud zaznamenala aplikace transformačního zpevňování a svařování. Princip techniky laserového svařování prezentuje obr Analýza parametrů interakce laserového paprsku s kovovým povrchem V závislosti na intenzitě a době interakce laserového zařízení lze rozlišovat následující stadia interakce laserového záření se zpracovávaným materiálem [7]: a) vedení laserového paprsku k materiálu, b) jeho pohlcení a předání energie zpracovávanému kovu, c) ohřev materiálu bez změny jeho skupenství, natavení materiálu, odpařování materiálu, d) ochlazení kovu po ukončené laserové expozice [6]. Průběh těchto procesů závisí na fyzikálních vlastnostech zpracovávaných materiálů (odrazivost povrchu pro dané záření, tepelná vodivost, skupenské teplo tání a varu, teplota tání a varu, hustota materiálu atp.). Účinnost tepelného zpracování za použití laseru závisí hlavně na absorpční kapacitě zpracovávaného materiálu pro světelnou energii, neboť laserové záření, jako každé světelné záření, je od kovových povrchů do značné míry odráženo. Podíl odraženého záření je tím větší, čím je povrch lesklejší a čím větší je vlnová délka použitého záření. S rostoucí teplotou odrazivost kovových povrchů mírně klesá a při teplotách blízkých teplotě tavení dojde Autor: Eva Mazancová 30

36 k prudkému poklesu odrazivosti a většina záření je absorbována. Drsné povrchy (např. ofrézované absorbují okolo 18% záření, opískované dokonce okolo 35% dopadajícího záření) absorbují větší části dopadajícího laserového záření. Pro praxi tepelného zpracování však taková úprava povrchu nepřichází v úvahu, a proto je účelné pro zvýšení absorpční kapacity použít speciální absorpční povlaky. Obvykle se používá povlak koloidního grafitu, sazí, fosforečnanu manganu, resp. zinku, příp. směsi křemičitanu sodného a draselného. Údaje o reálných absorpčních schopnostech těchto povlaků se však značně odlišují. Pro fosforečnanové povlaky se uvádějí hodnoty 50 90% (přičemž nejsou dosud přesněji vyznačeny vlivy mechanické, jako je např. rychlost posuvu); pro nátěry grafitové se údaje o absorpci pohybují mezi 60 80% úrovní [6]. Vedle nanášeného materiálu rozhoduje o míře absorpce rovněž i síla povlaku, zrnitost a jeho přilnavost k povrchu. Podíl absorbované energie nezávisí pouze na kvalitě použité vrstvy, ale rovněž na dosažené teplotě. Absorpční účinnost vrstvy je při vysokých teplotách, zvláště pak natavení, nižší [7]. Pro využití laserového záření pro tepelné zpracování není rozhodující pouze charakteristická absorpční schopnost nanesené vrstvy, ale i přestup tepla mezi vrstvou a kovovým povrchem. Důležitým požadavkem na vlastnosti absorpčních vrstev je i jejich chemická pasivita. U grafitových povrchů je dobrá, pokud však nedojde k natavení povrchu. Za těchto podmínek bývá v natavené vrstvě po zchladnutí detekován výskyt cementitu. Důležité je také, aby byla zajištěna rovnoměrnost při nanášení absorpčních vrstev, neboť chyby v rovnoměrnosti vyvolávají nerovnoměrnosti v hloubkách zakalení. Jak logicky vyplývá z dosud uvedených údajů, jedním ze závažných rozdílů laserového tepelného zpracování (ve srovnání s obvyklými postupy) je kromě rychlosti ohřevu teplotní gradient v tepelně zpracovávané oblasti. Rozložení teploty určuje zároveň i strukturu a tím i vlastnosti tepelně zpracovávané vrstvy. Je proto zcela logické, že značná pozornost je věnována predikci rozložení teplot v různých vzdálenostech od exponovaného povrchu. Nejjednodušší postupy řešení při určení rozdělení teploty vycházejí ze známých řešení předložených pro jednorozměrné vedení tepla: δt/δt = α (δt 2 /δz 2 ) (5) Autor: Eva Mazancová 31

37 kde T je absolutní teplota (K), α = K /(ε p ρ) je teplotní vodivost v cm 2.s -1, K je tepelná vodivost v W.cm -1.K -1, ρ je hustota v kg.cm -3 a z reprezentuje vzdálenost od povrchu. Příkladem takového postupu je řešení pro poloprostor předložené Mazumderem [8], které je založeno na využití obecných řešení vedení tepla. Pro předpokládaný ideální, v čase konstantní, tepelný zdroj a řešením rovnice (5) se obdrží pro teplotní profily následující výrazy: v případě ohřevu: T(z,t) = z F 0 /K. 1/2. Ierf{z/(2. 1/2 )} F(t) = { F 0 pro t 0, 0 pro t 0 } (6) v případě ochlazování: T(z,t) = (2 F 0. α 1/2 )/K {t 1{2. ierf(z/(2.(αt) 1/2 ). ierf(z/2.(α(t-t L )) 1/2 )} F(t) = {F 0 pro 0 t t L, 0 pro t 0; t t L } (7) kde t je čas v sekundách, F 0 je střední hustota výkonu W.cm -2, t 0 je doba zahájení expozice (s), t L je doba ukončení expozice (s), ierf je komplementární hodnota Gaussova integrálu chyb. Výše uvedené rovnice jsou aplikovatelné v případě, že tloušťka součásti je větší než (4.α.t) 1/2. Mazumder [8] dále uvádí řešení (předložené Sandvenem) rovnice (5) pro tepelné zpracování válcových těles. Tento model je vhodný pro případ laserového tepelného zpracování válcovitého povrchu, příp. vnitřní plochy dutého válce pomocí torických zrcadel (obr. 2.7 a,b). b součást a torická zrcadla laserový paprsek Obr. 2.7a,b Tepelné zpracování válcového povrchu [8] Autor: Eva Mazancová 32

38 Obr. 2.8a,b Průběhy teplotních cyklů při ohřevu laserem pro parametry uvedené v legendě obrázku [8] Obr. 2.9 Příklad stanovení hloubky ovlivnění po laserové expozici v závislosti na parametrech uvedených v legendě obrázku [10] Uvedené jednorozměrné analýzy lze použít pro tepelné zpracování laserem tam, kde lze předpokládat konstantní zdroje záření. V daném případě se jedná o velmi zjednodušující Autor: Eva Mazancová 33

39 přiblížení. Pro přesnější určení a predikci teplotního profilu je však nutné uvažovat analýzu ve dvoj-resp. trojrozměrném prostoru za použití skutečných údajů o rozdělení energie a časově proměnných ostatních fyzikálních vlastnostech [10]. Podrobnější numerická řešení modelů přenosu tepla jsou prezentována v celé řadě prací. Obrázky 2.8 a 2.9 uvádějí příklady stanovených průběhů teplotních cyklů při ohřevu laserem o výkonu 2kW, poloměru svazku 3 mm a odrazivosti 0,4 za použití různých rychlostí posuvu (v mm.s -1 ) Difúzní procesy realizované při laserovém tepelném zpracování U oceli s eutektoidním složením, resp. blízkým eutektoidnímu, kdy uhlík je rovnoměrně rozdělen ve výchozí mikrostruktuře, není difúze uhlíku při laserovém teplotním zpracování rozhodující, protože čas pro ni potřebný je velmi krátký. Difúze však bude hrát významnější úlohu v těch případech, kdy rozdělení uhlíku ve výchozím stavu není rovnoměrné a kdy je třeba určité doby pro vyrovnání jeho rozložení difúzními procesy. Při aproximativním určení difuzní dráhy uhlíku lze vyjít ze známého výrazu: Λ = (2Dt) 1/2 (8) kde D vyjadřuje střední hodnotu difúzního koeficientu uhlíku, t je pak doba laserového ohřevu (vyplývá - pro dané technicko-technologické parametry zpracování z výše uvedených vztahů pro predikci dosahované teploty). Pro přesné určení difúzní vzdálenosti je však nutné řešit trojrozměrnou difúzní rovnici s teplotně nezávislým difúzním koeficientem. Toto řešení je však obecně dostupné. Obecně je známo, že homogenita rozdělení uhlíku v austenitu je funkcí výchozí mikrostruktury a úrovně teploty a doby ohřevu (teplota a doba austenitizace ovlivňují úroveň rovnoměrnosti koncentrace v austenitické matrici a zároveň tím i dosažení příslušné homogenity vznikající martenzitické struktury). Použití velmi rychlých ohřevů má, vedle řady technicko-technologických předností, i kladné ekonomické důsledky. Materiálu je dodáno pouze tolik energie, kolik je nezbytné pro ohřev tenké povrchové vrstvy. Kromě toho není potřeba pro zakalení zvláštní ochlazovací médium, protože teplo je z tepelně zpracované vrstvy opět velmi rychle odváděno do jádra materiálu [7, 11]. Autor: Eva Mazancová 34

