VLIV DOKOVACÍH TEPLOT NA STRUKTURU A VLASTNOSTI VÝKOVKŮ Z MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ. Miroslav Greger a Stanislav Rusz b Adam Hernas c

Transkript

1 VLIV DOKOVACÍH TEPLOT NA STRUKTURU A VLASTNOSTI VÝKOVKŮ Z MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ Miroslav Greger a Stanislav Rusz b Adam Hernas c a VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, Ostrava-Poruba, miroslav.greger@vsb.cz b VŠB-TU Ostrava, 17. listopadu 15, Ostrava-Poruba, ČR, stanislav.rusz@vsb.cz c Silesian University Katowice, Department of Materials Engineering, Krasińskiego 8 Katowice, Poland, hernas@mail.polsl.katowice.pl Abstract The article analyses summary of influences of micro-structural parameters on strength properties and transition temperature of micro-alloyed steels. Knowledge of these processes forms a basis for control of conditions of forging and controlled cooling of forgings from finish-forging temperatures. It is also possible to use this knowledge for influencing course of thermally activated processes at plastic deformation and thus also final structure and mechanical properties of forgings. 1. ÚVOD Konstrukční ocele si stále udržují dominantní postavení v automobilové výrobě. Zvyšování užitných vlastností těchto ocelí má především dopad na snížení hmotnosti finálního výrobku. Tento trend zaznamenává v posledních letech prudký kvantitativní i kvalitativní rozvoj. Využitím mikrolegování a řízeného kování můžeme u běžných uhlíkomanganových ocelí zvýšit základní užitkový ukazatel - mez kluzu o %. Současné konstrukční ocele pro automobilový průmysl mají různorodou strukturu a chemickou koncepci. Podle struktury je můžeme rozdělit na polyedrické a nepolyedrické. Nepolyedrické se volí pro meze kluzu nad 550 MPa, jako ocele s acikulárním feritem, bainitem, samopopuštěným resp. popuštěným martenzitem. Vyžadují legování, nejčastěji molybdenem, vyšší obsah manganu, niklu, chrómu. Z polyedrických se používají především ocele s redukovaným obsahem perlitu. Vyznačují se obvykle nízkým (případně středním obsahem uhlíku) obsahem uhlíku, často i pod 0,1 %, s obsahem manganu 0,8 2 %. Ocele jsou charakteristické mikrolegujícími prvky V, Nb, Ti a jejích kombinací. V první skupině se ve světovém měřítku v poslední době výrazně prosadily ocele mikrolegované vanadem s obsahem uhlíku kolem 0,35 % a manganu kolem 1,5 %. Rekrystalizační, transformační a precipitační charakteristiky této oceli jsou výhodné. Po tváření i bez podstatných zásahů kontrolovaného kování dávají homogenní jemnozrnnou polyedrickou strukturu a spolehlivě se u nich dosahuje Rp0,2 ~ 550 MPa. Chemické složení a mechanické vlastnosti typických ocelí je uvedeno v tab. 1. Při uplatnění principů řízeném kování je možné u uvedených ocelí s dostatečnou rezervou dosáhnout požadované pevnostní hodnoty i při velmi nízkých tranzitních teplotách. Při sériové výrobě je nutné znát zákonitosti rekrystalizačních, transformačních a 1

