Tepelné zpracování a slinování

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ A SLINOVÁNÍ
PŘEDNÁŠKY
Ing. V. Kraus, CSc.
OBSAH
Str.
1
1.0 TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ - ÚVOD
4
2.0
2.1
2.2
2.3
2.4
2.5
2.6
OHŘEV A OCHLAZOVÁNÍ
Tepelné vlastnosti kovů a slitin
Formy přenosu tepla
Teplotní pole v tuhých tělesech
Přenos tepla ve výrobcích
Technologické zásady ohřevu
Ochlazování
6
6
10
13
15
19
21
3.0
3.1
3.2
3.3
3.4
3.5
PNUTÍ A DEFORMACE
Základní pojmy
Pnutí v nepolymorfních, jednofázových materiálech
Pnutí v polymorfních, vícesložkových materiálech
Deformace při tepelném zpracování
Trhliny při tepelném zpracování
23
23
25
27
29
31
4.0
4.1
4.2
4.3
4.4
TEPELNÉ ZDROJE A PŘENOSOVÁ PROSTŘEDÍ
Zdroje energie
Působení plynů na kovy
Prostředí pro ohřev
Prostředí pro ochlazování
34
34
39
41
44
5.0
5.1
5.2
5.3
5.4
5.5
5.6
5.7
TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ OCELÍ A LITIN
Austenitizace
Žíhání
Kalení
Popouštění
Povrchové kalení
Tepelné zpracování ocelí
Tepelné zpracování litin
49
49
51
58
64
67
75
77
1
6.0
6.1
6.2
6.3
6.4
6.5
6.6
6.7
CHEMICKO-TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ
Základy chemicko-tepelného zpracování
Objemové chemicko-tepelné zpracování
Cementování
Nitrocementování
Nitridování
Karbonitridování
Difúzní sírování
83
83
89
91
100
102
112
113
7.0
7.1
7.2
7.3
7.4
7.5
TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ NEŽELEZNÝCH KOVU
Hliník, hořčík a jejich slitiny
Měď a její slitiny
Nikl a jeho slitiny
Titan a jeho slitiny
Kovy s nízkou teplotou tání
116
118
121
123
124
126
8.0
8.1
8.2
8.3
8.4
8.5
8.6
NEKONVENČNÍ METODY TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ
Zpracování v magnetickém poli
Reaustenitizace
Precipitační vytvrzování ocelí
Tepelně mechanické zpracování
Deformačně vyvolaná martenzitická transformace
Interkritické tepelné zpracování
128
128
129
130
132
137
138
9.0
9.1
9.2
9.3
ZAŘÍZENÍ A PROJEKTY DÍLEN TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ
Ohřívací pece
Ostatní zařízení
Navrhování dílen tepelného zpracování
141
141
152
157
10.0 VÝROBA KOVOVÝCH PRÁŠKŮ A JEJICH ÚPRAVA
10.1 Mechanické způsoby výroby
10.2 Rozprašování tekutého kovu
10.3 Chemická redukce a rozklad
10.4 Hydrometalurgické pochody
10.5 Elektrolytické způsoby výroby
10.6 Úprava prášků, třídění a čištění
10.7 Pojiva, maziva, míšení prášků a homogenizace
10.8 Úprava tvaru a velikosti prášků
2
166
166
168
170
172
172
173
175
176
11.0 ZHUTŇOVÁNÍ VÝROBKŮ Z PRÁŠKŮ
11.1 Lisování práškových kovů
11.2 Izostatické lisování
11.3 Válcování
11.4 Protlačování
11.5 Lisování explozí
11.6 Kování práškových kovů
11.7 Zhutňování bez použití tlaku
178
178
185
186
187
188
188
189
12.0 SLINOVÁNÍ
12.1 Slinování jednosložkových soustav
12.2 Slinování vícekomponentních systémů
12.3 Slinování za vzniku kapalné fáze
12.4 Aktivace procesu slinování
192
193
196
198
199
13.0 VÝROBKY PRÁŠKOVÉ METALURGIE A JEJICH TECHNOLOGIE
13.1 Výrobky všeobecného použití
13.2 Kluzné materiály
13.3 Třecí materiály
13.4 Filtry a porézní materiály
13.5 Vysokotavitelné kovy a sloučeniny
13.6 Řezné a brusné materiály
13.7 Disperzně zpevněné soustavy
13.8 Elektrokontaktní materiály
13.9 Magnetické materiály
13.10 Uhlíkové materiály
200
201
204
206
208
210
212
217
220
222
224
LITERATURA
226
3
1.0 TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ A SLINOVÁNÍ - ÚVOD
Tepelným zpracováním rozumíme záměrné využívání fázových a strukturních přeměn
v tuhém stavu ke změně struktury a tím k získání požadovaných mechanických nebo strukturních
vlastností výrobku nebo polotovaru. Na rozdíl od ostatních strojařských technologií /třískové
obrábění, tváření ap./ nedochází při tepelném zpracování ke změně tvaru součásti /resp. je tato
změna nežádoucí/, ale pouze k vyžadovaným změnám vlastností použitého materiálu výrobků.