40 U ocelí tepelně zpracovaných za použití laserového záření (platí v zásadě i pro jiné varianty rychlých ohřevů) lze zaznamenat, v porovnání s konvenčními podmínkami tepelného zpracování, některé specifické charakteristiky, které však nelze objasnit pouze účinkem extrémní rychlosti ohřevu a ochlazování, ale i současně se uplatňujícím hydrostatickým tlakem, elastickou a plastickou deformací matrice. Touto cestou jsou komplexně modifikovány dosahované rovnováhy (metastabilní strukturně-fázové rovnováhy), parametry fázové transformace, rozpouštěcí příp. precipitační procesy. Strukturně fázové požadavky lze shrnut do následujících zásad: a) je nutné během velmi krátké doby austenitizovat velmi tenkou povrchovou vrstvu za přísunu velmi vysoké hustoty energie; b) účinkem velmi dobré tepelné vodivosti oceli je teplo intenzívně odváděno do jádra materiálu; c) hustotu výkonu laseru je však třeba udržovat na takové úrovni, aby při probíhající austenitizaci nebyla překročena teplota tavení zpracovávaného materiálu. Na obr jsou uvedeny závislosti mezi dobou austenitizace, hustotou výkonu a hloubkou zakalení pro vysokouhlíkovou ocel [10]. V daném případě se předpokládá, že povrchová teplota se ke konci interakční doby blíží bodu tavení. Pro dobu impulsu 100 ms a hustotu výkonu W.cm -2 se dosáhne hloubky zakalení 300 µm. K dosažení kalící teploty se zkracující se dobou ohřevu jsou nutné větší hustoty výkonu a zároveň klesá i hloubka zakalení (pro dobu impulsu 100 ms a hustotu výkonu W.cm -2 je hloubka zakalení 300 µm; při impulsu 100 µs je potřebný výkon 3, W.cm -2 pro zakalení do hloubky 30 µm). Obr Závislost hloubky ovlivnění a hustoty výkonu na době austenitizace po laserové expozici v případě vysokouhlíkové oceli [10] Obr Schematické znázornění vlivu rychlosti ohřevu na začátek a konec tvorby austenitu [10] Autor: Eva Mazancová 35

41 Schematicky je vliv rychlosti ohřevu na začátek a konec tvorby austenitu uveden na obr. 2.11, ze kterého je vidět, že za určitých (kritických) rychlostí ohřevu již není zaznamenáno zvýšení teploty počátku resp. konce tvorby austenitu a polohy rovnovážných teplot (A 01, A 03 ) jsou rovnoběžné v závislosti na době ohřevu. V těchto případech je zaznamenána bezdifúzní alotropní přeměna. U nelegovaných uhlíkových ocelí je tato obvykle nazývána jako kritická teplota 790 ºC pro A 01 a 910 ºC pro A 03 (teplota přeměny čistého železa) [7]. Mikrostruktura laserem zpracovávaných povrchových vrstev u ocelí je za optimálních podmínek většinou velmi jemně martenzitická, závisí však na době ohřevu, rozložení teploty v okamžiku zakalení a také na výchozí mikrostruktuře. S klesající dobou ohřevu a rostoucí hustotou výkonu vzrůstá nebezpečí povrchového natavení, které například znamená u ocelí s vyšším obsahem uhlíku zvýšený výskyt zbytkového austenitu v povrchové vrstvě. Při austenitizaci pod 100 µs není již průběh vytvrzení řízen difúzí v pevné fázi. Zde dochází k povrchovému natavení karbidů a za určitých podmínek až ke vzniku velmi jemných (tenkých) čistě austenitických povrchových vrstev [10]. Tato tenká vrstva je charakteristickým projevem extrémního rychloohřevu (při době expozice kratší než 100 µs a hustotě výkonu větší než 100 kw.cm -2 ), ale pro technické aplikace laserového povrchového kalení nemá žádný praktický význam. Při optimalizovaném tepelném zpracování pomocí laserové expozice je u povrchové jemně martenzitické mikrostruktury zjišťována tvrdost vyšší o 50 až 100 HV30 než po aplikaci konvenčních způsobů tepelného zpracování. Tato mikrostruktura je obtížně leptatelná (někdy nazývaná bílá vrstva - zóna). Problematika difúze uhlíku během laserového zpracování však není dosud jednoznačně propracována, zejména pro případ impulsního laserového efektu. Na obr je uveden příklad rozdělení uhlíku v modelové slitině Fe 24%Ni 0,3%C. V jednotlivých oblastech pod laserem zpracovaným povrchem byl zjištěn výskyt 4 specifických pásem: a) pásmo natavení I b) pásmo úplné fázové přeměny matrice II (tvořené martenzitem pro zakalení v tekutém dusíku) c) pásmo částečné fázové přeměny feritické matrice na austenit III d) pásmo, v němž se neuskutečnila fázová přeměna IV. Autor: Eva Mazancová 36

42 Obr Rozdělení uhlíku ve slitině Fe-24Ni-0,3C (v %) po laserové expozici [10] Na výše uvedeném obrázku jsou jednak zaznamenány změny obsahu austenitu, který v pásmech I a II je konstantní (100%), jednak změny v obsahu uhlíku v martenzitu, který se nezúčastnil fázové přeměny výchozí martenzitické (zakalené) matrice na austenit, resp. změny obsahu uhlíku v austenitu vzniklém při laserové expozici. Jak je vidět z obr. 2.12, obsahy uhlíku v pásmu značeném III a IV (tj. v hloubce od 100 µm do cca 350 µm) jsou nižší než je jeho střední obsah ve výchozí matrici, což naznačuje možnost intenzívního přerozdělení obsahu uhlíku v laserem exponované matrici. Naopak, v pásmu označeném I a II jsou obsahy uhlíku podstatně zvýšeny. Z těchto výsledků je možno usuzovat na silný (kooperativní) tok atomů uhlíku z objemu k povrchu (ke kráteru resp. do oblasti přiléhajících ke kráteru po laserovém působení). Zvětšenou mobilitu atomů uhlíku v tuhém roztoku, detekovanou při laserové expozici zakalené oceli (mikrostruktura byla u modelové slitiny Fe-N-C tvořená přibližně 90% martenzitem a 10% zbytkovým austenitem), lze spojit s fázovými přeměnami při vysoké rychlosti ohřevu a difúzí za podmínek silného přehřátí, tj. za velmi vysoké hybné síly. Dále je nutno vzít v úvahu, že tyto procesy se uskutečňují za zvýšené hustoty strukturních defektů, jejichž hustota se za Autor: Eva Mazancová 37

