FAKULTA STROJNÍ DIPLOMOVÁ PRÁCE

VYSOKÉ U ENÍ TECHNICKÉ V BRN FAKULTA STROJNÍ DIPLOMOVÁ PRÁCE 1996 Pavel BOUCNÍK

Vysoké u ení technické v Brn Fakulta strojní Ústav materiálového inženýrství F. Píška - odbor nauky o materiálu Školní rok 1995/96 ZADÁNÍ DIPLOMOVÉ PRÁCE Pro: Obor: Pavla Boucníka 39 42-8 Materiálové inženýrství Vedoucí odboru Vám ve smyslu na ízení vlády SSR. 90/1980 Sb., o státních záv re ných zkouškách a státních rigorozních zkouškách, ur uje tuto diplomovou práci Název tématu: Vliv doby izotermické transformace na únavové vlastnosti bainitické tvárné litin Vedoucí diplomové práce: Ing. Stanislav V chet, Csc. Datum zadání diplomové práce: 29.4. 1996 Datum odevzdání diplomové práce: 31.5.1996

POD KOVÁNÍ D kuji tímto vedoucímu diplomové práce Ing. Stanislavu V chetovi, CSc., který mi poskytl cenné rady a kritické p ipomínky p i ešení diplomové práce.

ESTNÉ PROHLÁŠENÍ Prohlašuji, že jsem diplomovou práci zpracoval samostatn za použití uvedené literatury a podle pokyn vedoucího práce. V Brn dne 31. 5. 1996

1. ÚVOD 1 2. LITINY 2 3. TVÁRNÁ LITINA 3 3.1. Nukleace a r st grafitu 4 3.2. Vliv p ísadových prvk 5 4. STRUKTURA LITINY S KULI KOVÝM GRAFITEM 7 4.1. Krystalizace 7 4.2. Rozložení p ísad v matrici 8 5. TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ GRAFITICKÝCH LITIN 10 5.1. Žíhání ke snížení vnit ních pnutí 10 5.2. Žíhání ke snížení tvrdostí 10 5.3. Normaliza ní žíhání 10 5.4. Kalení 11 5.5. Chemicko- tepelné zpracování 11 5.6. Izotermické zušlech ování 12 6. BAINITICKÁ P EM NA 13 6.1. Vliv podmínek na vlastnosti bainitické tvárné litiny 15 6.2. Deforma ní chování bainitické tvárné litiny 17 7. STATICKÉ ZATÍŽENÍ 18 8. ÚNAVA MATERIÁLU 19 8.1. Základní charakteristiky únavového procesu 19 8.2. Stadia únavového procesu 20 8.3. Únavové lomy 30 9. K IVKY ÚNAVOVÉ ŽIVOTNOSTI 32 9.1. Metodika únavových zkoušek 37 9.2. Parametry ovliv ující mez únavy 38 10. CÍL PRÁCE 42 11. EXPERIMENTÁLNÍ METODIKA 43 11.1. Materiál vzork a zkušební technika 43 11.2. Popis zkušebního za ízení 45 12. ZPRACOVÁNÍ EXPERIMENTÁLNÍCH M ENÍ 46 12.1. Vyhodnocení struktur 46 12.2. Vyhodnocení statického zatížení 46 12.3. Vyhodnocení vysokocyklové únavy vzork 47 13. DISKUSE VÝSLEDK EXPERIMENTÁLNÍCH M ENÍ 49 14. ZÁV R 51 15. SEZNAM POUŽITÉ LITERATURY 52 16. GRAFICKÁ A FOTOGRAFICKÁ P ÍLOHA 54

1. ÚVOD Železo je jedním z nejhojn ji se vyskytujících materiál na naší Zemi, p i emž je nejvíce využíváno ze všech kovových materiál. V sou asnosti více než 90 procent veškeré kovové produkce je tvo eno produkty železa a jeho slitin (1). Pozvolný úbytek celosv tových zásob surovin a zvyšování jejich cen vedou ke snaze o technické a ekonomické využívání surovinových zdroj. V technické praxi to znamená používání materiál umož ujících dosažení vyšších užitných vlastností. Mezi n pat í i litina s kuli kovým grafitem ozna ovaná i jako tvárná litina, jež pat í k nejvýznamn jším objev m v oblasti železných materiál po druhé sv tové válce. Tato slitina se používá v tšinou pro konstruk ní ú ely, nebo spojuje p ednosti nízké ceny s dobrými technologickými vlastnostmi (p edevším slévatelnosti) a vyhovujícími mechanickými vlastnostmi. U tvárné litiny, vlivem p íznivého tvaru grafitu, se dosahuje i velmi dobrých únavových vlastností. Ty jsou ur eny strukturou litin, která závisí na jejich chemickém složení, na zp sobu zpracování taveniny, na pr b hu tuhnutí ale zejména na tepelném zpracování. Od sedmdesátých let se v pr myslové praxi využívá izotermicky zušlecht né tvárné litiny- ADI (Austempered Ductile Iron). Struktura matrice tepeln zpracovaného odlitku je p evážn bainitická. V porovnání s b žnými druhy tvárných litin má ADI optimální kombinací pevnostních a plastických vlastností spolu s odolností v podmínkách kontaktního namáhání i abrazivního a adhezního opot ebení. Má též vhodné kluzné vlastnosti a vyšší odolnost proti cyklickému namáhání. Volbou podmínek izotermického tepelného zpracování lze m nit její vlastnosti v širokém rozmezí a dosáhnout takové kombinace, která p i použití jiného druhu grafitické litiny není možná. Z p ehledu Rohriga (2) vyplývá použití izotermicky zušlecht né tvárné litiny pro rozm rná a kuželová ozubená kola a jejich segmenty pro automobilový pr mysl, klikové h ídele, pouzdra kloub lokomotiv, je áb a jiných zvedacích stroj. Taktéž se využívá pro výrobu masivních odlitk (válcovací stolice). Litina je vhodná i pro odlitky o pevnosti 1000 až 1500 MPa p i zachování jejich dostate né plasticity a houževnatosti. Mezi jejich výhodné mechanické vlastnosti pat í i tlumící a samomazný ú inek. 1

2. LITINY Litiny jsou slitiny Fe s C a dalšími p ísadovými prvky, jež tvo í ve struktu e eutektikum. Mají obsah C vyšší než je jeho mezní rozpustnost v austenitu za eutektické teploty. Vedle vyššího obsahu C mají i vyšší obsah p ím sí a to zejména Si, Mn, P a S, než-li je tomu u oceli. K nejd ležit jším p ísadám pat í Si, pohybující se v rozmezí 0,3-4%, litiny proto bývají považovány za potrojné slitiny Fe-C-Si (3). Pr b h krystalizace a p ekrystalizace litin závisí na jejich chemickém složení, na zp sobu zpracování taveniny a na stupni p echlazení výchozí fáze, která je závislá na rychlosti ochlazování, ímž jsou ovlivn ny struktury a tím i jejich mechanické a jiné vlastností. P esto, že se z d vod p ítomností eutektika ve struktu e nedají tvá et, jsou významným konstruk ním materiálem, nebo jejich výroba je levná (p i odlévání mají dobrou slévatelnost p i pom rn nízkých teplotách lití). Litiny se vyrábí v jednoduchých, p evážn kuplových pecích, p etavením slévárenského surového Fe spolu s litinovým a ocelovým odpadem a se struskotvornými p ísadami. K popisu proces, které probíhají p i chladnutí taveniny a jejich následných zm n v tuhém stavu se používá graf stabilní soustavy Fe-C-Si. Je tvo en složkami železa a grafitu, slouží jako pom cka pro popis krystalizace a p ekrystalizace šedých litin, surových želez i k popisu grafitiza ních pochod. Tento rovnovážný diagram se uplat uje u slitin Fe s obsahem C více jak 2,11%, p i emž stabilní složkou je zde grafit (4). 2