Tepelné zpracování spočívá v principu ohřevu na požadovanou teplotu, výdrži na této teplotě
a ochlazování určitou rychlostí, tzn. požadované změny struktury a vlastností se dosáhne řízenými
změnami teploty. O chemicko-tepelném zpracování mluvíme, působí-li na povrch součásti vhodné
prostředí, jehož účinkem se mění chemické složení materiálu. Postupy, které využívají ke změně
struktury kombinace tepelného zpracování a tváření /plastické deformace/, jsou označovány jako
tepelně mechanické zpracování.
Tepelné zpracování přispívá k hospodárnějšímu využití kovu event. drahých legujících
přísad. Dobře volené a provedené tepelné zpracování umožňuje vyrábět strojní zařízení výkonnější,
lehčí, trvanlivější a někdy i levnější. Právě proto se tepelné zpracování stává významným
intenzifikačním i kvalitativním faktorem ve strojírenské výrobě.
Tepelné zpracování je ovšem
také spojeno s finančními náklady a
vysokou spotřebou energie /statistické
údaje vyčíslují ve strojírenské výrobě
podíl pracnosti na 2 %, spotřebu
energie cca
20 %/. Je proto nutno
pečlivě posoudit vhodnost a způsob
tepelného
zpracování.
Zvýšené
výrobní náklady a energetická
náročnost je však několikanásobně
kompenzována poklesem hmotnosti
výrobku,
možností
změny
konstrukčního řešení, zjednodušením
technologického postupu, zvýšením
užitkových vlastností, životnosti a
spolehlivosti. Zde se tedy projevuje
energetický
paradox
tepelného
zpracování.
Jednou z příčin nedocenění
procesů tepelného zpracování a jeho
nedostatečného využití je skutečnost,
že tato výroba byla prováděna pouze
na základě empirických poznatků a
v nedokonalých
technologických
zařízeních. Technicky účelné a ekonomické podmínky tepelného zpracování musí tedy vycházet jak
z vědeckých poznatků materiálových vlastností, tak z technického vývoje výrobních zařízení
i z provozních zkušeností. Názornou ukázkou využití různých způsobů tepelného zpracování a
naznačení vývojových tendencí v průmyslově vyspělých zemích do roku 2000 udává obr. 1.1.
Obr. 1.1: Vývojové tendence v tepelném zpracování
v průmyslově vyspělých zemích /1-vzduch, 2-řízené
atmosféry, 3-vakuum, 4-povrchové kalení, 5-chemickotepelné zpracování/
4
Z grafu vyplývá podstatný růst objemu tepelně zpracovaného materiálu, naopak rapidní pokles
klasického tepelného zpracování za přístupu atmosféry a jeho náhrada moderními progresivními
metodami tepelného zpracování.
Vývojové a provozní cíle tepelného zpracování jsou v určitých směrech protichůdné. Je
nutné zabezpečit požadované užitkové vlastnosti výrobku i snižovat výrobní náklady. Progresivní
tepelné zpracování musí tedy splňovat:
•
vnější podmínky /podstatné pro uživatele tepelně zpracovaných výrobků/ - zaručené dosáhnutí
vyžadovaných vlastností materiálu při zajištěné opakovatelnosti výsledků zpracování a
minimalizace škodlivých doprovodných jevů (změna tvaru a rozměru výrobku, snížení kvality
povrchu)
•
vnitřní podmínky /charakterizující technické vybavení a úroveň organizace výroby v provozech
tepelného zpracování/ - minimální pracnost a vlastní náklady, minimální doba technologického
cyklu, nízká zmetkovitost, vhodné pracovní podmínky, nízká ekologická zátěž životního
prostředí, snaha maximální mechanizace a automatizace (vyloučení lidského faktoru).