43 podmínek laserového ohřevu extrémně zvyšuje tím, že se ke stávajícím defektům dále superponují nově vzniklé defekty účinkem laserové expozice (vzrůst koncentrace interstitických atomů, vakancí a současně se zvyšuje hustota dislokací) [10]. Tyto příčiny ale nemohou v plném rozsahu objasnit účinek usměrněného (řízeného) přerozdělení uhlíku. Pravděpodobně se zde bude uplatňovat doplňující účinek gradientu tlaku vyvozeného při fázové přeměně matrice. Jak je známo, účinkem laserové expozice nenastává jen ohřev materiálu, ale vzniká krátkodobě zóna zvýšeného tlaku dosahujícího až Pa [10, 11]. V rozsahu této zóny (v její vysokoteplotní části na povrchu materiálu) se uskutečňuje martenziticky (smykovým mechanismem) fázová přeměna matrice na austenit při současném zmenšení specifického objemu (okolo 1%). Tento proces vyvolává prudkou změnu tlaku v zóně, v níž se uskutečnila fázová přeměna. Vzniká zde prudký pokles tlaku. Ve spojení s dalšími výše uvedenými faktory pak může působit jako hybná síla pro přesun atomů uhlíku z objemu materiálu k povrchu kráteru, vzniklého jako výsledek impulsního laserového působení. V návaznosti na tyto charakteristiky působení laseru budou v této části podrobněji analyzovány fyzikálně metalurgické příčiny vzniku výše uváděných bílých vrstev. Pod tímto pojmem se obecně zahrnují strukturní zóny, které vznikají v ocelích různými způsoby rychloohřevu a následného zakalení (samo kalení). Bílé vrstvy byly pozorovány například nejen při indukčním povrchovém kalení, ohřevu elektronovým paprskem, ale i po třecím impulsu, např. při broušení nebo při prudkém brzdění u železničních kol, kromě při již výše uvedeném adiabatickém (rázovém) účinku v lokalizovaných oblastech vysokého ohřevu. Termínu bílé vrstvy se používá proto, že tyto vrstvy (zóny) jsou obtížně leptatelné v porovnání s konvenčně zpracovanou matricí. Podmínkou vzniku těchto vrstev je obvykle velmi rychlý ohřev povrchové vrstvy do austenitické oblasti, přičemž někdy může dojít i k natavení povrchu s následným velmi rychlým odvodem tepla do jádra materiálu, čímž se povrchová vrstva zakalí. Vedle obtížné leptatelnosti při sledování mikrostruktury pomocí světelném mikroskopu je výraznou vlastností bílých vrstev podstatně vyšší tvrdost v porovnání s obvykle dosahovanou úrovní tvrdosti matrice. Jde o jemnou martenzitickou strukturu (s extrémně jemnými deskami), která nebyla samo popuštěná [7]. Strukturně fázová analýza jednotlivých oblastí tvořících bílou vrstvu na povrchu laserem zpracovávaného materiálu prokázala komplexní vrstvu, sestávající z velmi tenké amorfní vrstvičky (o tloušťce okolo 0,2 µm), na níž navazuje cca 10 µm vrstva jemnozrnného austenitu. Dále se zde Autor: Eva Mazancová 38

44 vyskytuje přibližně stejně tlustá martenziticko-austenitická vrstvička a pod ní pak jemnozrnná martenzitická oblast. U vysokouhlíkových ocelí při obsahu okolo 1% C a při překročení určité rychlosti posuvu, tj. pod určitou dobou tepelné interakce, vznikají světle se leptající zóny s převládajícím objemovým podílem zbytkového austenitu. Jejich tvrdost je však podstatně nižší než byla zjištěna u výše popisovaných (martenzitických) bílých vrstev (je okolo 100 HV30). Důkazem toho, že v této vrstvě je převládající strukturní fází austenit, jsou výsledky dodatečného ochlazení na teplotu -196 ºC, po němž se zvyšuje tvrdost této vrstvy až na úroveň blízkou 800 HV Strukturně fázová analýza různých typů ocelí po tepelném zpracování pomocí laserové expozice Při tepelném zpracování laserem (v závislosti na použití rychlosti posuvu a hustotě výkonu) jsou obvykle zaznamenány dva základní případy tepelného ovlivnění: a) při vyšší rychlosti posuvu (obvykle vyšším než 15 mm.s -1 ) a při vhodné hustotě energie nevzniká natavená oblast, b) v případě nižší rychlosti posuvu a vyšší hustoty energie nastává natavení povrchové vrstvy. V případě uvedeném ad a) je u proeutektoidních ocelí povrchová vrstva tvořena velmi jemným martenzitem (o vysoké tvrdosti) viz výše uvedená diskuse strukturně fázového složení bílé vrstvy. Pod touto velmi tvrdou povrchovou vrstvou se pak vyskytuje martenzitické pásmo a konvenční martenzitickou strukturou. Na tuto oblast navazuje zóna s neúplnou transformací, tvořená hlavně martenzitem a feritem [12]. Obecně lze oblast vznikající na obvodě tepelného ovlivnění charakterizovat jako oblast ohřevu na teploty ležící v intervalu mezi A 1 a A 3. V místech perlitických oblastí se tvoří austenit o složení blízkém eutektoidnímu. Feritické oblasti transformují na austenit s nižším obsahem uhlíku, přičemž jeho část zůstává netransformována. Při rychlém ochlazení je vzniklá mikrostruktura tvořena vysokouhlíkovým a nízkouhlíkovým martenzitem a transformovaným feritem. Dosahovaná tvrdost této mikrostruktury je tím nižší, čím je větší vzdálenost od povrchu exponovaného laserem. Schematické znázornění vzniklých zón a průběhu tvrdostí po laserové expozici v případě podeutektoidní oceli normalizačně vyžíhané a podeutektoidní oceli zušlechtěné znázorňuje obr a, b. Autor: Eva Mazancová 39

45 Obr Vytvořené zóny po laserové expozici a tvrdost matrice v případě a) podeutektoidní oceli normalizačně vyžíhané, b) podeutektoidní oceli zušlechtěné [12] U nadeutektoidních ocelí, u nichž je výchozí struktura tvořena perlitem a cementitem, se účinkem rychlého laserového ohřevu a následujícího samokalení vytvoří na místě původního perlitu martenziticko-austenitická struktura. Cementit se netransformuje nebo se částečně transformuje ve vysokouhlíkový austenit, který pak zpět transformuje na martenzit. Změny struktury a profilu tvrdosti nadeutektoidní oceli žíhané na měkko a téže oceli zušlechtěné po laserové expozici znázorňuje schematicky obr. 2.14a, b. Autor: Eva Mazancová 40

46 Obr Vytvořené zóny po laserové expozici a tvrdost matrice v případě a) nadeutektoidní oceli vyžíhané na měkko, b) nadeutektoidní oceli zušlechtěné [12] V případě uvedeném ad b) se hlavně mění strukturně fázový charakter povrchové vrstvy. Tato je za těchto podmínek tvořena martenzitickou resp. martenziticko-austenitickou strukturou s dendritickým spořádáním. Pod touto vrstvou se pak nachází struktura velmi jemného martenzitu. Další sled mikrostruktur v tepelně ovlivněné zóně se pak již neliší od těch, které byly v předcházející části popsány pro případ, kdy povrchová vrstva nebyla natavena (viz ad a)). U výše uhlíkových ocelí vede natavení povrchové vrstvy ke vzniku martenziticko-austenitické až čistě austenitické povrchové mikrostruktury, včetně stabilizace austenitu [10]. Dokonce přiblížení k teplotě tavení může vést u výše uhlíkových ocelí v povrchové vrstvě (i při poměrně krátkodobé expozici) k zhrubnutí zrna a ke vzniku zbytkového austenitu [13]. Laserově tepelné zpracování, aplikované u různých typů legovaných ocelí, vede ke vzniku velmi složitých mikrostrukturních charakteristik, které jsou do značné míry ovlivněny Autor: Eva Mazancová 41

47 i výchozím stavem materiálu, jmenovitě ve spojení s přítomností různých typů karbidických fází a s celým komplexem problémů spojených s přerozdělením legujících prvků během laserové expozice. Pro laserové tepelné zpracování je příznivější jemnozrnná výchozí matrice (s ohledem na kratší dráhy pro difúzi i větší množství potenciálních nukleačních míst pro fázové přeměny při laserové expozici) s vyšší strukturní a chemickou homogenitou. V dané souvislosti je však možno uvést, že stupeň nasycení tuhého roztoku a dosahovanou úroveň mikrotvrdosti oceli s výchozí hrubou strukturou lze zvýšit i snížením hustoty výkonu a rychlostí posunu laserového svazku. Je logické, že nevhodnou volbou těchto dvou hlavních technologických parametrů laserového tepelného zpracování dochází k obdobným nedostatkům, které jsou známy z konvenčních způsobů tepelného zpracování Použití laserového tepelného zpracování u jiných typů kovových materiálů Použití laseru při povrchovém tepelném zpracování je možné aplikovat také u litin (např. šedá, tvárná atd.). U šedé litiny lze mechanismus povrchového kalení popsat následujícím způsobem [14]: a) fázová přeměna perlitu na austenit při rychlém ohřevu a jeho zpětná přeměna na martenzit při následném rychlém ochlazení, b) difúze uhlíku z grafitu do okolního feritu (resp. perlitu), což vede k vytvoření podmínek pro vznik austenitu při rychlém ohřevu. Parametry následné martenzitické fázové přeměny (morfologie a homogenita) jsou do značné míry dány výchozím stavem materiálu (jemností perlitu, morfologií grafitu a rozdělením volného feritu v matrici). Nevhodné jsou pro aplikaci laserové expozice litiny s hrubým grafitem, resp. proeutektoidním cementitem. Hrubý grafit kromě toho může při laserovém tepelném zpracování vyhořet a tak vlastně vytvářet podmínky pro vznik povrchových defektů. U tvárné litiny je pozorován výskyt martenzitických oblastí okolo nodulí grafitu, což chybí u šedé litiny s lupínkovým grafitem při jejím povrchovém kalení, Toto souvisí Autor: Eva Mazancová 42