3. TVÁRNÁ LITINA Vlastnosti odlitku z grafitické litiny jsou ur eny jednak vlastnostmi kovové matrice, jednak tvarem, rozložením a množstvím grafitu, jež je ur ujícím strukturním znakem pro rozd lení grafitických litin na jednotlivé druhy, protože zvláš významným zp sobem ovliv uje jejich vlastnosti. Grafitická litina u níž je po ztuhnutí vylou en grafit ve tvaru kulových zrn se nazývá tvárná, nebo, podle tvaru zrn, litina s globulárním grafitem. Jejím objevitelem byl v roce 1924 H. Morrogh. Takto vylou ený grafit nejmén porušuje spojitost matrice a má p íznivé vrubové ú inky Jeho tvaru se dociluje modifikováním, tj. zpracováním výchozího tekutého kovu modifika ními p ísadami. Tyto p ísady jsou p edslitiny obsahující složky, které ovliv ují krystalizaci grafitu ve fázi r stu krystalu tak, že vzniká grafit s v tším stupn m globularity (5). V normách SN jsou uvedeny t ídy litin s kuli kovým grafitem ozna ené 422303, 42 2304, 42 2305, 42 2306 a 42 2307, které se vyzna ují pevností v tahu 380, 420, 500, 600 a 700 MPa, jakož i tvrdostí podle Brinella v celkové rozmezí 140 až 300 HB. Tvárná litina m že mít matrici perlitickou nebo feritickou. Perlit p evládá ve stavu po odlití, tato litina se vyzna uje vyšší pevnosti v tahu (500 až 650 MPa), menší tažnosti (3 až 5 %) a tvrdostí 230 až 280 HB. Podíl feritu lze zvýšit zvýšením p ísady Si a snížením obsahu Mn, avšak p i vyšším obsahu Si roste tvrdost a k ehkost feritu, proto se více využívá žíhání, jehož produktem je m k í materiál s nižší pevností v tahu (400 až 500 MPa) a podstatn vyšší tažnosti (5 až 15 %). Modul pružnosti u této litiny se pohybuje v mezích 160 000 až 180000 MPa. Schopnost útlumu je menší a vrubová citlivost p i únavovém namáhání v tší než u šedé litiny. Naopak výhodou je vysoký pom r R p 0,2/ Rm, který je asi 0,70. Tvárná litina bývá v tšinou eutektická, n kdy i nadeutektická. Její charakteristické chemické složení se nachází v obvykle v intervalech (4): Tab.. 1 Prvek Rozmezí chemického složení C 3.2 až 4.0 Si 1.5 až 4.0 Mn 0.4 až 0.8 P max. 0.1 S max. 0.05 Mg 0.05 až 0.10 3

3.1. Nukleace a r st grafitu Optimální pr b h modifikování zabezpe ující požadovaný tvar grafitu, je základní podmínkou výroby litin s kuli kovým grafitem. Rozhodující význam pro modifika ní proces mají vlastnosti samotného modifikátoru, kde se vychází ze zásad fyzikální metalurgie. Je možné p edpokládat, že ú innost p ísad závisí od jejich chemického a fázového složení. P itom dodnes nebyl podán jednozna ný výklad mechanism nukleace a r stu zrnitého grafitu (6). Základní používanou aktivní složkou jsou globulizátory grafitu Mg, Ce pop. Y. Globuliza ní ú inek t chto prvk spo ívá v tom, že zvyšují p i krystalizaci grafitu povrchové nap tí a podporují tak vylou ení grafitu ve form s menším povrchem. Tento ú inek je zejména v po áte ní fázi z ejm nep ímý a vyplývá z jejich eliminace vlivu síry a kyslíku, které p sobí deglobuliza n (7). P ísady používané na výrobu litin s kuli kovým grafitem, kde se požaduje úplná globulizace grafitu, obsahuje jako vlastní aktivní složku Mg, který je nejintenzívn jším globulizátorem. Z práce Ryše (8), jež podává obsáhlejší prezentaci p edstav, vyplývá, že výskyt zrnitého grafitu podporují zejména p ísady odsi ujících a odkysli ujících prvk (Ce, Mg, Ca, Li, Ba, K, Na ). Dalšími vlastnostmi mohou být i istota taveniny a rychlost ochlazování. Z toho vyplývá, že výskyt zrnitého grafitu je podmín n dostate ným p echlazením taveniny. Zrnitý grafit nukleuje p ímo v tavenin a vytvá í sferulity vyr stající ze spole ného zárodku. Po vytvo ení zárodk grafitu probíhá jeho radiáln symetrický r st v tavenin, která se ochuzuje o C a to nejen v prostorách mezi radiáln rostoucími vlákny, ale také v ur ité vrstv kolem zrn grafitu. Vlivem sníženého obsahu C je tato vrstva taveniny siln konstitu n p echlazena a v ur itém stadiu r stu z ní vznikne austenitická obálka zrna grafitu. Její tlouš ka závisí na rychlosti tuhnutí. P i pomalém tuhnutí m že C difundovat ze vzdálen jších míst taveniny a ochuzená vrstva (austenitická obálka) se vytvo í pozd ji, tím je umožn n vznik relativn velkých zrn grafitu. Jako zárodky slouží krystalograficky vhodné cizí ástice (9). Snaha o získání globulárního grafitu byla završen teprve po 2. sv tové válce. Dnes se vyrábí litina o kováním taveniny ur itého chemického složení t sn p ed odléváním slitinami Mg. Aby vznikl globulární grafit musí být pr m rný zbytkový obsah Mg v litin pod 0,07% (3). 4

3.2. Vliv p ísadových prvk P ísadové prvky se d lí na legující, tj. žádoucí, které aktivn p idáváme pro zlepšení vlastností výsledného materiálu a ne istoty, jejichž obsah se snažíme eliminovat. Uhlík C: Výrazn ovliv uje vlastnosti železa a je p ítomen jako intersticiální (adi ní) p ísada nebo, p i vyšší koncentraci, než je jeho rozpustnost v tuhém roztoku, tvo í se železem intersticiální chemickou slou eninu -karbid železa Fe 3 C nebo je chemicky volný a ve struktu e p ítomen jako grafit. Ten krystalizuje v šestere né soustav s teplotou tání cca 3700 0 C, m rné hmotnosti 2,22x10 3 kg/m 3. Tvrdost a pevnost grafitu jsou nízké. P i vyšším obsahu zlepšuje slévárenské vlastností a p sobí p ízniv na grafitizaci. Další p ísadové prvky ovliv ují grafitizaci, to jest pochod vedoucí ke vzniku stabilního grafitu, podle toho, jakou mají afinitu k uhlíku a zda tvo í karbidy. K emík Si: Je po uhlíku nejd ležit jší p ísada v litinách, kde výrazným zp sobem modifikuje jejich vlastnosti. Je nekarbidotvorný prvek, který má tendenci se spíše rozpoušt t ve feritu, kde nahrazuje atomy železa ve struktu e a je tudíž grafitotvorná p ísada. Zlepšuje slévárenské vlastnosti, nebo snižuje teplotu tání litiny a zvyšuje tekutost, avšak zv tšuje sklon k tvorb trhlin a edin. P sobí i jako deoxidizer (1). Navíc p ítomnost Si zvyšuje pevnost matrice. Si ovliv uje i nukleaci v bainitické oblasti, kde p sobí na velikost zárodk redistribuci uhlíku b hem inkuba ní doby. S jeho vzr stajícím obsahem klesá rozpustnost C v austenitu. Ho ík Mg: Používá se v malém množství jako p ísada do tvárné litiny p i modifikování, v podob p edslitin Ni-Mg, Cu- Mg i Al- Mg, které se vpraví do dostate n p eh áté taveniny, ímž se zna n zvýší po et eutektických bun k a tím ur uje vznik jemného grafitu. Mangan Mn: Zv tšuje stabilitu cementitu (karbidotvorná p ísada), protože má v tší afinitu k uhlíku než Fe. V litinách potla uje tvorbu grafitu, ale svoji p ítomností vyvažuje negativní vliv Si. Mn má tendenci snižovat kritickou teplotu a obsah uhlíku v eutektoidu. Váže na sebe síru v MnS a tím odsi uje litinu (1). P i odlévání zvyšuje tekutost a zlepšuje homogenitu odlitk. Zvyšující se p ísada Mn snižuje tažnost p i sou asném poklesu pevnostních vlastností. Výrazn jší pokles je až p i obsahu vyšším jak 0,6% Mn a to za vyšších teplot, naopak nízký obsah Mn zaru uje vysoké hodnoty tažnosti i rázové houževnatosti (10). Jeho p ebytek však zvyšuje tvrdost a k ehkost litin. Nazna ený vliv Mn souvisí zejména s jeho nerovnom rným rozložením v matrici tvárné litiny, nebo se soust e uje v pr b hu krystalizace ve zbylé tavenin, a proto se po 5