2 precipitačních procesů během kování. To vytváří podmínky pro přesné definování možných tolerancí teplot, deformací a mezioperačních časů během kování. Tabulka 1. Chemické složení a základní mechanické vlastnosti mikrolegovaných ocelí používaných v automobilovém průmyslu [1] Značka oceli Vanard 925 0,37 0,42 C38Mod 0,36 0,40 38MnSiVS5 0,35 0,40 27MnSiVS6 0,25 0,30 V2903 0,30 0,35 VW1427 0,29 0,33 49MnVS3 0,44 0,50 V2906 0,42 0,46 Obsah prvků Mechanické vlastnosti [%] R P 0,2 R m A Z HB C Mn Si S V [MPa] [%] 1,10 0,5-0,40 0,05-0,08 0,08-0,13 > > , ,30 1,45 1,20 1,50 1,30 1,60 1,40 1,60 1,40 1,60 0,70 1,0 0,7 1,0 0,50-0,65 0,03-0,065 0,08-0,012 > >12 >25-0,50-0,80 0,03-0,065 0,08-0,13 > >12 >25-0,50-0,80 0,03-0,05 0,08-0,13 > >14 >30-0,50-0,70 0,03-0,05 0,07-0,12 > >14 > ,50-0,70 0,03-0,045 0,08-0,13 > >45 - < 0,50 0,03-0,065 0,08-0,13 > >8 >20-0,5-0,40 0,05-0,075 0,07-0,10 > > Řízeným vývojem struktury a substruktury můžeme u mikrolegovaných ocelí získat velmi široký a různorodý komplex vlastností. Základními parametry, které ovlivní výsledné vlastnosti výkovků jsou : velikost zrna a subzrna, množství a disperzita precipitátů, hustota dislokací a stavba tuhého roztoku. Ukazuje se, že optimalizací těchto strukturních parametrů u ocelí s polyedrickou strukturní stavbou můžeme dosáhnout hodnoty meze kluzu na úrovni MPa, a to při vysoké odolnosti proti křehkému lomu [2]. 2. PRINCIP TECHNOLOGIE KOVÁNÍ MIKROLEGOVANÝCH OCELI Při zvyšování úrovně vlastností výkovků je vhodné hlavní pozornost věnovat studiu vztahů mezi technologií výroby oceli a strukturou ocelí po řízeném kování. Klíčovým problémem je řízené kování spočívající na přísném respektování zákonitostí pohybu hranic zrn austenitu v termicko-deformačním procesu kování, zákonitostí fázové transformace a precipitace karbonitridů. Při otázkách pohybu hranic zrn tu jde především o problematiku růstu austenitického zrna v přípravném ohřevu před kováním a problematiku jeho dynamické, statické případně postdynamické rekrystalizace, která je ve výrazné interakci s precipitací karbonitridů, především s tzv. deformačně indukovanou precipitací při vlastním kování [3]. 2

3 Hlavním cílem řízeného kování je získání jemného austenitického zrna a optimálního stavu substruktury před fázovou transformací. Fázová transformace austenitu může výrazně ovlivnit sekundární strukturu a interfázovou precipitaci. Kromě termodynamických a kinetických zákonitostí fázové transformace tu vyvstávají i vztahy mezi strukturou a substrukturou austenitu bezprostředně před transformací a strukturou a substrukturou nově vznikajícího feritu. Řízené ochlazování z dokovacích teplot musí vycházet ze zákonitostí fázové transformace, interfázové a feritické precipitace. Postup řízeného kování : 1) Ohřev na optimální, horní kovací teplotu tak, aby došlo k rozpuštění karbidotvorných prvků do tuhého roztoku austenitu, kování s probíhající rekrystalizací, čímž se jednak dosáhne požadovaných rozměrů předkovků a také se zjemní austenitické zrno. Středněuhlíkové oceli mikrolegované vanadem a niobem se obvykle ohřívají na teploty kolem 1150 C 1170 o C, při čemž dojde k rozpuštění karbonitridů mikrolegujících prvků. 2) Řízeným kováním lze v této fázi získat velikost zrna d rex přibližně kolem 50µm [4]. 