48 s omezeným výskytem volného cementitu v daném materiálu, do kterého by difundoval uhlík z grafitu a vytvořil tak předpoklady pro transformaci na martenzit. Jestliže při tepelném zpracování došlo k natavení povrchu, tak se zde vytvoří tenká vrstva s jemnou buněčnou strukturou, v níž se rozpustil grafit za návazného vzniku bílé litiny. V šedé litině nedochází v přechodové oblasti mezi natavenou a nenatavenou oblastí k narušení lupínkového grafitu, avšak u tvárné litiny je zaznamenán postupný vzrůst rozměrů nodulí grafitu směrem z objemu materiálu k natavené oblasti. Laserové expozice je možno také použít při povrchovém tepelném zpracování hliníkových slitin typu duralu. Vytvrzení je v daném případě dáno přesycením tuhého roztoku a celkovým jemněním vznikající mikrostruktury. Kromě toho jsou známy případy úspěšného povrchového zpracování slitin mědi [6] a slitin titanu [7] Další varianty technické aplikace pomocí laseropvé expozice Ze všech dalších technicko-technologických postupů, mimo povrchové kalení, lze za nejperspektivnější pokládat laserové povlékání, např. je známa aplikace této techniky (6kW, CO 2 laser) při nanášení tenké vrstvy slitin kobaltu (okolo 0,5 mm) např. na turbínové lopatky. V tomto případě je dosaženo vyšší úrovně odolnosti než v případě nanášení této vrstvy obloukovým navařováním, vyššího materiálového využití a podstatného zkrácení celé technologické operace z cca 14 min na 75s. Pokud jde o laserové povrchové legování, existuje celá řada prací zabývajících se touto metodou, zejména pak legováním kovovými přísadami [11, 15]. Využití impulsního laserového zpevnění dává reálné předpoklady pro využití této techniky pro zvýšení odolnosti některých hliníkových slitin proti únavovému porušení [7]. Zajímavou a perspektivní oblastí je i možnost využití laserové expozice při tzv. glazurování povrchu, což odpovídá vzniku amorfního kovu na exponovaném povrchu [10, 16 ]. Uvedené otázky (glazurování amorfizace povrchu) byly již dříve orientačně diskutovány v souvislosti s analýzou podmínek vzniku a stability kovových skel amorfních kovových materiálů) [10]. Aplikováno je také laserové nanášení keramických povlaků na povrch exponovaných částí a vytváření vrstev např. nitridu titanu atp. Využití laseru při nanášení speciálních povrchových vrstev (povlaků) přináší vyšší funkční úrovně materiálů při vysokých technicko-technologických parametrech, vede i k úsporám a k vyššímu využití materiálu (resp. speciálních slitin) a k dosažení vysoké produktivity (v porovnání s konvenčními technologiemi navařování příslušných kovových vrstev povlaků). Autor: Eva Mazancová 43

49 Technicko-technologická použitelnost laserového zpracování kovových materiálů Obvykle se používá při laserovém zpracování CO 2 laseru o vlnové délce λ = 10,6 µm s absorpčním koeficientem -A- (u oceli) nižším než 10%, přičemž tato hodnota koeficientu A je i při teplotách těsně pod teplotou tavení poměrně nízká. Důležitým problémem při tomto způsobu tepelného zpracování je otázka, ve které atmosféře je účelné pracovat, tj. charakterizovat jak probíhá oxidace během laserové expozice. Co se týče hodnoty koeficientu absorpce A, tento se zásadně nemění při laserovém zpracování, to jak v inertní atmosféře, tak ve vakuu [6]. Při expozici na vzduchu je zaznamenáno mírné zvýšení hodnoty A při zvýšené teplotě (10%). Dalším závažným parametrem je hrubost (nerovnost) povrchu exponovaného materiálu. Hodnota koeficientu absorpce se zvyšuje u pískovaných povrchů o 5 až extrémně o 35% [10]. Z hlediska zlepšení efektivnosti a vyššího využití laserového tepelného zpracování je nutné zvýšit úroveň absorpčního koeficientu A, tj. dosáhnout vyššího energetického využití. K dosažení vyšší hodnoty A se používají různé typy speciálních povrchových absorpčních vrstev. Jedná se o vrstvy grafitu, fosfáty (např. Zn 3 (PO 4 ) 2 ), sirníky (Fe 2 S 3 ), nitridické vrstvy a napařené jemné kovové vrstvy [8]. Za těchto podmínek se zvýší absorpční koeficient A na 80%, maximální až na 97% [10]. Co se týče tloušťky této vrstvy, musí splňovat kromě optických parametrů i požadavek dobré tepelné vodivosti. Jako samozřejmý je nutno pokládat požadavek na její rovnoměrné nanesení a na zachování konstantních fyzikálních charakteristik (reprodukovatelnost vlastností). Přenos energie laserového záření na povrch materiálu se uskutečňuje ve třech etapách: a) primární přenos energie, b) sekundární přenos energie c) rozptýlení energie. Primární účinek spočívá na vzájemné interakci mezi fotony a kvasi volnými elektrony. Elektrony pohybující se nadzvukovou rychlostí pak předávají v mřížce svoji energii vzájemnou interakcí s dalšími elektrony (okolo s) a na základě interakce elektronůfotonů (10-11 s). Účinkem tohoto sekundárního efektu získává zpracovávaný povrch hustotu Autor: Eva Mazancová 44

50 energie okolo 10 5 W.cm -2, což vyvolává vysokou rychlost ohřevu řádově 10 3 až 10 4 K.s -1. Rozptyl energie je vyvoláván tepelnou vodivostí materiálu. Požití laserové techniky je ekonomické v případě, že se bude jednat lokalizované zpracování větších dílů, obvykle obtížně realizovatelné konvenčními technikami (malý poměr tepelně zpracovaného materiálu k celkovému objemu), i když jejich počet je poměrně malý. Naopak v případě laserového zpracování menších dílů je nutné, aby se tepelné zpracování týkalo poměrně velkých sérií. Obecně se bude jednat o funkční, vysoce namáhané plochy, např. u ložisek a dílů spojených s rotačním pohybem (hřídele, osy). Další oblast tvoří vodící plochy strojních součástí ve spojení s požadavkem vysoké životnosti, např. při translačních pohybech, funkční plochy o speciálních tvarech (sedla ventilů, ozubená kola, spojky atp.). Samostatnou skupinu pak tvoří oblast aplikace laserového tepelného zpracování řezných nástrojů, pil, drátotahů atp. LITERATURA 1 LETOCHOV, V.S. USTINOV, N.D. Výkonné lasery a jejich využití. Alfa Bratislava, SWOBODA, K. Berg und Hüttenmän. Monatshefte, 111, 1966, VRBOVÁ, M., JELÍNKOVÁ, H. GAVRILOV, P. Úvod do laserové techniky, ČVUT, Praha, ŠULC, J. Lasery a jejich aplikace, 2002, ( 5 STÄHLI, G. Härterei Tech. Mitteilungen, 29, 1974, LOVALENKO, V.S. Upročnenija detalej lučem lazera. Technika Kijev, MORAVEC, M., NOVÁKOVÁ, I. Studie možnosti využití laseru pro tepelně a chem. Tepelné zpracování kovů. Výzkum. zpráva, SVÚM, Praha, MAZUMDER, J. J. of Metals, 1983, 5, MAZANCOVÁ, E., MAZANEC, K. Moderní metody tepelného zpracování (vybrané kapitoly), Skripta, ES VŠB-TU Ostrava, DUTTA MAJUNDAR, J., MASNNA, I. Laser material processing, Inter. Mater. Reviews, 56, 2011, 5/6, 341. Autor: Eva Mazancová 45