ztuhnutí nachází jeho zvýšená koncentrace v hrani ních oblastech eutektických bun k, které jsou obohaceny také C. Vliv Mn proto zp sobí, že se rychlost bainitické p em ny zpomalí (zejména za teplot 400 0 C). Jeho vliv je však výrazn jší až p i vyšším obsahu. M Cu: jako p ísada zvyšuje tažnost po izotermickém zpracování za teplot 300 až 350 0 C, avšak až p i obsahu nad 3% Cu. Dále omezuje tvorbu bainitických karbid, její ovlivn ní zbytkového austenitu je zanedbatelné. Síra S: Stabilizuje cementit, zv tšuje smršt ní a zhoršuje homogenitu odlitk. Zvyšuje tvrdost a k ehkost, zp sobuje v litinách lámavost za tepla a proto se snažíme o její eliminaci. Nep íznivý vliv S lze kompenzovat její vazbou na MnS, p esto u litin dobré jakosti nemá její obsah p esahovat 0,1 %, u speciálních litin bývá jen 0,04 %. Fosfor P: stabilizuje cementit, zv tšuje interval tuhnutí a zlepšuje tekutost, proto pro n které speciální ú ely se používá až 2% P (um lecká nebo stavební litina). Fosfor zvyšuje odolnost proti opot ebení, tvrdost a k ehkost. Snižuje odolnost proti dynamickému namáhání a proti teplotním zm nám (4). Snižuje koncentraci uhlíku v eutektickém bod. Je obsažen v litinách ádov ve v tším množství než-li v ocelích. Vytvá í se jako samostatná strukturní sou ást fosfid železa Fe 3 P, který je sou ásti ternárního eutektika Fe-Fe 3 C-Fe 3 P, jež je nazýváno steaditem (3). 6

4. STRUKTURA LITINY S KULI KOVÝM GRAFITEM 4.1. Krystalizace U litin je vznik p íslušných struktur vysv tlován rozborem p em n, které probíhají p i jejich tuhnutí a následném ochlazování. Pr b hem tuhnutí taveniny je dána i následná chemická nehomogenita matrice a to zejména u litin s vyšším podílem p ísadových prvk (9). U podeutektické tvárné litiny je krystalizace zahájena tvorbou primárních dendrit austenitu. Osy dendrit se obohacují grafitotvornými prvky, karbidotvorné prvky se p esunují do mezidendritických prostor a do zbytkové taveniny. Tak dojde k tomu, že tavenina p ipravená k eutektické krystalizaci je ve srovnání s nominálním složením litiny o prvky grafitotvorné ochuzena a prvky karbidotvorné naopak obohacena. Krystalizace tvárné litiny probíhá ve t ech stadiích: Nejprve za íná vylu ováním prvních krystal austenitu z taveniny a r stem grafitu voln v tavenin na vhodném zárodku. P itahuje k sob uhlík a vyt s uje železo, pop ípad i v n m rozpušt né prvky, do taveniny. Vrstva taveniny kolem zrna grafitu má velký sklon k tuhnutí, nebo je vlivem sníženého obsahu uhlíku siln konstitu n p echlazena. Tak se vytvo í austenitické obálky kolem zrn grafitu, které se obohatí grafitotvornými prvky (obr. 1). Za eutektické teploty dosáhne austenit mezní koncentrace, je v rovnováze s taveninou a probíhá eutektická p em na, p i které se tvo í stabilní eutektikum ve tvaru bun k, v jejiž st edu roste z krystaliza ních zárodku zrno grafitu. Vznikající eutektická sm s austenitu a eutektického grafitu se nazývá grafitické eutektikum a vypl uje prostor mezi primárn vzniklými dendrity austenitu. Poté za íná druhé stadium eutektické krystalizace. V n m se r st grafitu zna n zpomalí, nebo je umožn n pouze difúzními p esuny atom uhlíku z taveniny p es austenitickou obálku, která se za t chto podmínek také málo zv tšuje. P i velkém po tu grafitotvorných zrn a malé vzdáleností mezi nimi je v tomto stadiu dokon eno celé tuhnutí. Vytvo í-li se však vlivem metalurgických faktor nebo vlivem velkého pr ezu odlitku malý po et grafitových zrn zna n od sebe vzdálených, je t eba po ítat ješt s t etím stadiem tuhnutí, b hem n hož vykazuje austenitická obálka silný r st. To vede k dalším p esun m p ísadových prvk - grafitotvorných z taveniny do austenitu a karbidotvorných postupn do zbývajících taveniny. 7

Po ukon ení eutektické krystalizace probíhá další ochlazování, kdy dochází k postupným p em nám, které se týkají hlavn základní kovové hmoty. Mezi eutektickým a eutektoidním intervalem teplot se z austenitu vylu uje uhlík a jako sekundární grafit se p ipojuje na již existující ástice eutektického nebo i primárního grafitu. Za konst. teploty probíhá eutektoidní p em na, kdy se austenit m ní na ferit a grafit a to podle rovnováhy stabilní (za vzniku základní feritické kovové hmoty), metastabilní (za vzniku perlitické základní kovové hmoty), nebo z po átku p em ny dle stabilní a v dalším pr b hu podle metastabilní (vzniká tak feriticko- perlitická základní kovová hmota). V technické praxi se u tvárné litiny vyskytují po odlití v tšinou základní kovová hmota feriticko- perlitická nebo perlitická. tavenina Grafit Austenit Obr. 1 Eutektická bu ka v tvárné litin Práce (11,12) prokázaly, že teorie usm rn ného odmíšení p ísadových prvk v ternárních slitinách Fe-C-Si, vypracovaná p vodn pro dendritickou segregaci v ocelích, platí i pro pochody probíhající v tvárné litin, zde jsou však složit jší. Ke kvantitativnímu posouzení fluktuace koncentrací v okolí zárodku byl navržen termodynamický model (13) s jehož využitím lze uspo ádat prvky v zárodcích podle jejich vlivu na termodynamickou aktivitu uhlíku. 4.2. Rozložení p ísad v matrici Chemická mikronehomogenita matrice, která se vytvá í v pr b hu primární a eutektické krystalizaci, má zásadní vliv na strukturu a vlastnosti odlitk. Ve struktu e po odlití zp sobuje nahromad ní grafitotvorných prvk tvorbu feritických dvorc kolem grafitu. S rostoucí vzdálenosti od nich p ibývá karbidotvorných prvk, které podporují vznik perlitu, jehož mezilamelární vzdálenost se sm rem k hranicím bun k zmenšuje. Obohacení hranic eutektických bun k a zbytkové taveniny o uhlík a karbidotvorné prvky m že vést ke tvorb nežádoucích ledeburitických karbid. Obohacení periferních oblastí eutektických bun k antiglobula ními prvky m že následn vést k tvorb jiného než zrnitého grafitu. 8