3) Dokováním za snížených teplot s probíhající precipitací a zpomalenou rekrystalizací. Z porovnání křivek, vyjadřující závislost počátku a konce dynamické precipitace na teplotě, s křivkami rekrystalizace vyplývá, že k zpomalení rekrystalizace dochází při teplotách, při nichž precipitace předbíhá rekrystalizaci. Při vysokých teplotách deformace nad 950 C, kdy nejsou vytvořeny podmínky pro precipitaci, stejně tak při nízkých teplotách pod 800 C, kdy je difúzní rychlost pro precipitaci již velmi malá, se kinetika rekrystalizace řídí známým Avramiho vztahem. V rozmezí teplot mezi 850 a 950 C, kdy dochází velmi rychle k dynamické precipitaci, se rychlost rekrystalizace zpomalí. Příznivé podmínky pro zpoždění rekrystalizace však nevytváří jen vhodná teplota kolem 900 C, ale i samotná rychlost deformace. Jemný precipitát, který zpozdí rekrystalizaci vyžaduje pro svůj vznik rychlosti deformace kolem ε = s -1. Deformací indukovaná precipitace oddálí start dynamické rekrystalizace, čímž dochází ke kumulaci deformace v oblasti zmíněných tvářecích teplot, bez nebezpečí vzniku dynamické rekrystalizace. Z toho důvodu je možno zvýšit deformace v této fázi kování na hodnoty kolem 50 %. 4) Řízeným ochlazováním z dokovacích teplot dochází k dalšímu zjemnění sekundární struktury a dosení potřebných mechanických vlastností. 3. VÝVOJ STRUKTURY Deformovaná mřížka představuje soustavu s vyšší volnou energií a je termodynamicky nestabilní. Soustava má tendenci snížit volnou energii cestou odstranění poruch vzniklých při plastické deformaci. Typy a charakter rozdělení poruch krystalové struktury, které jsou vyvolané plastickou deformací za tepla ( T > 0,5 T t ) jsou různorodé. Jejich odstraňování závisí jak na vnitřních podmínkách systému (stav tuhého roztoku, částice sekundární fáze, koncentrace napětí, atd.), tak i na vnějších podmínkách, v kterých se systém nalézá (teplota deformace, rychlost deformace,.). Změna volné energie systému se navenek projeví odpevňovacími procesy. Odpevňovací procesy jsou tepelně aktivované děje. Znamená to, že pokud je deformace realizovaná při dostatečně vysokých teplotách, může zotavení nebo rekrystalizace probíhat už 3

4 během deformace, popř. po ukončení deformace. Při kování mikrolegovaných ocelí je rozhodujícím odpevňovacím procesem rekrystalizace. Rekrystalizace může být v mikrolegovaných ocelích zpomalena deformačně indukovanou precipitací, a také deformačně indukovaná precipitace je urychlována substrukturou deformovaného austenitu. Analýza interakce mezi precipitací a rekrystalizací provedená Takadou [5] umožňuje rozdělit teplotní interval deformace při kování do tří oblastí. Pro oceli mikrolegované vanadem a niobem jsou teplotní intervaly následující: V prvé teplotní oblasti (nad teplotou 1050 C) je rekrystalizace ukončená před začátkem precipitace a precipitace není deformací ovlivněna; V druhé teplotní oblasti (interval teplot C) sice rekrystalizace předbíhá precipitaci, ale v závěrečném stadiu rekrystalizace však nastupuje precipitace a její brzdící účinek, čímž se posunuje závěr rekrystalizace k delším časům. V třetí teplotní oblasti (pod 930 C) deformačně indukovaná precipitace předbíhá začátek rekrystalizace a způsobuje brždění rekrystalizace, a tím se počátek a konec rekrystalizace posune k delším časům Rekrystalizace austenitu v mikrolegovaných ocelích Rekrystalizace má dominantní postavení v souvislosti s vývojem struktury v průběhu řízeného kování. Postup kování musí důsledně vycházet ze zákonitosti tohoto procesu. Při rekrystalizaci austenitu mikrolegovaných ocelí, kromě proměnných veličin