Jednou z progresivních technologií, která umožňuje získat materiály vysokých technických
parametrů a zvláštních fyzikálních vlastností, je prášková metalurgie. Její kořeny tkví ve způsobech
zhotovování nástrojů a zbraní např. u některých afrických kmenů. V moderní historii je rozvoj této
technologie svázán nejen s výrobou těžkotavitelných kovů, ale hlavně s II. světovou válkou, kdy
v Německu se začaly kromě ložisek z práškového železa vyrábět i těsnící a vodící kroužky
dělových střel.
Pro rozvoj této technologie je směrodatným ukazatelem spotřeba a výroba kovových prášků.
Zatím co v roce 1955 byla světová spotřeba práškových kovů 63 500 t ukazuje tabulka 10.I výrobu
kovových prášků v posledních letech a její celosvětový trend.
Tab. 1.I: Trend výroby kovových prášků
Rok
Množství
/t.103/
1970
1975
1980
1985
1990
1995
2000
175
360
850
1500
2500
2600
7000
V průmyslově vyspělých zemích se 70 až 80 % prášků používá k výrobě spékaných
součástí, zbytek k výrobě svařovacích elektrod a k dalším účelům. Největší spotřebu má
strojírenský a automobilový průmysl ( 60 až 70 %). Prášková metalurgie v oblasti konstrukčních
materiálů a součástí využívá materiál na 95 až 98 %, snižuje pracnost, spotřebu energie a
zpracovatelské náklady až o 50 % v porovnání s třískovým obráběním, zejména tvarově složitých
součástí. Z hlediska efektivnosti je prášková metalurgie nejprogresivnější technologií výroby
konstrukčních materiálů. Výroba jedné tuny strojních součástí z práškových ocelí ušetří 1,5 t
válcovaného materiálu, 2 800 Kč na mzdách, 9 t měrného paliva a 45 000 Kč výrobních nákladů při
úsporách na investicích - údaje z roku 1988.
Kromě těchto ekonomických ukazatelů umožňuje prášková metalurgie získat výrobky se
speciálními vlastnostmi (např. žárupevností, otěruvzdorností apod.), výrobky s vysokou porézitou a
výrobky tvořící přechod ke kompozitům, které jinými technologiemi nemůžeme vyrobit.
Prášková metalurgie zahrnuje jednak výrobu prášků, jednak jejich zhutňování (obvykle
lisováním a slinováním) do konstrukčních materiálů nebo součástí.
5
2.0 OHŘEV A OCHLAZOVÁNÍ
Tepelný cyklus, kterému podrobujeme zpracovávaný materiál za účelem dosažení
požadovaných vlastností, můžeme v závislosti na čase rozdělit na tři samostatné části /obr.2.1/:
•
ohřev
•
výdrž (prodlevu)
•
ochlazování
Ohřevem (ochlazováním) rozumíme pochod,
jímž se zvyšuje (snižuje) teplota předmětu na žádanou
hodnotu /ČSN 42 0004/. Pro popis tepelného cyklu je
důležitá i rychlost ohřevu ev. ochlazování, tj. změna
teploty výrobku za jednotku času. Tuto je možno
vyjadřovat jako rychlost průměrnou v určitém
teplotním rozmezí nebo rychlost okamžitou
příslušející určité teplotě.
Ohřev kovů je jednou z nejdůležitějších
Obr. 2.1: Obecný diagram tepelného operací tepelného zpracování majících vliv na výrobu
po stránce jakosti i nákladů.. Proto je volba vhodného
zpracování
režimu ohřevu a ochlazování kovů otázkou důležitou a
mnohdy rozhodující. Sledovat ohřev nebo ochlazování kovů patří do oblasti nestacionárních
tepelných pochodů, při nichž se teplota i tepelné toky časově mění. Ochlazování i ohřev se řídí
stejnými zákony. Při ochlazování však děj probíhá v opačném sledu, má tedy opačné znaménko. Při
ohřevu kov pohlcuje teplo (+q, +Q) a zvyšuje svůj tepelný obsah (+i, +I), opačně při ochlazování.