V práci (14) bylo analyzováno rozložení p ísadových prvk v matrici nelegované a nízkolegované TL v pr b hu eutektické p em ny, kdy dochází k odm šování p ísad podle jejich vztahu k uhlíku. Prvky zvyšující ú inek uhlíku (karbidotvorné) jako Cr, Mn, Cu, Mo, se soust e ují v tuhé fázi. Prvky které snižují aktivitu uhlíku z stávají v tavenin, p esouvají se v pr b hu krystalizace k hranicím eutektických bun k a do zbytkové taveniny (Cu, Ni). P i r stu útvar se m ní množství prvk i vlivem asového pr b hu odmíšení (11). Omezení jeho vlivu se provede snížením obsahu prvk, nebo zmenšením objemu bun k. Rozsah chem. mikronehomogenity ovliv uje také i nerovnovážnou transformaci p echlazeného austenitu, nebo pro takto ovlivn ná místa platí r zné typy IRA a ARA diagram. Vlivem t chto okolností je nap. p i bainitické p em n stabilizován austenit na hranicích eutektických bun k (13). 9

5. TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ GRAFITICKÝCH LITIN Cílem TZ je nej ast ji snížení vnit ních pnutí nebo zlepšení obrobitelnosti. U tvárné litiny, díky vylou ení grafitu v p íznivém tvaru, se využívá postup tepelného zpracování i k zvýšení pevnostních vlastností p i zachování dobré houževnatosti a plasticity. Obecn je však t eba p i TZ dbát na možnost rozpadu karbid v 1. stupni grafitizace a možnost rozpadu perlitického cementitu ve 2. stupni grafitizace (3), ímž by došlo ke zhoršení vlastností tvárné litiny (poklesu tvrdosti i zvýšení k ehkosti) 5.1. Žíhání ke snížení vnit ních pnutí Žíhání ke snížení vnit ních pnutí v litinovém odlitku se používá u tvárné litiny v p ípad, že již nenásleduje jiný druh tepelného cyklu. Vnit ní pnutí p edstavují pružné deformace matrice, které vznikají jako d sledek rozdílné rychlosti ochlazování v r zných místech odlitku. Snížení pnutí se dosáhne oh evem do intervalu teplot 550 až 650 0 C. Tím se sníží mez kluzu litiny a místní plastickou deformací se pnutí sníží, nebo i odstraní. Ke snížení VP se odlitky obvykle oh ívají na teplotu 650 0 C a po 1-2 hodinové prodlev se pomalu ochlazují, p i rychlosti asi 50 0 C /hod. v peci na teplotu cca 200 0 C, další chladnutí probíhá na vzduchu (obr. 2). 5.2. Žíhání ke snížení tvrdostí Nadm rná tvrdost a obtížná obrobitelnost odlitk z tvárné litiny mohou být zp sobeny v tším nebo menším množstvím ledeburitického cementitu ve struktu e po odlití, nebo p íliš jemným lamelárním perlitem tvo ícím matrici. V prvém p ípad se odlitky žíhají na teplotu 800 až 950 0 C po dobu 1 až 4 hodin, ledeburitický cementit se rozpadá na austenit a grafit. Po rozložení cementitu následuje pomalé chladnutí. U odlitk s velmi jemným lamelárním perlitem posta uje pouze žíhání z teplot pod A 1,1. Za podkritických teplot ( 650 až 700 0 C, 2 až 8 hod.) dochází ke sferodizaci lamel perlitického cementitu, vzniká matrice tvo ená zrnitým perlitem, které se projeví snížením tvrdostí, zlepšením obrobitelnosti, vzr stem tvárnosti a houževnatosti (obr. 2). 5.3. Normaliza ní žíhání Jeho cílem je zvýšit pevnost a tvrdost odlitk v jejíž struktu e po odlití je ve v tší mí e p ítomen ferit. Normaliza ní teplota se volí 50 až 80 0 C nad kritickou teplotou A 1,2, doba austenitizace je funkci množství feritu ve výchozí struktu e. Po austenitizaci následuje volné ochlazení na vzduchu. U tvarov složitých kus, u niž je riziko velkých vnit ních pnutí, se kombinuje obvykle normaliza ní žíhání a žíhání ke snížení pnutí (obr. 2). 10

teplota A 1,2 žíhání normaliza ní žíhání ke snížení vnit ních pnutí as A 1,1 žíhání ke snížení tvrdosti Obr. 2 Schéma cyklu tepelného zpracování 5.4. Kalení - Martenzitické kalení Ú elem kalení je získání vysoké tvrdostí a odolnosti proti opot ebení. Používá se tém vždy u tvárné litiny. Po n m zpravidla následuje popoušt ní, jehož zvláštnosti je, že nelze používat vyšších popoušt cích teplot, nebo by došlo k rozpadu karbid vylou ených z matrice. ast ji se proto využívá izotermické zušlech ování za ú elem získání bainitické struktury (3). Odlitky z grafitických litin se kalí z teplot 50 až 80 0 C nad kritickou teplotou A 1,2. Vyšší kalící teplota by m la za následek zvýšení podílu Az ve struktu e po zakalení, nebo by vlivem vyšší kalící teploty vzrostl obsah uhlíku v austenitu a tím se snížily teploty M S a M f. Prodleva na kalící teplot závisí významn na výchozí struktu e matrice, se vzr stajícím podílem feritu se doba austenitizace prodlužuje. Prokalitelnost litin je nízká, nebo k emík zvyšuje, jako hlavní substitu ní p ísada, prokalitelnost málo. Kalícím prost edím bývá nej ast ji olej. P ítomnost grafitu po zakalení snižuje tvrdost, max. tvrdost tvárné litiny je asi 700 HV. Po kalení následuje popoušt ní. - Povrchové kalení Využívá se pom rn asto a to plamenem nebo induk ní. Jeho cílem je zvýšit odolnost odlitku povrchu proti opot ebení. Tlouš ka vrstvy bývá podle velikostí pr ezu 1,5 mm až n kolik mm. Povrchovým kalením se podstatn sníží opot ebení nap. zub ozubeného kola za sou asn lepších kluzných vlastností. 5.5. Chemicko tepelné zpracování T chto postup se využívá jen z ídka, v tšinou jen pro zvýšení odolnosti povrchové vrstvy proti opot ebení. Nitridování- se provádí v disociovaném amoniaku, za spolup sobení protism rné difúze uhlíku z sou ásti na povrch a sou asného procesu difúze dusíku z atmosféry. 11