termickodeformačního cyklu na kinetiku rekrystalizace má zásadní vliv přítomnost mikrolegur. Dochází zde k vzájemné interakci mezi rekrystalizací a precipitací. Statická rekrystalizace na rozdíl od dynamické začíná po určité inkubační době po přerušení deformace. Během inkubační doby vznikají v deformovaném austenitu rekrystalizační zárodky. Pro popis kinetiky statické rekrystalizace se používá Avramiho rovnice : n X = 1 exp( K t ) (1) R kde X R je rekrystalizovaný podíl v čase t K je materiálová konstanta, jejíž hodnotu lze stanovit z rovnice QR K = Ko exp (2) R T kde K, n jsou koeficienty K o je konstanta je aktivační energie statické rekrystalizace Q R Rekrystalizovaný podíl X R můžeme určit metalograficky. Výpočet rekrystalizovaného podílů pomocí rovnice (1) je poměrně složitější Precipitace karbonitridů mikrolegur v austenitu Mikrolegující prvky a precipitáty jejich karbonitridů jednak přímo ovlivňují vlastnosti oceli a rovněž působí na vývoj struktury. Kinetika precipitace karbonitridů v austenitu se výrazně zrychluje, pokud je v teplotní oblasti precipitace aplikována plastická deformace. Dynamická precipitace se výrazněji začíná projevovat pouze při deformačních rychlostech menších než 10-1 s -1. Z křivek PTT diagramů můžeme určit nos závislosti pro precipitaci TiC při teplotách kolem 1020 o C, pro Nb(C,N) při teplotě kolem 930 o C a pro VN při teplotě 870 o C. Význam deformačně indukované precipitace vzrůstá především v souvislosti s jejím působením na průběh rekrystalizace při řízeném kování. 4

5 3.3. Vliv mikrolegur v tuhém roztoku na brždění rekrystalizace. Podstata vlivu mikrolegur rozpuštěných v tuhém roztoku na brždění rekrystalizace austenitu spočívá v tom, že mikrolegující prvky se podílejí na zpomalení pohybu dislokací a jejich redistribuci ve fázi formování zárodků rekrystalizace. To se projeví zpomalením dynamické rekrystalizace a prodlužováním inkubační doby statické rekrystalizace. Základním mechanismem zbrždění rekrystalizace v etapě růstu zárodků je zpomalení pohybu velkoúhlových hranic zrn částicemi karbonitridů. mikrolegiujících prvků Interakce mezi precipitací a rekrystalizací Interakce mezi deformačně idukovanou precipitací a rekrystalizací je obousměrná. Na jedné straně je precipitace urychlována substrukturou deformovaného austenitu (deformačně indukovaná precipitace) a na druhé straně je rekrystalizace zpomalována deformačně indukovanou precipitací. Vzájemná relace mezi oběma ději je komplikovaná. Z hlediska interakce mezi precipitací a rekrystalizací můžeme teplotní interval deformace např. pro V-N ocele rozdělit do tří oblastí : V 1. oblastí nad teplotou 1050 o C je rekrystalizace ukončena před začátkem precipitace a vlastní precipitace není ovlivněna deformací. V 2. oblasti v intervalu teplot o C předbíhá počátek rekrystalizace precipitaci. Avšak v závěrečné fázi je rekrystalizace bržděna precipitací. V 3. oblasti pod teplotou 930 o C deformací indukovaná precipitace předbíhá počátek rekrystalizace a zpomaluje celý její průběh. 