51 12 ZENKER, R., ZENKER, U. Neue Hütte, 30, 1985, STÄHLI, G. Härterei Tech. Mitteilungen, 34, 1979, MATHUR, A.K., MOLIAN, P.A. J. of Eng. Mechanics and Technol., 107, 1985, WU, X.L., HONG, Y.S. Interfacial microstructure and mechanical behaviour in laser clad TiC p /Ni alloy coatings. Mater. Sci. Tech., 17, 2001, 597. GU, D.D., MEINERS, W., WISSENBACH, K., POPRAWE, R. Laser additive manufacturing of metallic components: materials, processes and mechanisms. Inter. Reviews, 57, 2012, 3, 133. Shrnutí pojmů kapitoly Na závěr této kapitoly jsou zopakovány hlavní pojmy, které jste si měli osvojit. laser a jeho vlastnosti princip laseru rozdělení/typy laserů hustoty výkonů a doby pro aplikace svařování laserem a navařování laserové tepelné zpracování strukturní zóny po laserové expozici u podeutektoidní oceli po normalizaci nebo zušlechtění strukturní zóny po laserové exposici u nadeutektoidní oceli vyžíhané na měkko nebo zušlechtěné struktury po laserové expozici u šedé litiny kalené Literatura k dalšímu studiu: SOCHOR, V. Lasery a koherentní svazky. Academia, Praha, HÄNNINEN, J. Adv. Mater. Process. 160, 2002, 33. HU, J.D., LUAN, J.F., DONG, Q.Z., ZHOU, Z.F., TOSTO, S. Wear resistence of Autor: Eva Mazancová 46

52 austenite-tic-graphite microstructures prepared by laser coating. Mat. Sci, Tech. 17, 2001, 5, 588. BANAL, R., KIMURA, T, GOTO, T. Mater. Trans., 46, 2005, YANG, Y.L., GUO, N. In situ fabrication and wettability of Ca2SiO4/CaTiO3 biocoating by laser cladding technology on Ti-6Al-4V alloy. Mater. Sci. Tech., 29, 2013, 5, 598. COURTOIS, M., CARIN, M., LE MASSON, P., GAIED, S. A two-dimensional axially-symmetric model of keyhole and melt pool dynamics during spot laser welding. Rev. Métallurgie, 110, 2013, 165. Autor: Eva Mazancová 47

53 3. POUŽITÍ PLASMOVÉ EXPOZICE PRO TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ Členění kapitoly: 3. Použití plasmového ohřevu pro tepelné zpracování 3.1. Plasma 3.2. Fyzikálně metalurgické charakteristiky zakalené povrchové zóny Faktory působící na dosahované vlastnosti výrazně zpevněného materiálu 3.3. Rozbor vlivu intenzity a délky plasmové expozice 3.4. Tloušťka ovlivněné zóny po plasmové expozici Literatura Shrnutí pojmů kapitoly a literatura k dalšímu studiu Čas potřebný ke studiu: 190 minut Cíl: Po prostudování této kapitoly budete seznámeni se základními principy plasmové expozice a s vlastnostmi, zejména tvrdostmi, kterých lze danou technikou dosáhnout ve srovnání s konvenčním zpracováním; budete schopni se orientovat ve strukturních zónách, které vznikají pod povrchem kovových materiálu po plasmové expozici s různým obsahem uhlíku; pochopíte fyzikálně metalurgické principy interakce plasmového ovlivnění s kovovým povrchem; budete schopni posuzovat mikrostrukturní a pevnostní vlastnosti kovových materiálů po laserové expozici ve vztahu k parametrům expozice Autor: Eva Mazancová 48

54 Výklad 3. Použití plasmového ohřevu pro tepelné zpracování 3.1. Plasma Plazmový ohřev má s laserovou expozicí společného jmenovatele, tj. dosažení vysoké povrchové teploty zpracovávaných materiálů, přičemž tento efekt je zkoncentrován na poměrně tenkou povrchovou vrstvu. Krátkodobost účinku a dynamický charakter interakce se zpracovávaným materiálem, vysoká rychlost ohřevu a ochlazování, včetně možné doprovodné deformace, tvoří nosné parametry technicko-technologických podmínek zpracování za použití výše uvedených méně konvenčních energetických zdrojů v procesu tepelného zpracování. Lze dosáhnout vyšší úrovně zpevnění (tvrdosti zakalené vrstvy), než je obvyklé při konvenčním zpracování (viz údaje o laserovém účinku popisovaném v předcházející kapitole) [1-3]. Při plasmovém zpracování dochází v podstatě k iontovému nanášení materiálu z plasmové komory na povrch základního materiálu, který je vysokou teplotou plasmy nataven a chemicky reaguje s naneseným materiálem. Jedná se o reakci v malém objemu materiálu, v němž dochází k rychlému odvodu tepla do objemu neovlivněného základního materiálu. Nanášený materiál je buď vháněn do plasmové komory v plynu anebo je přímo dán do ní tenký pásek z daného materiálu, který je ohříván na vysoké teploty, dostává se do iontové formy a je následně vystřelován plasmovým dělem na tepelně zpracovávaný materiál. Z dosud získaných poznatků vyplývá, že laserová expozice a účinek plazmy vedou k dosažení obdobných výsledků, jmenovitě pak z hlediska metalografických charakteristik tepelně zpracovávané vrstvy (včetně dosahované úrovně mikrotvrdosti této tepelně ovlivněné zóny). Při detailní analýze lze mezi těmito navzájem porovnávanými účinky zjistit určité rozdíly, související se specifickým účinkem plazmy na povrchu zpracovávaného materiálu. Autor: Eva Mazancová 49

55 3.2. Fyzikálně metalurgické charakteristiky zakalené povrchové zóny Z metalografické analýzy binární soustavy Fe-C vyplynulo, že vzniklé zóny jsou blízké svým charakterem zónám (oblastem) vzniklým při laserové expozici. U podeutektoidní oceli je možno zjistit výskyt tří oblastí o specifických mikrostrukturních parametrech a úrovní mikrotvrdosti. V těsné blízkosti povrchu je zjišťována obtížně leptatelná zóna (obdoba bílého pásu popisovaného při laserové expozici), v níž není možno detekovat hranice zrn výchozí austenitickě struktury. Druhá zóna, tzv. tepelně ovlivněná zóna, situovaná pod bílou zónou (vrstvou), sestává ze dvou typů zrn. V případě plazmové expozice jeden typ zrn, vyskytující se v této vrstvě, má vyšší úroveň mikrotvrdosti než povrchová bílá vrstva. Tato zrna obvykle zaujímají místa, v nichž se před expozicí vyskytovala perlitická struktura. Druhý typ zrn pak odpovídá feritickým zrnům. Třetí zónu pak tvoří původní (výchozí) feriticko-perlitická mikrostruktura. Zajímavé je, že hranice mezi těmito třemi zónami jsou velmi ostré. Změny mikrotvrdosti, odpovídající jednotlivým diskutovaným oblastem, jsou vidět ze závislostí uvedených na obr. 1. Jak je patrné z tohoto Obr. 1 Změny mikrotvrdosti ve třech výše uvedených zónách po expozici 10 µs a 100 µs [1] obrázku, dosažená úroveň tvrdosti a rozsah tepelného ovlivnění závisejí na délce plazmové expozice. Maximální tvrdost je zjištěna po krátkodobém působení (10 µs) v tepelně ovlivněné zóně v místech původního výskytu perlitických zón. V této souvislosti je nutno uvést, že hodnoty tvrdosti (mikrotvrdosti), vynesené na obr. 1 pro tuto zónu, odpovídají Autor: Eva Mazancová 50