Proces se provádí za teplot 580 0 C, p ibližn 2 hod. Následný povrch je tvo en vrstvi kou karbonitridu ε (Fe 2 až 3 (CN)). Jeho p ítomnost poskytuje litin vysokou odolnost proti opot ebení. Sulfonitridováním se zlepšují p edevším kluzné vlastnosti litin. Provádí se p evážn v solích (15). 5.6. Izotermické zušlech ování P i tomto zp sobu TZ se odlitky oh ívají na austenitiza ní teplotu (50 až 80 0 C nad A 1,2 ) obvykle v peci s ochrannou atmosférou nebo v solné lázni pro zamezení oduhli ení a oxidace. Následuje ochlazování nadkritickou rychlosti v izotermické lázni do oblasti bainitické p em ny. Následuje výdrž na teplot po ur enou dobu (v tšinou 1 až 3 hodiny), kdy prob hne p em na austenitu bu na horní (p i teplot nad 350 0 C), nebo dolní bainit (p i teplot pod 350 0 C ). Dochlazení se provede ve vod nebo na vzduchu (obr. 3). P i izotermickém zušlecht ní tvárné litiny vzniká p evážn bainitická matrice se zvýšenou tvrdostí (300 až 400 HB) a odolnosti proti opot ebení, pop. zbytkový austenit. U odlitk z tvárné litiny se dosáhne v d sledku p íznivého tvaru grafitu vedle vysokých pevnostních vlastností také velmi dobré plasticity a houževnatosti, za sou asn nižší úrovn vnit ních pnutí, než je tomu u martenzitického kalení. V mnohých pracích (nap.(16)) byly sledovány mech. vlastnosti izotermicky zušlecht né nelegované i legované tvárné litiny po úplné nebo áste né austenitizaci a po transformaci za rozdílných teplot.). Teplota M s A+G M f A--M A--B A--P A 1,2 A--F+G A 1,1 B h 350 0 C B d as (log) B+G (A zb. ) Výsledkem t chto úvah je, že úplná austenitizace a nízké transforma ní teploty (asi 300 o C) poskytují nejvyšší pevnostní vlastnosti (R m až 1500 MPa), p i relativn nižší tažnosti (asi 2%). Se vzr stající transforma ní teplotou se plastické vlastnosti zvyšují, naopak pevnost klesá (9 Obr. 3 Schéamizotermického zušlecht ní 12

6. BAINITICKÁ P EM NA Produktem p echlazeného austenitu za konstantní teploty v rozmezí cca 550 0 C až Ms je nerovnovážná strukturní sou ást- bainit. P em na se uskute uje za teplot, kdy je možná jen difúze intersticiálních atom p ísad (4). Klasické pojetí p edpokládá smíšenou, tedy difúzní i bezdifúzní povahu p em ny. N které její charakteristiky odpovídají p em n difúzní, jiné jsou typické pro p em nu martenzitického typu. Povaha produktu bainitické p em ny, kterým je ve slitinách Fe sm s bainitického feritu a karbid a jejich pomalý r st nazna ují p íbuznost s p em nou perlitickou. Deformace volného povrchu (povrchový reliéf) spojená s tvorbou bainitu, závislost množství vzniklého bainitu na teplot a stabilizace austenitu v bainitické oblasti jsou naopak rysy martenzitické p em ny. Jejím základem je difúze uhlíku v p echlazeném austenitu a vznik oblastí ochuzených a oblastí obohacených uhlíkem. P erozd lení C i v pr b hu inkuba ní doby vede ke kvalitativn podobné nehomogenit matrice. Skute ná koncentrace C v austenitu v míst vzniku bainitické ástice je proto i pro homogenní matrici nelegované slitiny nižší než koncentrace pr m rná. Je-li snížení obsahu C v ochuzených oblastech dostate né, zvýší se v t chto místech teplota Ms až nad reak ní teplotu a prob hne martenzitická p em na. Z takto vzniklého martenzitu precipitují v dalším pr b hu p em ny karbidy. Rozsah zm n koncentrace uhlíku závisí vedle teploty také na obsahu a na druhu legujících p ísad. Difúzní povaha p em ny se rovn ž projevuje existenci inkuba ní doby, která závisí na teplot a na chemickém složení. Dle literatury se rozlišují t i, resp. ty i údobí izotermického bainitické p em ny austenitu v tvárné litin (9). V prvním údobí, s vysokou pr m rnou rychlostí p em ny, dochází k nukleaci a r stu jednotlivých ástic (desek) uhlíkem p esyceného tuhého roztoku - bainitického feritu. Tyto první ástice bainitického feritu se objevují ve st edových oblastech eutektických bun k (v sousedství grafitu). Vznik ástice bainitického feritu se uskute uje heterogenní nukleaci, ástice nukleují p ednostn na rozhraní austenitgrafit a na hranicích austenitických zrn a jejich r st probíhá p ednostn ur itými rovinami zrna austenitu. P ebyte ný C je rostoucí deskou vytla ován do okolního austenitu, z n hož pak, po vhodném ochlazení, dochází k precipitaci ástic karbid, na niž mohou pozd ji také vznikat zárodky bainitu. Již v tomto po átku lze pozorovat svazky bainitu v t sném bo ním kontaktu nebo odd leny pásmem obohaceného austenitu (7)). Ve svazcích se nachází i ástice ve sm ru elního r stu, jež jsou vzájemn p esazeny, ale na sebe navazující. Podle liter. (15,17). Substruktura bainitu po tomto prvém údobí p em ny je tvo ena nepravidelnou sletí dislokací hustoty 10 9-10 10 cm -2. V C obohaceném Az byla nalezena hustota 10 9 cm 2. Dochází k poklesu tvrdostí, zvýšení pevnosti v tahu a plasticity po dochlazení. Vlastnosti jsou ovlivn ny martenzitem, který vzniká p i dochlazení z ásti netransformovaného austenitu s nižší koncentrací uhlíku. S prodloužením doby prodlevy vzr stá obsah bainitu a Az, zmenšuje se podíl martenzitu a tím i náchylnost k p ed asným lom m. 13

Ve druhém údobí, kde je nízká rychlost p em ny, je pouze bo ní r st ástic bainitu a v tvení horního bainitu. Koncentrace C v Az dosahuje max. hodnoty, ímž nedojde k p em n na martenzit p i dochlazení. I v úzkých pásech mezi bo ními ásticemi bainitu byl zjišt n Az (17,18). Jeho podíl ve výsledné struktu e, plasticita a pevnost dosahuje nejvyšších hodnot. V t etím údobí, které za íná za maximem podílu Az a kon í transformaci veškerého austenitu, dochází ke zvýšení celkové rychlosti reakce. Dochází k poklesu plasticity, zatímco v pevnost a tvrdost se výrazn nem ní. P edpokládá se, že produkty této postbainitické p em ny austenitu mohou po svém vzniku procházet p echodovými stavy a jejich kone ná konstituce m že po dostate né dob dosáhnout složení, které p ísluší feriticko- cementitické sm si. U tvárné litiny s vyšším obsahem karbidotvorných p ísad bylo zjišt no i tvrté stadium s extrémn nízkou rychlosti p em ny, která p ísluší hrani ním oblastem bun k. Struktura výsledného bainitu siln závisí na teplot p em ny. U teplot 550-350 0 C vzniká horní bainit, který je tvo en pom rn hrubými deskami (jehlicemi) bainitického feritu a hrubšími desti kami cementitu, orientovanými rovnob žn se sm rem hlavního r stu feritických desek. P edpokládá se, že ástice cementitu nukleují v obohaceném austenitu v sousedství desek bainitického feritu a po svém vzniku mohou být rostoucí feritickou deskou obklopeny. Za teplot pod 350 0 C vzniká rozpadem austenitu dolní bainit, jež je tvo en deskami bainitického feritu, ve kterých jsou vylou eny velmi jemné desti kovité karbidické ástice. K nukleaci zde dochází p evážn v tuhém roztoku feritu. Podobn jako u horního bainitu i zde jsou n které desky ve sm ru podélném vzájemn p esazeny. Se vzr stající dobou p em ny p evládají ve struktu e svazky, p i emž hustota dislokací se pohybuje okolo 10 10 cm -2 (9). Z morfologického hlediska p edstavuje jehlice bainitického feritu ez nahodile orientovaným trojrozm rným útvarem. Z prostorových model vyplývá, že ástice dolního i horního bainitu jsou útvary deskovité. Rozdíly jsou v ší ce dolního a horního bainitu, proto se ozna ují útvary dolního bainitu jako desky, útvary horního bainitu jako desky menší ší ky- la ky (19). V pr b hu p em ny vzniká i ε-karbid, jehož ástice se nalézají v jemných pásech zbytkového austenitu uvnit svazk bainitických desek. Je vylou ené ve feritické, pop. austenitické matrici (9). Bainitická struktura se p esto vyzna uje stejnorodostí a disperzností ástic dosahující tak vyšší pevnosti (4). V diagramu IRA bainitické tvárné litiny lze najít dv minima inkuba ní doby. A to v oblasti perlitické p em ny za teploty asi 650 0 C a v oblasti bainitické p em ny v okolí cca 400 0 C. Jejich existence se dá vysv tlit zejména vysokým obsahem Si, nebo ten zvyšuje polohu eutektoidního intervalu A 1,1 A 1,2 a vzdaluje od sebe perlitickou a bainitickou oblast p em ny (9). Existence bainitického nosu je pak dána superpozici perlitického a bainitického stupn p em ny související jak s vyšším obsahem Si, tak i s chem. nehomogenitou austenitické matrice. Se vzr stající austenitiza ní teplotou se po átek p em ny posouvá k delším as m, prodlužuje se inkuba ní doba a zmenšuje se celková rychlost p em ny. Posun k ivek lze vysv tlit p evážn jako nasycení Az uhlíkem v pr b hu p em ny. 14