4. MATERIÁL A EXPERIMENTÁLNÍ OVĚŘENÍ Bylo provedeno experimentální ověření a simulace postupu kování a rychlosti ochlazování z dokovací teploty na strukturu a vlastnosti oceli mikrolegované vanadem. Vzájemné ovlivňování rekrystalizace a precipitace je z hlediska kinetiky tvorby struktury a vlastností velmi důležité. Interakce mezi precipitací a rekrystalizací, rychlostí ochlazování z dokovací teploty, dosenou strukturou a vlastnostmi byla simulována pomocí programu TT STEEL l.4 + a rovněž experimentálně ověřována na vstupních polotovarech a výkovcích z mikrolegované oceli, jejíž chemické složení je uvedeno v tab.2. Tabulka 2. Chemické složení ověřované oceli v % C Mn Si Cr Ni Mo W V Ti Al Nb 0,348 1,459 0,515 0,139 0,081 0,023 0,022 0,109 0,04 0,036 0,007 Na obr. 1 a 2 jsou demonstrovány rozpadové diagramy pro dokovací teploty 950 a 850 o C s podílem jednotlivých fází a predikované mechanické vlastnosti při uvedených teplotách. Struktura na obr 1. vznikla po ochlazování z dokovací teploty na klidném vzduchu, na obr. 2 po ochlazování proudem vzduchu o rychlosti 20 m/s. Podíl jednotlivých fází a úroveň dosahovaných mechanických vlastností závisí na dokovacích teplotách a rychlosti ochlazování z těchto teplot. Pevnostní a plastické vlastnosti jsou dány především objemovým podílem jednotlivých fází, velikostí zrna a precipitačním vytvrzením. Výsledná struktura a odpovídající mechanické vlastnosti byly doseny po finální deformaci (ε h = 30. Lze předpokládat, že při teplotách nižších než 820 C může být rekrystalizace zpomalena vyloučením deformačně indukovaných precipitátů V(C,N), resp. Ti(C,N) a jejich vzájemnou interakcí s dislokacemi 5

6 5. ANALÝZA VÝSLEDKŮ A DISKUSE Mikrostrukturní změny, ke kterým dochází při kování, je nutné posuzovat v souvislosti s kinetikou odpevňovacích procesů. V provozních podmínkách začíná etapa dokování mikrolegovaných ocelí při teplotách nad Ac 3 tj. nad teplotou cca 900 o C 5.1. Vliv dokovacích teplot na strukturu oceli Při kování výkovků z uvedené ocelí dochází k zpomalení rekrystalizace. Lze předpokládat, že brzdění rekrystalizace je vyvoláno přítomností deformačně indukovaných precipitátů mikrolegujících prvků a jejich vzájemnou interakcí s dislokacemi. Rychlý pokles teploty, ke kterému dochází především při dokování tenkých výkovků a snížení vnitřní energie zotavením v přestávkách mezi jednotlivými deformacemi zpomaluje i průběh dynamické rekrystalizace. Rychlost přechodu oblasti teplot fázové přeměny příznivě snižuje výslednou velikost zrna. Proti tomu deformace při teplotách již probíhající fázové přeměny bývá provázena nerovnoměrným rozdělením velikostí zrn v konečné mikrostruktuře a doprovodným zhoršením především plastických vlastností. Kromě výběru termomechanických parametrů kování je potřebné věnovat pozornost i podmínkám ochlazování z dokovacích teplot. Vedle rychlosti přechodu teploty překrystalizace je důležitá i doba mezi poslední deformací a okamžikem počátku ochlazování výkovku z dokovací teploty. Při ochlazování výkovků mají význam i teploty konce řízeného ochlazování. Zbytkové teplo ve výkovcích umožňuje dosáhnout i popuštění výkovku ještě v průběhu vychlazovacího cyklu. Teplota [ C] 1100,0 1000,0 900,0 C=0,348 Mn=1,459 Si=0,500 Cr=0,139 V=0,109 Ti=0,040 Nb=0,007 Mo=0,023 Ni=0,081 Ferit Perlit Bainit Martenzit 800,0 700,0 600,0 500,0 400,0 Ac3 = 854 Ac1 = 726 Ar3 = 722 Ar1 = 609 Ferit = 12,4 Perlit = 35,7 Bainit = 51,9 Martenzit = 0,0 Austenit = 0,0 Tvrdost HV = 323 Tvrdost HB = 306 Mez kluzu = 733 MPa Mez pevnosti = 1032 MPa 300,0 200,0 100,0 0,00 0,010 0,10 1,00 10,00 100,0 1000, Čas [s] Obr. 1. Rozpadový diagram, podíl jednotlivých strukturních složek a mechanické vlastnosti mikrolegované oceli po dokování při teplotě 950 O C a volném ochlazování na vzduchu 6