56 původním místům výskytu perlitu a ne zrnům, která byla původně feritická. Hodnoty HV30 byly nalezeny v místech, kde ve výchozím stavu byla mikrotvrdost perlitických oblastí okolo 300 HV30 a zrn feritu okolo 200 HV30 (viz dvě úrovně mikrotvrdosti, zaznamenané na obr. 1, pro tyto dvě základní strukturní složky ve výchozím stavu ve větší vzdálenosti od místa plazmové expozice). Je ale také nutné vzít v úvahu, že stanovené hodnoty mikrotvrdosti vykazují poměrně značný rozptyl, který může dosáhnout až 100 HV30, jmenovitě pak při měření tvrdosti v tzv. bílé zóně (povrchové vrstvě). U ocelí eutektoidního a nadeutektoidního složení pomocí metalografické techniky není prakticky schůdné rozlišit první a druhou (podpovrchovou) vrstvu. Obě se svým vzhledem blíží charakteru bílé zóny. Pouze hodnoty mikrotvrdosti jsou odlišné a dosahují hodnoty 1000 resp HV30 (v druhé podpovrchové vrstvě). Stejný typ oceli, je-li jeho výchozí struktura tvořena martenzitem, vyžaduje nižší intenzitu dalšího kalení pomocí plazmového zpracování. Počáteční mikrotvrdost konvenčně zpracovaného materiálu s martenzitickou mikrostrukturou je přibližně 700 HV30 a na povrchu se tato úroveň po plazmové expozici zvýší na 850 až 950 HV30 v bílé povrchové zóně. U ocelí zakalených před plazmovým zpracováním je však pozorován výskyt popuštěné oblasti situované pod povrchovou bílou zónou. Jak se uvádí v práci [1], martenzit exponovaný účinkem plazmy je však náchylný k praskání podél původních austentických hranic zrn. Obr. 2 Vliv obsahu uhlíku na tvrdost oceli v povrchové zóně a tepelně ovlivněné zóně po plasmovém kalení [4] Vliv obsahu uhlíku na zpevnění ve výchozím stavu žíhané uhlíkové oceli je patrný z obr. 2. Mikrotvrdost bíle zóny je slně zvýšena při vzrůstu obsahu uhlíku, zatímco v tepelně Autor: Eva Mazancová 51

57 ovlivněné zóně (druhé vrstva pod povrchem je prakticky dosahovaná mikrotvrdost nezávislá na obsahu uhlíku v oceli. Z obr. 2 dále plyne, že největší rozdíl v hodnotách tvrdosti mezi první a druhou povrchovou vrstvou (zónou) je dosahován při nejnižších obsazích uhlíku v oceli. Za zmínku stojí i to, že oceli s nízkým obsahem uhlíku, obvykle méně vhodné pro kalení, vykazují vysokou úroveň zpevnění po aplikaci plazmové techniky. V každém případě je kalení pomocí plazmové expedice podstatně intenzivnější než konvenčního kalení. V bílé zóně (na povrchu) se zvyšuje mikrotvrdost v porovnání s konvenčními podmínkami o více než 200 HV30 u hypoeutektoidních ocelí a okolo 100 HV30 u hypereutektoidních ocelí. Rozdíl v dosahované úrovni mikrotvrdosti je však pro tepelně ovlivněnou zónu (druhou podpovrchovou vrstvu) podstatně vyšší. V tomto případě je zisk mikrotvrdosti v průměru 300 HV30 (v některých případech při velmi krátké expozici např. 10 µs je tento vzrůst až okolo HV30) u oceli podeutektoidního typu a okolo 200 HV30 u oceli o nadeutektoidním složení. Techniky plazmového ohřevu lze také využít i pro povrchové legování, což představuje další možnosti při dosažení superzpevňujího účinku. Plazma za těchto podmínek současně vyvolává dva odlišné účinky: a) materiálovou ztrátu vlivem eroze, b) vzrůst hmotnosti vyvolávaný implantací iontů plazmy na exponovaném povrchu. Za určitých podmínek je zaznamenán převládající účinek zvýšení hmotnosti nad erozními účinky [4]. Vzájemný vztah mezi těmito mezními účinky plazmy závisí na hustotě plasmy. Při vysoké hustotě, tj. při malé vzdálenosti mezi plazmovým dělem a zpracovávaným materiálem převládají erozní účinky, spojené se vznikem kráteru v exponovaném materiálu. Při poklesu hustoty plazmy, v případě větší vzdálenosti plazmového zdroje od exponovaného materiálu, se snižují erozní účinky a při dosažení příslušného stavu hustoty plazmy nastává opačný proces, tj. implantace iontů z plazmy na povrchu materiálu za vzrůstu jeho hmotnosti. Zdrojem vzrůstu není jen materiál explozivních konduktorů, ale i materiál děla a vysokonapěťových elektrod [1]. Zajímavé jsou Autor: Eva Mazancová 52

58 předpokládané hmotnostní přínosy jednotlivých výše uváděných zdrojů (v pořadí, jak byly výše uváděny): 40%, 50% a 10%. Použití rozličných explozivních konduktorů sice nemění zásadní metalografické charakteristiky vzniklých zón (zpevněných oblastí na povrchu), ale při hodnocení mikrotvrdosti lze zaznamenat závažné rozdíly v dosahované úrovni u bílé zóny. Při použití fólie hliníku odpovídá mikrotvrdost v bílé zóně v průměru 700 HV30, zatímco při použití fólie ze slitiny Ni-Cr je mikrotvrdost až 850 HV30. Nejvyšších hodnot mikrotvrdosti (až okolo HV30) bylo dosaženo při použití tenkých explozivních uhlíkových destiček. Uváděné výsledky byly dosaženy při plazmové expozici 100 µs. Z chemického rozboru bílé vrstvy vyplynul prudký vzrůst koncentrace prvků v této zóně, které byly součástí materiálu explozivního konduktoru. Při podrobné analýze bylo provedeno následující hodnocení (k odlišení mezi efektem implantace iontů z explozivní fólie a plazmového děla, bylo toto připraveno ze středně uhlíkové oceli). Změny chemického složení v hloubce pod povrchem byly stanoveny pomocí lokální mikroanalýzy na vzorcích vyleštěných pod malým úhlem k původnímu povrchu. Rozdělení prvků v hloubce pod povrchem exponovaného materiálu je uvedeno na obr. 3. Z něj lze usuzovat na penetraci plazmových iontů hlavně v oblasti bílé zóny a na větší změny v rozdělení přísad v natavené oblasti při plazmové expozici (tomu pak odpovídá i vznik bílé zóny). V pevném stavu (tepelně ovlivněná zóna) jsou změny v chemickém složení vlivem krátkosti expoziční doby a podstatně nižší difúzi v pevném stavu zanedbatelné. Obr. 3 Změny v obsahu Al (folie) a C (destička) v závislosti na hloubce ovlivnění [4] Autor: Eva Mazancová 53

59 Faktory působící na dosahované vlastnosti výrazně zpevněného materiálu Rozhodujícím parametrem, přispívajícím k intenzivnímu zpevnění (zakalení) povrchových vrstev, je mimořádně vysoká rychlost ohřevu a velmi krátká expoziční doba za vysoké teploty následovaná intenzívním ochlazením. Znamená to, že při plazmové expozici τ = 100 µs, kdy povrchová vrstva je ohřáta na teplotu tavení T m (u železa T m = 1539 º C), je střední rychlost ohřevu (T m /τ) = 10 7 K.s -1. Rychlost ochlazování je pak okolo 10 6 K.s - 1. Při kratší plazmové expozici (10 µs) jsou dosahované parametry v obou případech o 1 řád vyšší. Vysoká rychlost ohřevu a velmi krátká expoziční doba neumožňuje homogenizaci roztaveného materiálu a austenitu. Nehomogenity chemického složení a struktury jsou zachovány při dalším zpracování. Z výše uvedených údajů o dosahované rychlosti ochlazování plyne, že je dostačující u celé řady kovových soustav ke vzniku amorfního kovu (kovového skla) [3]. Pomocí Rtg analýzy bílé zóny a tepelně ovlivněné oblasti bylo zjištěno, že vzniklý martenzit má vysokou tetragonalitu. Paralelně byl v těchto oblastech detekován i zbytkový austenit. Prioritním zdrojem zpevnění je tedy vznik martenzitu. U soustav, u nichž nedochází během tepelného cyklu při plazmové expozici k fázovým přeměnám, nebyl zaznamenán výraznější vzrůst hodnot tvrdosti. Při krátkodobém ohřevu během plazmové expozice vzniká nehomogenní martenzit, charakterizovaný vyšším odporem proti plastické deformaci, než jaký je pozorován u konvenčně zpracovaného martenzitu. Nasycení bílé zóny ionty kovů a plazmy je dalším faktorem přispívajícím k celkovému zpevnění. Zpevňující proces bude záviset na složení plazmy, množství implantovaných iontů a úrovni přesycení, která přímo souvisí s rychlosti ochlazování. V neposlední řadě je nutné vzít v úvahu i vysoký tlak (tlakovou dynamiku), vyvolaný působením (impulsní) plazmy na povrchu zpracovávaného materiálu. Při hustotě plazmy ρ = 10 kg.m -3 a rychlosti v = m.s -1 dosahuje se v místě expozice tlaku okolo 400 MPa, jehož úroveň překračuje hranici meze kluzu austenitu. To znamená, že dochází k plastické deformaci austenitu a k návaznému velmi rychlému ochlazení, tj. procesu, který v zásadě odpovídá tepelně mechanickému zpracování. Autor: Eva Mazancová 54