6.1. Vliv podmínek na vlastnosti bainitické tvárné litiny - Vliv transforma ní a austenitiza ní teploty Daná problematika byla popsána v pracích (20). Se vzr stající transforma ní teplotou do cca 420 0 C pevnostní vlastnosti klesají, p i dalším zvyšování teploty již k dalším zm nám nedochází. Maximum pevnosti souvisí s vyšší pevnosti okolního bainitu, který ve struktu e p evládá. Zbylá ást uhlíkem obohaceného austenitu, který se zachová, p sobí p ízniv na plastické vlastnosti a houževnatost. Podle prací Prosvirina a Patrina, je tento jev spojen s p ítomnosti Az v bainitické strukturní sm si. Stabilizovaný zbytkový austenit se m že v bainitické sm si u litin se zvýšeným obsahem Si zna n m nit a tím významn ovliv ovat výsledné mechanické vlastnosti (21). Se zvyšující se transforma ní teplotou se podíl martenzitu snižuje a množství Az stoupá. D sledkem t chto zm n je, spolu se zm nami bainitického feritu, pokles pevnostních charakteristik a r st plasticity a houževnatosti. Nejvyšší tvárné vlastnosti a houževnatost, v rozmezí použitých teplot do 420 0 C, je u sm si horního bainitu a velkého množství Az. U vyšších teplot transformace jsou relativn nízké hodnoty pevnosti a tvrdostí litiny. Je pozorovatelný i vliv a to jak koncentrace uhlíku v austenitu, tak velikostí zrn austenitu i stupn nehomogenity matrice, ímž je ovlivn na konstituce a morfologie výsledné bainitické strukturní sm si a tím i její vlastnosti (obr. 4). V oblasti dolního bainitu nejsou pevnostní a tvárné vlastnosti v etn houževnatosti austenitiza ní teplotou výrazn ovlivn ny a ani v oblasti horního bainitu se ú inek teploty neprojevuje v tšími rozdíly v uvedených hodnotách. Tažnost a rázová houževnatost jsou austenitiza ní teplotou ovlivn ny zejména po následujícím izotermickém zpracování za teplot nad 420 0 C. Obr. 4 Vliv teploty p em ny na vlastnosti izotermicky zušlecht né tvárné litiny 15

Z dosavadních prací vyplývá, že obecn nejvhodn jších mechanických vlastností (maxima tažnosti a houževnatosti) se dosahuje p i transforma ních teplotách v rozmezí 350 až 420 0 C. Pro ur itou hodnotu pevnosti v tahu je tažnost vzork izotermicky zpracovaných ve spodním teplotním intervalu vyšší. Podobn se chová i tvrdost, z ehož plyne, že izotermickým zušlecht ním se obecn dociluje lepších mech. vlastností, spolu s tím, že u vzork austenitizovaných za teplot 850 až 900 0 C nedochází k hrubnutí útvar cementit. - Vliv chemického složení na mechanické vlastnosti Dle (10) ovliv uje mechanické vlastnosti nelegované bainitické tvárné litiny vedle uhlíku také obsah Si a to v oblasti dolního bainitu zejména prost ednictvím rozdílného množství Az (22). Vliv ostatních legujících prvk na mechanické vlastnosti bainitické tvárné litiny se uplat uje p edevším prost ednictvím charakteru a stupn odmíšení p íslušného prvku v matrici a jeho ú inku na stabilitu austenitu a na precipitaci bainitických karbid. -Vliv transforma ní a austenitické doby S prodloužením doby prodlevy na p íslušné teplot se zvyšuje pevnost v tahu, tažnost a rovn ž množství Az, zatímco tvrdost klesá. Nízké hodnoty mechanických vlastnosti pro menší asy se vysv tlují jako p ed asné lomy vlivem zvýšeného množství vysokouhlíkového martenzitu ve struktu e po ochlazení a defekt martenzitické struktury. S klesajícím množstvím martenzitu, tedy po delší dob prodlevy se podíl interkrystalického lomu zmenšuje (Obr. 5). Optimálních mech. vlastností se dosahuje p i 60 až 80% bainitu a 20 až 40% Az. ve výsledné struktu e po dochlazení, kde se již náchylnost k p ed asným lom m nevyskytuje. Lomy jsou transkrystalické smíšené. Pevnost v tahu a tažnost dosahuje nejvyšších hodnot. Další prodlužování doby prodlevy se pevnostní charakteristiky výrazn ji nem ní, dochází však k poklesu tažnosti. Výrazn ji se tento proces uplat uje p i teplotách 400 0 C, p i kterém klesá množství Az, p i emž tažnost nep esahuje 4%. 16

Obr. 5 Vliv doby p em ny na vlastnosti izotermicky zušlecht né tvárné litiny pro 400 0 C 6.2. Deforma ní chování bainitické tvárné litiny Závislost σ-ε pro bainitickou tvárnou litinu je charakterizováno spojitým p echodem z pružné do pružn plastické oblasti a je možné, p i ur itém zjednodušení, ji popsat vztahem: σ =k. ε n. Odchylku p edstavuje vliv rozložení grafitu, kde dochází k lokální plastické deformaci. Je též rozdíl v pevnostních vlastnostech feritu a Az. Následuje odd lování matrice od grafitu a praskání zrn grafitu. V záv re ném stadiu pokra uje plastická deformace Az a na celkovém p etvo ení se ve v tším rozsahu podílí trvalá plastická deformace svazk bainitu. Dochází ke snížení obsahu Az, který transformuje na martenzit vlivem plastické deformace. Na deformaci se podílí i p ítomnost grafit v matrici, která usnad uje podélnou deformaci i p í nou kontrakci m stk mezi zrny grafitu (9). Dle p edstavy Maki (23) se projevuje vznik martenzitu nejvýrazn ji u horního bainitu nelegované tvárné litiny. Ú inek tahové deformace na zm nu množství Az se projevují již p i pokojové teplot. Tento názor odpovídá p edstav o ocelích TRIP, kde dochází též k martenzitické transformaci vyvolané plastickou deformaci. Výsledným produktem je vysokouhlíkový martenzit s jemnými vnit ními dvoj aty. Víceosá napjatost daná vruby výrazn ovliv uje také tranzitní lomové chování a to posunem k vyšší teplot. U nelegované tvárné litiny p ísluší nejvyšší teplota T D matrici horního bainitu. Tažnost a kontrakce se snižují již od 0 0 C. Lomy jsou transkrystalické smíšené. Je tu patrná souvislost s vyšším obsahem uhlíku ve zbytkovém austenitu. Nejnižší lomovou houževnatost vykazuje nízkolegovaná tvárná litina, jejíž matrici tvo í horní bainit. 17