7 Teplota [ C] 1100,0 C=0,348 Mn=1,459 Si=0,500 Cr=0,139 V=0,109 Ti=0,040 Nb=0,007 Mo=0,023 Ni=0,081 Ferit Perlit Bainit Martenzit 1000,0 900,0 800,0 700,0 600,0 500,0 400,0 300,0 Ac3 = 854 Ac1 = 726 Ar3 = 694 Ar1 = 0 Ferit = 12,1 Perlit = 0,0 Bainit = 61,8 Martenzit = 26,1 Austenit = 0,0 Tvrdost HV = 395 Tvrdost HB = 377 Mez kluzu = 1025 MPa Mez pevnosti = 1279 MPa 200,0 100,0 0,00 0,010 0,10 1,00 10,00 100,0 1000, Čas [s] Obr. 2. Rozpadový diagram, podíl jednotlivých strukturních složek a mechanické vlastnosti mikrolegované oceli po dokování při teplotě 950 O C a ochlazování proudem vzduchu o rychlosti 20 m/s Strukturní změny probíhající po dokování Po dokování můžeme rychlost ochlazování zvýšit i zpomalit. V závislosti na úrovni dokovací teploty přitom může docháet i k precipitaci. Zpevňující účinek precipitující fáze se projevuje pouze za předpokladu, že mikrolegující prvek bude rozpuštěn v tuhém roztoku ještě před polymorfní přeměnou austenitu na ferit. Jestliže k precipitaci dojde při kování již v austenitu, neovlivní vyloučený objem těchto precipitátů pevnost feritické matrice. Z těchto důvodů mají pro praktickou aplikaci vytvrzovacích pochodů v podmínkách ochlazování výkovků především oceli mikrolegované vanadem. Vyšší rozpustnost vanadu v austenitu zaručuje, že nedojde k deformačně indukované precipitaci karbonitridů vanadu při kování a precipitační procesy se především realizují v průběhu ochlazování výkovků [7]. Na druhé straně vykazují oceli mikrolegované vanadem větší velikost austenitických zrn před stadiem dokování a při vyšších počátečních teplotách dokování může docházet i k částečné rekrystalizaci deformovaných austenitických zrn v přestávkách mezi následujícími deformacemi. Jediným účinným opatřením potlačujícím růst austenitických zrn a procesy rekrystalizace u oceli mikrolegovaných vanadem je snížení tvářecích teplot. Vhodná volba odkládacích teplot u ocelí mikrolegovaných vanadem je možná pouze na základě znalostí kinetiky precipitace karbonitridů vanadu Výběr parametrů řízeného kování a) Ohřev na kovací teplotu Struktura výchozích polotovarů pro kování je feriticko-perlitická, obr. 3. Základním požadavkem ohřevu vstupních polotovarů z mikrolegovaných ocelí před řízeným kováním je 7

8 zajištění úplného rozpuštění, ve struktuře se nacházejících, karbidických, resp. karbononitridických částic mikrolegujících prvků. Oceli mikrolegované V (resp V + Nb) jsou náchylné k zhrubnutí austenitického zrna. Po ohřevu V mikrolegovaných ocelí na teploty běžně používané u nízkolegovaných C- Mn ocelí s vyšší pevností, tj o C neobvykle pohybuje velikost autenitického zrna kolem µm. Při řízeném kování se proto prosazuje tendence snižovat teplotu ohřevu. Tuto tendenci zároveň podporují požadavky na zkrácení ochlazovací prodlevy před poslední dokovací operací. Výrazně nižší teploty ohřevu však nemusí vždy splňovat očekávané výsledky. Např. velikost austenitického zrna po deformaci v počátečních fázích kování není citlivá na výchozí rozměr zrna po ohřevu na horní kovací