60 Velmi nehomogenní martenzit se vyznačuje vysokou nestabilitou, což vede k urychlení popouštěných procesů při návazném tepelném zpracování (rychlý pokles mikrotvrdosti s teplotou popuštění v porovnání s podmínkami za konvenčního tepelného zpracování). Například popouštění na teplotu 200 C vyvolává mimořádně silný pokles v tepelně ovlivněné oblasti (sekundární zóně pod povrchem). U oceli s 0,45 %C při konvenčním tepelném zpracování se při popouštění na 500 C sníží tvrdost přibližně na polovinu; u stejného typu oceli tepelně zpracované za použití plazmy (o vyšší výchozí úrovni tvrdosti) se sníží na polovinu po popouštění na teplotě 300 C [1] Rozbor vlivu intenzity a délky plasmové expozice Účinek intenzity a délky expozice tepelného zdroje na zpevnění je možno stanovit na základě teplotní analýzy. Za předpokladu, že tepelný tok F 0 působí na rovinný povrch vzorku X = 0 o semikonečném rozměru X 0 během doby a za předpokladu, že povrch X = 0 je tepelně izolován, pak teplotu T v době t lze vyjádřit následdovně [3]: T(t,x) = (2 F 0 1/2 )/(K 1/2 ) {t 1/2. exp[-x 2 /(4t)] (t-) 1/2. exp[-x 2 /(4 ( t-))] + 1/2 x /(2 1/2 ). [ erfc(x/(2(xt) 1/2 )) erfc(x/(2(x(t-)) 1/2 )) ]} (1) kde je tepelná difuzita, a K je tepelná vodivost. takto: Na povrchu X = 0 a při t lze teplotu zjednodušeně vyjádřit v souhlasu s rovnicí (1) (t) = T 0m ( (t/) 1/2 - ((t-)/) 1/2 ) (2) kde T 0m = [2 F 0. x 1/2. 1/2 /(K 1/2 ) ] je maximální teplota dosažená na povrchu X = 0. Během ohřevu (tj. t) je teplota v místě X = 0 dána vztahem: T = T 0m.(t/) 1/2 (3) Autor: Eva Mazancová 55

61 Z rovnice (2) a (3) lze sestavit celkovou dobu t, během níž je povrch exponován za teploty vyšší než je eutektoidní teplota T e (tj. nastává zakalení při návazném podchlazení na martenzit). t =. e 2.[ ¼ (1/ e 2 + 1) 2-1] (4) kde e = (T e / T 0m ). V daném případě t zahrnuje dobu ohřevu z teploty T na T 0m a ochlazení z T 0m na teplotu T e, což představuje skutečnou dobu pro homogenizaci austenitu nebo roztaveného materiálu v povrchové vrstvě. Dalšími důležitými parametry jsou rychlosti ohřevu a ochlazování. Rychlost ohřevu - h - na teploty T = T e je možno stanovit z níže uvedeného výrazu, který byl získán diferencováním rovnice (3). h = (- 2 T e / ). ( e 2 /(1 - e 4 ) ) (5) Rychlost ochlazování - c je dána následujícím vztahem odvozeným z rovnice (2): c = (- 2 T e / ). ( e 2 /(1 - e 4 ) ) (6) Z rovnic (4), (5), (6) je vidět, že se zkrácením výdrže při konstantní hodnotě e = T e / T 0m, tj. při konstantní maximální teplotě T 0m dosahované při X = 0, všechny parametry t, h a c podporují intenzitu zakalení. Vzrůst hodnoty h vede k přehřevu, k dosažení vyšší nukleační rychlosti -fáze a tím i k dosažení jemnějších austenitických zrn. S tím souvisí i následně jemnější martenzit po zakalení. Při hodnotě T e = 700 C, T 0 = 2900 C (bod varu železa), 10-4 s je pak t s, h K.s -1 a c 10 6 K.s -1. Při hodnotě 10-5 s budou t = s, h K.s -1 a c 10 7 K.s -1. Z obr. 1 plyne výrazný vliv na dosahovanou hodnotu mikrotvrdosti. Naopak vliv tepelného toku F 0 přes fázové rozhraní mezi plazmou a exponovaným materiálem (oceli) je z hlediska dosahované úrovně prokalení v podstatě zanedbatelný (obr. 4). V uvedeném případě je = 100 s a exponovaná je uhlíková ocel s 0,8 %C. Malý vliv F 0 na úroveň zakalení lze spojit s rozličným vlivem hodnoty F 0 na hodnoty t, h a c. V dané Autor: Eva Mazancová 56

62 souvislosti je nutno uvést, že v případě plazmové expozice, kdy se uplatňuje přednostně erozní proces, vztahy uvedené v rovnicích (4), (5), (6) vyjadřují pouze orientačně směr působení. Vzhledem k tomu, že e (T e / T 0m ), tak z rovnic (4), (5), (6) je možno usuzovat na to, že vzrůst hodnoty F 0 se projeví v ovlivnění t a c nepříznivě z hlediska úrovně zakalení. Naopak h se zvyšuje, což podporuje proces zakalení. Současně je nutno vzít v úvahu i vyšší dynamické účinky (dynamický tlak) při zvýšení F 0. Souhrnně lze tedy konstatovat, že rozličné směry působení vedou i k rozličnému účinku z hlediska zakalení (vytvrzení), takže z celkového hlediska změny v mikrotvrdosti jsou zanedbatelně malé. Obr. 4 Tvrdost uhlíkové oceli v závislosti na tepelném toku plasmové expozice F 0 [4] 3.4. Tloušťka ovlivněné zóny po plasmové expozici Jelikož bílý pás vzniká při intenzívním zakalení z austenitické oblasti, resp. natavené oblasti, je možno jeho tloušťku predikovat z údajů teplotní analýzy. Z maxima rovnice (1) lze stanovit koordinátu -X- kde je dosaženo maximální teploty (v závislosti na čase): X 2 = (2t(t-)/ ). ln(t/(t-)) (7) Aproximace rovnic (1) a (7) pro X (2) 1/2 a X (2) 1/2 byla použita při analýze ovlivněné zóny při laserové expozici [1]. Maximální teplotu, dosahovanou pro libovolnou hodnotu X, lze stanovit po zavedení bezrozměrného časového parametru n = t/ a bezrozměrné rozměrové koordináty r = X/(2t) 1/2. Rovnice (7) nabývá pak následný tvar: Autor: Eva Mazancová 57

63 r 2 = n(n-1).ln[n/(n-1)] (8) Po dosazení rovn. (8) do rovn. (1) se obdrží bezrozměrný parametr charakterizující maximální teplotu: = [(n-1) n-1 /n 2 ] 1/2 + [n(n-1)/2] 1/2. ln(n/(n-1)). { erfc[((n-1)/2) 1/2. ln(n/(n-1))] - erfc[(n/2) 1/2. ln(n/(n-1))] } (9) kde = [T m (X)/T 0m ] a T m (X) je maximální teplota dosahovaná v hloubce X, T 0m je maximální teplota dosahovaná na povrchu (X = 0). Rovnice (8) a (9) byly použity pro výpočet funkce = (r) uvedené na obr. 5, která umožňuje předikovat maximální hloubku penetrace dané teploty při hodnotách F 0 a. Obr. 5 Závislost parametru na bezrozměrné koordinále r [1] Závislost uvedenou na obr. 5 lze vyjádřit pomocí výrazu: = (1 + ar) / (1 + br + cr 2 ) (10) kde a = 2,04; b = 2,55; c = 6,727. Rovnice (10) se odchyluje v průměru o 3,5 % od přesné hodnoty při r = 0,1. Za hodnot r 0,1 a r 0,1 je přesnost rovnice (10) nižší. Z rovnice (10 pak plyne, že: r = 1/2c [ a/ - b ( (a/ - b) 2 4c(1 1/) ) 1/2 ] (11) Autor: Eva Mazancová 58