7. STATICKÉ ZATÍŽENÍ Tahový diagram, který zaznamenává zkušební trhací stroj, charakterizuje pr b h odporu zkoušeného materiálu proti deformaci a porušení. Pro k ehké materiály vyzna ující se jen nepatrnou plastickou deformací p ed porušením chybí pr b h tahového diagramu vyzna ující se poklesem nap tí, nebo sou ást se poruší ihned p i dosažení bodu plastické nestability, kdy platí df/ dl= 0. U litin chybí i výrazná mez kluzu. Z toho d vod je zavád ná tzv. smluvní mez kluzu, která se nej ast ji vyjad uje nap tím, p i kterém trvalá deformace dosáhne p edepsané hodnoty vyjád ené v % m ené délky zkušební ty e L 0, nebo m ené délky pr tahom ru. Mez kluzu je nejd ležit jší mechanickou vlastností, protože charakterizuje odolnost kovových materiál proti vzniku plastické deformace. Její hodnota odvisí od chemického složení, od struktury a substruktury kov. Zvláš výrazn závisí mez kluzu polykrystalických materiál od velikostí zrna ( zmenšováním st ední hodnoty velikostí zrna se její hodnota zvyšuje). Naproti tomu mez pevnosti Rm vyjad uje schopnost materiálu odolávat proti trvalému porušení soudržnosti jeho ástic. íseln vyjad ujeme pevnost nap tím, p i kterém se uskute uje proces porušení, probíhající v materiálu p i podmínkách mezního stavu porušení. Výsledkem procesu porušení je lom. V SN 42 0310 (24) se mez pevnosti definuje jako smluvní nap tí odpovídající nejv tšímu zatížení F m, které p edchází porušení zkušební ty e a vyjad uje se vztahem: R m = F m / S 0 kde F m - je maximální síla v tahovém diagramu, S 0 - p vodní plocha pr ezu zkušební ty e. Hodnota R m je d ležitá základní materiálová vlastnost, podle které se klasifikují a porovnávají materiály. Její p edností je snadnost dosažení její hodnoty- zm ení. Velikost R m je dána chemickým složením a typem struktury kov. Její hodnota na rozdíl od meze kluzu je ovlivn na vnit ními procesy, které ve struktu e probíhají p i plastické deformaci. Je to zejména deforma ní zpevn ní, ale i další faktory jako nap. strukturní zpevn ní nebo odpev ovací pochody, které v závislosti od teploty, rychlosti a stupn deformace mohou v kovu probíhat. Z uvedených d vod jsou p i statické zkoušce v tahu stanovené ohrani ující hodnoty teplot a rychlosti zat žování, resp. deformace. U k ehkých materiál jako jsou práv litiny i i nap. sklo, horniny, keramické materiály a další dochází p ed porušením jen k nepatrné plastické deformaci pr ezu a proto je rozdíl mezi skute ným a konven ním nap tím zanedbatelný a mez pevnosti je prakticky totožná se skute ným nap tím (25). 18

8. ÚNAVA MATERIÁLU 8.1. Základní charakteristiky únavového procesu Mnohé strojní dílce jsou v provozu vystaveny dlouhodobému opakujícímu se prom nnému (kmitavému) namáhání, kdy zát žná síla periodicky m ní svou hodnotu nebo smysl. Kmitavé namáhání, jehož d sledkem je jev, ozna ovaný jako únava materiálu, je podstatn nebezpe n jší než klidné statické namáhání, (4) nebo takové velikostí zatížení snáší materiál bez podstatn jších zm n a poškození, avšak v pr b hu cyklického zat žování dochází ve vzorku ke kumulaci plastické deformace, která se v záv ru procesu projeví r stem makroskopické trhliny a únavovým lomem (26). Únava materiálu je proces zm n strukturního stavu materiálu a jeho vlastností vyvolaných kmitavým (cyklickým) zat žováním, p i emž nejvyšší nap tí je menší než mez pevnosti a ve v tšin p ípad i menší než mez kluzu. Prom nné namáhání mohou být asov ustálené (p sobící síla se m ní periodicky) nebo neustálené. P sobením periodických prom nných sil na materiál dochází ke zm nám jeho mechanických vlastností, jako je mez kluzu, mez pevnosti i meze únavy a hodnot vnit ního tlumení a modulu pružnosti (pokles hodnot je až o n kolik tisíc MPa). Prom nná zatížení mohou taktéž vyvolat zrychlené stárnutí kov. Rozsah zm n je odvislí od hodnot amplitudy, po tu cykl, druhu a stavu materiálu a kone n i na druhu zát žného nap tí (27). Podstatný vliv na mechanické vlastnosti má cyklus tah- tlak, p i n mž se maximální nap tí vyskytují v celém pr ezu a které ovlivní velikost zvýšení meze kluzu a pevnosti až o n kolik desítek % (27) za sou asného poklesu tažnosti a kontrakce. Únava se ídí ur itými zákonitostmi mikroskopických a makroskopických proces, které v daném materiálu probíhají v závislosti od velikostí amplitudy nap tí, stavu napjatosti, od agresivity obklopujícího prost edí a zejména od po tu zát žných cykl. P i emž rozhodujícím faktorem je velikost plastické deformace, kdy mnohonásobné opakované i jen velmi malé deformace vyvolává následné zm ny ve struktu e a tím i zm ny mechanických vlastností (25,27). P i zatížení t lesa ve sm ru jeho osy dojde v pr ezu k lokální zm n v rozd lení nap tí a deformací (28). Nejvýrazn ji se tento jev projeví na povrchu, tedy v místech vliv vrub, koncentrací nap tí a deformací. Napjatost ve vrubu je trojosá, vlivem ehož vznikají mikroplastické deformace ( ádu 10-5 ) p i cyklickém zat žování práv zde a které podmi ují rozvoj dalšího únavového porušení. Významný je i vliv gradientu nap tí v míst koncentrací, nebo nukleace trhlin probíhající v povrchové vrstv s následujícím ší ením dovnit t lesa, ovliv uje napjatost, která vede k jejímu zbrzd ní, pop. i k zastavení r stu po áte ních trhlin. 19

8.2. Stadia únavového procesu Podle druhu nevratných fyzikálních a chemických zm n, vlivem prom nných zatížení zp sobující plastickou deformací, se proces únavy materiálu sestává ze t í asových stadií. Tyto údobí po sob plynule navazují, nejsou ost e ohrani ené, ale naopak asov se p ekrývají (26). V odborné literatu e se ozna ují jako: 1) Stadium zahrnující zm ny mech. vlastností 2) Stadium iniciace trhliny 3) Stadium zahrnující ší ení trhliny Viz obr. 6,7 Zm na mech. Lokalizace plas. defor. Nukleace mikrotrhl R st krit. trhliny Ší ení makrotrhlin Lom Obr. 6 Stadia únavového procesu Obr. 7 Stadia únavového procesu 20