teploty. Proto pro ověřovanou ocel lze doporučit teplotu ohřevu kolem 1150 o C. x 100 Obr. 3. Struktura výchozích polotovarů b) Teploty a velikosti deformací v počáteční fázi kování Požadavkem v počáteční fázi kování je získat jemnozrnnou austenitickou strukturu před dokovacími úběry. Velikost austenitického zrna po statické rekrystalizaci je ovlivněna velikostí deformace, teplotou a rychlostí deformace. Vzhledem k tomu, že se v průběhu kování deformační rychlosti během jednotlivých operací velmi málo liší je vliv deformační rychlosti na velikost austenitického zrna zanedbatelný a základními řízenými parametry deformačního procesu je velikost deformace a průběh deformačních teplot. Počáteční teplota kování je přibližně o o C nižší než teplota ohřevu. Proto lze předpokládat, že kovací teploty v počátečních fázích kování se pohybují nad 1000 o C. Za předpokladu zachování běžné technologie kování dochází u mikrolegovaných ocelí k úplné rekrystalizaci austenitu řádově v sekundách. Tato rekrystalizace proběhne staticky v mezideformačních přestávkách a je doprovázena, vzhledem k vysokým teplotám růstem rekrystalizovaných zrn. V této etapě kování je nutné volit takové rozdělení deformací, které vhodně ovlivní následující průběh rekrystalizace tak, aby nedošlo k růstu rekrystalizovaných zrn. Austenitické zrno po počáteční fázi kování má být co nejjemnější. Je výhodné používat větší úběry a rovněž teploty dokování by měly být v této fázi co nejnižší. c) Prodleva před závěrečnou fázi kování V případě kdy rekrystalizace je při dokovacích operacích potlačena, jsou mikrostrukturní změny ke kterým dochází v průběhu výdrže od poslední deformace v úvodní fázi kování do fáze hotovního kování velmi důležitá, protože ovlivňuje konečnou velikost austenitických zrn, která je kováním dosahována. Po statické rekrystalizaci, která proběhne při teplotách kování v počáteční fázi poměrně rychle, následuje růst rekrystalizovaných zrn. Tento proces závisí na teplotě a jeho rychlost vzrůstá s rostoucí konečnou teplotou úvodní etapy kování. Je vhodné, aby vedle požadavku nižších kovacích teplot při posledních 8

9 deformacích v počáteční fázi kování byla vybrána i optimální intenzita ochlazování předkovků na dokovací teplotu v závěrečné fázi kování. S poklesem teploty dochází ke snížení rozpustnosti mikrolegujících prvků v austenitu a k jejich precipitaci ve formě karbidických, resp. karbonitridických částic. x 500 Obr. 4. Struktura mikrolegované oceli po ochlazování na vzduchu x 500 Obr. 5. Struktura mikrolegované oceli po chlazování proudem vzduchu d) Teplotně deformační děje v závěrečné fázi kování Mikrostukturní změny, ke kterým dochází v této etapě kování je vhodné posuzovat v souvislosti s kinetikou odpevňovacích procesů. V provozních podmínkách začíná etapa dokování u běžných ocelí nad teplotou 900 o C. Při nižších dokovacích teplotách dochází k potlačení rekrystalizace a velké deformace účinně přispívají ke zvýšení počtu možných nukleačních míst feritické reakce. Zvýšení nukleační rychlosti se projeví zvýšením teploty A r3. Předpokládá se, že následkem nehomogenní distribuce dislokací v deformovaném objemu dochází k migraci hranic původních deformovaných austenitických zrn a ke vzniku zakřivení hranic. Vyduté hranice představují výhodná místa pro nukleaci feritu. Aktivační energie nukleace feritu na zakřivených hranicích je shodná s aktivační energií nukleace na energeticky nejvýhodnějších místech rovnoosého austenitu, tj. na rozích a hranách zrn austenitu. Praktickým dopadem těchto dějů je skutečnost, že velké deformace při dokovávání zvyšují hustotu nukleačních míst feritu a jejich rovnoměrné rozdělení v celém objemu, což přispívá k dosení homogenní jemnozrnné struktury výkovku. 