64 Za předpokladu, že zakalená vrstva je definována koordináty X 1 a X 2, v nichž je dosaženo teploty varu materiálu T 1 a eutektoidní teploty T 2, tak šířka této vrstvy odpovídá hodnotě X = (X 2 - X 1 ). Po dosazení do rovnice (11) se obdrží: X = (x/1,41c) 1/2 [ a T 0m (1/ T 2. 1/ T 0 ) + ( (a T 0m / T 2 - b) 2 + 4c (T 0m / T 2 1) ) 1/2 - - ( (a T 0m / T 1 - b) 2 + 4c (T 0m / T 1 1) ) 1/2 ] (12) kde T 0m = 2F 0.a 1/2. 1/2 / K. 1/2. Z rovnice (12) lze usuzovat, že šířka bílého pásu se zvětšuje se vzrůstem hodnot F 0 a. Obrázek 1 uvádí příklad výrazného zvětšení jak bílého pásu, tak tepelně ovlivněné zóny při prodloužení plazmové expozice z 10 s na 100 s (při přibližně stejné energii plazmového zdroje). Prodloužení expozice (hodnoty ) pak vede ke zhoršení úrovně dosahovaných vlastností, hlavně pak tvrdosti. Teoretická závislost, vynesená podle rovn. (12), má lineární průběh se změnou energetického příkonu na materiál (viz obr. 6). Při výpočtu byly zvoleny tyto hodnoty: = (K/.c), K = 0,327 W.(cm K) -1 (při 1320 C u železa), c = 0,64 J(g.K) -1 (což odpovídá střední hodnotě ležící mezi hodnotami 0,45 J(g.K) -1 pro teplotu 25 C a 0,82 J(g.K) -1 pro teplotu 1730 C, stanovené pro pevné a roztavené železo [1]. Obr. 6 Závislost tloušťky (šířky) zakalené oblasti v závislosti na impulsech tepelné energie plasmy [1] Nutnost zvýšení X účinkem F 0 byla experimentálně prokázána; dále bylo stanoveno, že hustota toku energie při plazmové expozici E 0 závisí na velikosti hodnoty F 0 a vede k intenzívní erozi a k rozšíření oblasti zakalení [4]. Experimentální body uvedené na obr. 6 Autor: Eva Mazancová 59

65 pro eutektoidní ocel odpovídají údajům získaným ve střední části oblasti ovlivněné plazmou, kde odvod taveniny účinkem plazmy je obtížný. Na obvodě je šířka bílého pásu menší, neboť zde již dochází k větším materiálovým ztrátám [4]. Celkově lze konstatovat, že experimentální údaje v zásadě souhlasí s předikovanými (vypočtenými) údaji, ačkoliv tepelné efekty spojené s roztavením exponovaného materiálu a s jeho varem nejsou podrobněji uvažovány v předložené teplotní analýze. Maximální šířka bílé zóny dosažená při prováděných pracích byla 350 až 400 m. Další rozšíření této oblasti (nárůst hodnoty X) při konstantní době expozice je obtížné z následujících důvodů: a) obtížné zvýšení energetického příkonu, b) při hustotě intenzivního energetického toku E 0, podíl tepelného toku F 0, rozhodujícího o šířce (hloubce) zakaleného pásu, se zvyšuje jen zvolna se vzrůstem E 0, neboť značná část energie se spotřebuje na vypaření exponovaného materiálu a při odvodu těchto produktů. Důsledkem je silnější vliv na rozsah eroze exponovaného materiálu než na výraznější rozšíření (zvětšení hloubky) zakalené vrstvy. Intenzívní zakalení vyvolané účinkem (vysoce energetické) plazmové expozice predestinuje aplikaci této techniky v těch případech, kdy je u materiálů požadovaná vysoká otěruvzdornost, případně i odolnost proti korozi. Nejefektivnější je zpracování u těch materiálů, které ve výchozím stavu byly normalizovány nebo vyžíhány. Je-li výchozí materiál v zakaleném stavu, pak výskyt popouštěné oblasti v příslušné vzdálenosti od povrchu částečně diskvalifikuje účinné využití předností plazmového ohřevu. Možností modifikace vlastností účinkem legování při aplikaci plazmové expozice, ve spojení s následným rychlým ochlazením, dává tato technicko-technologická varianta široké možnosti pro dosažení vysokých materiálových a mikrostrukturních parametrů, které nelze běžně dosáhnout pomocí jiných metod povrchového tepelného zpracování kovových materiálů. LITERATURA 1 GURAIE, V.N. Metals Forum, 7, 1984, 1,13. Autor: Eva Mazancová 60

66 [2] MUŠÁLEK, R., DLABÁČEK, Z, CINERT, J., KOTLAN, J., VILÉMOVÁ, M., NEVRLÁ, B., PALA. Z., MATĚJÍČEK, J., CHRÁSTKA, T. Preparation of multiphase materials with spark plasma sintering. In: METAL2013, Ed. Tanger, s.r.o.. Ostrava, Brno, 2013, práce E45, 6. [3] DEEVI, S. C. Powder Processing of FeAl Sheets by Roll Compaction. Intermetallics, , vol. 8, no pp MAZANCOVÁ, E., MAZANEC, K. Moderní metody tepelného zpracování (vybrané kapitoly). Skripta, ES VŠB-TU Ostrava, Shrnutí pojmů kapitoly Na závěr kapitoly jsou zopakovány hlavní pojmy, které jste si měli osvojit. princip plasmové expozice hustoty výkonu a časy plazmové expozice strukturní zóny podeutektoidní oceli po plasmové expozici strukturní zóny oceli s eutektoidním a nadeutektoidním složením po plasmové expozici martenzitická struktura po plazmové expozici tvrdosti po plasmové expozici povrchové legování plazmou a vliv vzdálenosti od ZM rychlost ohřevu, délka expozice a rychlost ochlazování ve vztahu k finální tvrdosti Literatura k dalšímu studiu: TANG, L.N., YAN, M.F. Microstructure and corrosion resistence of quenched AISI 4140 steel plasma nitrided and nitrocarburised with and without rare earths. Mater. Sci. Tech. 29, 2013, 5, 610. TAHERI, P., DEGHANIAN, Ch. Wear and corrosion properties of nanocrystalline coatings on stainless steel produced by plasma electrolytic nitrocarburarizing. Int. J. Mat. Res., 99, 2008, 1, 92. Autor: Eva Mazancová 61

67 CHANTHAPAN, S., RAPE, A., GEPHART, S., KULKARNI, A., SINGH, J. Industrial Scale Field Assisted Sintering: Is an Emerging Disruptive Manufacturing Technology. Advanced Materials & Processes, 169, 2011, 7., 21. CHANTHAPAN, S., RAPE, A., GEPHART, S., KULKARNI, A., SINGH, J Industrial Scale Field Assisted Sintering an Emerging Disruptive Manufacturing Technology: Applications. Advanced Materials & Processes, 169, 2011, 8, 25. NISHIMOTO, A., NAKAZAWA, K. Effect of sample mount on active csreen plasma duplex processing. Mat, Sci Forum, 2013-bude publikováno SKIBA, T. Characterization of Spark Plasma Sintered and Thermally Sprayed Fe-Al Based Intermetallics (Ph.D. Thesis). Praha: KMAT-FJFI-CVUT, Autor: Eva Mazancová 62

68 4. ELEKTRICKÝ RYCHLOOHŘEV KOVOVÝCH MATERIÁLŮ Členění kapitoly: 4. Elektrický rychloohřev kovových materiálů 4.1. Základní princip elektrického rychloohřevu 4.2. Základní technické údaje o elektrickém elektroohřevu 4.3. Porovnání dosahovaných vlastností po aplikaci elektrického Literatura rychloohřevu s konvenčním tepelným zpracováním Otázky a literatura k dalšímu studiu Čas potřebný ke studiu: 70 minut Cíl: Po prostudování této kapitoly budete seznámeni se základními principy elektrického rychloohřevu; pochopíte přínos dané techniky ve srovnání s konvenčním tepelným zpracováním; budete schopni posoudit možnost aplikace daného typu zpracování v technické praxi Výklad 4. Elektrický rychloohřev kovových materiálů 4.1. Základní princip elektrickém rychloohřevu Jedná se o jednu z progresivních technicko-technologických variant tepelného zpracování kovových materiálů, která využívá Jaulova tepelného efektu elektrického Autor: Eva Mazancová 63