Stadium zm ny mechanických vlastností P i cyklickém zat žování kov v d sledku zm n v mikrostruktu e materiálu dochází ke zm nám jejich mechanických, elektrických, magnetických a fyzikálních vlastností. Tyto zm ny mají zpravidla sytící charakter, p i emž proces zm n je nejvýrazn jší na po átku cyklování. Mechanické zm ny vlastností mohou být dvojího druhu: a) Cyklické zpevn ní- jež nastává zpravidla u materiál s pom rem Rm/Re v tším jak 1,4 b) Cyklické zm k ení- typické pro materiály zpevn né deforma n, precipita n, disperzními ásticemi, martenzitickou transformaci a pod. K cyklickému zm k ení dochází u materiál s pom rem Rm/Re menším jak 1,2. Nejlepší zp sob detekce zm n mechanických vlastností je m ení parametr hysterezních smy ek za chodu zkušebního stroje. Podrobn ji v kapitole 9. Procesy cyklického zpevn ní, zm k ení i výsledné vlastnosti v saturovaném stavu jsou ur eny pohybem, generací a interakcemi dislokacemi, a již vzájemnými nebo s jinými typy poruch m ížky. Bude tedy docházet nejen ke zm nám v hustot a rozložení dislokací, ale také cizích ástic (nap. zm ny morfologie precipitátu jako projev difúze i fázové transformace indukované cyklickou deformací). U slitin, které obsahují více jak jednu krystalografickou strukturní složku, m že v pr b hu cyklické deformace docházet ke zm nám v chemickém složení prost ednictvím difúze, pop. i ke zm nám morfologie. Charakteristickým znakem kov s kubickou prostorov orientovanou m ížkou je silná závislost deforma ního nap tí na teplot a na rychlosti deformace. Ty se p i únavovém procesu Fe obvykle pohybují v rozsahu 10-2 až 10-3 s -1. Rozhodujícím mechanismem zm n struktur je pohyb dislokací. V nedeformovaném stavu je struktura charakteristická jejich malou hustotou. P i malé plastické deformaci, již po pom rn malém po tu cykl, dochází k výraznému vzr stu hustoty dislokací, p i emž jsou uspo ádány vícemén homogenn. Tento d j je v po áte ním stadiu omezen na primární skluzový systém. Po aplikaci cca 10 2 cykl se dislokace za ínají shlukovat do pás a po dalším po tu cykl se pásy zvýraz ují p i sou asném poklesu hustoty dislokací mezi pásy (29). Pásy jsou, pro Fe, délek 1-3 mikron. Pozd ji ve stadiu rychlého zpev ování tyto shluky mizí a vytvá í se bun ná struktura, která je již d sledkem skluzové aktivity na více jak jednom skluzovém systému a která je zvýraz ována v pr b hu dalších cykl. P ítomnost intersticiálních atom má výrazný vliv na deforma ní charakteristiky technicky d ležitých kov a slitin. U slitin Fe s uhlíkem, který je spolu s dusíkem rozhodující p í inou prodlevy na mezi kluzu p i jednosm rném zat žování, se tyto intersticiální atomy projevují i na rychlosti pohybu dislokací a zm n cyklického chování kov, nebo ú inn blokují jejich pohyb a tak zvyšují pot ebné nap tí (29). 21

Vlivem p ítomnosti C se v po áte ním stadiu deformace objevuje cyklické zm k ení, které je následováno zpevn ním. Ve slitin Fe-C-Si jsou nap tí pot ebná pro iniciaci pohyblivých dislokací nižší než mez kluzu a p i dosažení horní meze kluzu dochází k lavinovitému ší ení plastické deformace p es celý nosný pr ez t lesa. U polykrystalických materiál jsou jejich cyklické plastické vlastnosti dále ovlivn né odlišnou orientací jednotlivých zrn a z toho plynoucí odlišné p enášení vn jšího zatížení, ímž v jednotlivých zrnech budou vznikat r zné struktury podle vlivu velikostí amplitud deformace. Celý objem polykrystalického materiálu je tak tvo en z elementárních objem r zných rozm r a mechanických vlastností, kterým p ísluší odlišné hodnoty velikostí kritických nap tí nutných k pohybu dislokací a následné plastické deformaci (29,30). U reálných kov se projevují i další faktory ovliv ující cyklické charakteristiky (29) a to vedle r stu po tu zrn s pohyblivými dislokacemi také vliv druhu precipitace, které siln ovliv uje pr b h zm n mech. vlastností, nebo jsou pro pohybující se dislokace p ekážkami vedoucí ke koncentraci nap tí, které m že dosáhnout takové úrovn, že nakupené dislokace jsou schopny projít i p es koherentní ástici. Následkem plastické deformace t lesa posléze vznikají jak na povrchu, tak i uvnit t lesa, perzistentní skluzová pásma, která se vyvíjejí p ednostn ve vhodn orientovaných zrnech. Jejich pohyb je blokován hranicemi, které p edstavují bariéry p sobící proti dalšímu postupu (28). Typy disloka ních struktur v saturovaném stavu jsou, s ur itým zjednodušením, ur eny jen dv ma parametry - amplitudou nap tí a snadnosti p í ného skluzu. Závislost mezi snadnosti skluzu a energii vrstevné chyby, která je znázorn na diagramem (obr. 8), rozlišuje t i oblasti: Energie vrstevné chyby γ Bu ková struktura B Žílová (pásová) struktura, shluky dislokací- A Rovinné ady dislokací- C 10 4 10 5 10 6 10 7 Obr. 8 Typy vnit ních disloka ních struktur v závislosti na energii vrstevné chyby a na amplitud zat žování (zde vyjád ené nep ímo prost ednictvím po tu cykl do lomu) N f 22

A) Oblast vyšší vrstevné energie a vyšší životnosti, shluky i pásy dislokací, bez jejich vzájemného propojení, velké množství disloka ních dipól a smy ek. B) Oblast vyšší energie vrstevné chyby, ale nízké životnosti (vysoké amplitudy). C) Oblast nízkých energií. Dislokace zde nemají možnost p í ného skluzu a tak drží ve svých skluzových rovinách a nemohou tedy vytvá et prostorové útvary. Disloka ní smy ky jsou také nepo etné. Tento typ diagramu platí p esn jen pro jednofázové kovy s kubickou plošn centrovanou m ížkou a pro homogenní napjatost, lze jej však, s ur itým zjednodušením, použít i pro ostatní kovy a typy zatížení. Nap. Fe α a jeho slitiny jsou materiály se snadným p í ným skluzem, odpovídající strukturám typu A i B. Slitiny Fe-Si jsou na druhé stran typické materiály s obtížným p í ným skluzem, tedy struktura typu C. Polák (31) soudí, že hustota dislokací je p ímo úm rná amplitud nap tí, obecn však nelze typ disloka ní struktury považovat za ur ující pro mechanické vlastnosti. Povrchový reliéf: Intenzita povrchového reliéfu u kov vzr stá s rostoucím po tem cykl a s rostoucí amplitudou zat žování, p i emž existuje závislost mezi povrchovým reliéfem, mechanismem tvorby a jeho podpovrchovou strukturou (obr. 9), (28). Energie vrstevné chyby γ Bu ková struktura B Perzistentní skluzová pásma A Rovinné ady dislokací- C 10 4 10 5 10 6 10 7 10 8 N f Obr. 9 Typy podpovrchových disloka ních struktur v závislosti na energii vrstevné chyby a na amplitud zat žování (vyjád ené nep ímo po tem cykl do lomu) Oblast A- Persistentní skluzová pásma V této oblasti jsou na povrchu jiné nap ové podmínky než uvnit krystalu. V lokalizovaných oblastech dochází k p ekro ení pr m rného nap tí a disloka ní struktura musí reagovat na tuto zm nu, vlivem ehož zde vznikající skluzová pásma odlišná od matrice. 23