6. ZÁVĚR Při porovnání dosených struktur a vlastností, při analogickém kování středněuhlíkových klasických ocelí a ocelí obdobného složení, avšak mikrolegovaných vanadem a titanem, lze zjistit podstatně vyšší pevnostní vlastnosti u mikrolegované oceli, které lze dosáhnou přímo ochlazováním z dokovací teploty. Rozhodujícím faktorem pro dosení výhodnějších vlastností výkovků kovaných z mikrolegovaných ocelí je optimalizace 9

10 technologického postupu kování jak z hlediska teplot, tak i deformací v závěrečné fázi dokování. Zásadním požadavkem je dosení jemného austenitického zrna před transformací. Vybraná technologie kování a způsob ochlazování z dokovacích teplot výrazně ovlivňují strukturotvorné procesy během kování a rovněž dosenou finální strukturu. Vyšší mechanické vlastnosti u klasické oceli lze získat pouze při zařazení tepelného zpracování. Horní kovací teplotu a dobu ohřevu při kování mikrolegovaných ocelí je nutno volit s ohledem na rozpuštění karbonitridů mikrolegur vanadu a titanu v austenitu. Vývoj struktury a precipitační zpevnění ovlivňují především precipitáty, které vznikají deformačně indukovanou precipitací [8] během kování a ochlazování z dokovacích teplot. Během kování je vývoj struktury mikrolegované oceli, kromě precipitace, definován restauračními procesy. Cílem je dosení co nejjemnějšího zrna před finální deformací, případně před transformací Fe γ - Fe α. Dokovací teploty a řízené ochlazování vzduchem z relativně nižších dokovacích teplot je nutno volit vzhledem k diagramu anizotermického rozpadu austenitu tak, aby nedocházelo ke zvýšení podílu bainitu ve struktuře, čímž se sice zvyšují pevnostní vlastnosti oceli, ale zároveň i stoupá tranzitní teplota. LITERATURA [1]MILBOURN, D.J. Engineering Steels for Automotive Applications. Technical paper 2. British Steel, 1991, p.9 [2] KASPAR R., HOPPE H., PAWELSKI O. Steel Research, 1992, v.63, n.8, p [3] TATSUMI K. et al.: Kawasaki Steel, Technical Report, 2000, 42, 5, P. 48. [4] KRAUSS G., BANERJI S.K. Fundamentals of Microalloying Forging Steels. Warrendale, PA. The Metallurgical Society 1987, p [5] TAKADA H., KOYASU Y. Strengthening and toughening of microalloyed bainite forging steel. In Symposium on Fundamentals and Applications of Microalloying Forging Steels. Golden comp., USA, 1996, p [6] ZRNÍK J. et al. Riadené kovanie klukového hriadela z mikrolegovanej ocele. In Přínos metalografie pro řešení výrobních problémů. Škoda Plzeň. 2002, s [7] ADAMCZYK J.,OPIELA M. Niejednorodność odksztalcenia plastycznego austenitu stali konstrukcyjnej mikrostopowej. In AMME Gliwice: Politechnika Ślaska, 2000, s [8] GREGER M., HERNAS A. Acta Metallurgica Slovaca, 2001, roč.7, č. 4, s Příspěvek vznikl v rámci řešení grantových projektů č. 106/00/0519 a 106/02/0412 za finanční podpory Grantové agentury ČR 10