Výdrží (prodlevou) nazýváme udržování předmětu na určité teplotě po dobu potřebnou např.
pro:
•
vyrovnání teploty v požadovaném průřezu ohřívaného nebo ochlazovaného předmětu
•
přechod složek rozpustných při dané teplotě do tuhého roztoku nebo naopak jejich vylučování
z tuhého roztoku
•
průběh difúzních pochodů
•
snížení vnitřních pnutí
2.1
Tepelné vlastnosti kovů a slitin
Při hledání optimálních podmínek tepelných úprav materiálu musíme přihlížet k jeho
výchozím fyzikálním vlastnostem a k jejich změnám během zpracování. V této kapitole se budeme
zabývat hlavními charakteristikami tepelných vlastností kovů a slitin,. K nim patří měrná tepelná
kapacita, tepelná vodivost, teplotní vodivost a teplotní součinitel délkové roztažnosti.
Měrná tepelná kapacita
Při teplotách větších než je Debyeova charakteristická teplota je molární měrná tepelná
kapacita kovů blízká klasické hodnotě 25 J.mol-1.K-1, pro roztavené kovy při teplotách blízkých T t to
6
je přibližně 32 J.mol-1.K-1. V technické praxi se
obvykle používá měrná tepelná kapacita za stálého
tlaku vztažená na jednotku hmotnosti cp /tab. 2.I/.
Vybrané hodnoty středních měrných tepel některých
neželezných kovů a železa udává obr. 2.2.
Teplotní závislost cp se obvykle vyjadřuje ve
cp = A + B.T + C.T 3
tvaru:
když u některých kovů (Al, Cu, Feγ, Tiα, aj.) lze tuto
závislost pokládat za lineární (C=0) až do teploty
tavení resp. do teploty alotropické přeměny /tab. 2.I/.
Člen B.T, představující příspěvek elektronového
tepla, je významný u transitních kovů .
Obr.2.2: Střední měrná tepla kovů
v závislosti na teplotě /1-hliník, 2-měď, 3zinek, 4-olovo, 5-nikl, 6-železo/
Pro slitiny nebo intermetalické fáze je cp dána
empirickým pravidlem Neumannovým-Koppovým,
podle něhož lze pro molární tepelné kapacity
komponent (prvků) použít směšovací pravidlo. Pro
binární slitiny nebo fáze platí:
(c )
(c )
p X, Y
= N X .( cp ) X + N Y .( cp ) Y
p X Y
m n
= m.( cp ) X + n.( cp ) Y
kde NX, NY jsou molární zlomky prvků X, Y ve slitině a m,n jsou stechiometrická čísla
intermetalické fáze XmYn. Při nízkých i vysokých teplotách činí odchylka od experimentálně
měřených hodnot max. ± 8 %. Malé rozdíly v tepelných kapacitách složek při dané teplotě dávají
menší odchylku.V polymorfních slitinách je odchylka tím menší, čím větší je rozdíl mezi danou
teplotou a teplotou fázové přeměny.
Tab. 2.I: Střední hodnoty tepelných vlastností kovů v intervalu 0 až 100 oC a hustota kovů při 25 oC
kov
cp
λ
α.106
ρ
J.kg.K-1 W.m-1.K-1 K-1
kg.m-3
Al
917
238
23,5
2700
Cr
461
98
6,5
Co
427
96
Cu
386
Fe
kov
cp
λ
α.106
ρ
J.kg.K-1 W.m-1.K-1 K-1
kg.m-3
Ni
452
89
13,3
8900
7100
Pb
130
35
29,0
11680
12,5
8900
Sn
226
73
23,5
7300
397
17,0
8960
Ta
142
58
6,5
16600
456
78
12,1
7870
Ti
528
22
8,9
4500
Mg
1038
156
26,0
1740
V
498
32
8,3
6100
Mn
486
78
23,0
7400
W
138
174
4,5
19300
Mo
251
137
5,1
10200
Zn
394
120
31,0
7140
Nb
268
54
7,2
8600
Zr
289
23
5,9
6490
Pro slitiny železa v teplotním intervalu 0-100 oC je vhodné počítat s následujícími
hodnotami cp, které odpovídají postupně uhlíku, železu α a železu γ: 15.5; 27.4; 29.1 J.mol-1.K-1 tj.
7
18%Cr9%Ni
1292; 490; 521 J.kg-1.K-1.
Potom se vypočtené hodnoty
liší od naměřených o max.
± 2 %. Některé další údaje
jsou v tab. 2.II a na obr. 2.3.
(536)
(473)
Tepelná vodivost
490
544
486
502
515
574
500
540
553
590
1000
683
641
667
1200
687
657
729
Tab. 2.II: Střední měrná tepelná kapacita cp´ /J.kg-1.K-1/
v intervalu od 20 oC do udané teploty u vybraných slitin železa
Teplota
o
uhlíková ocel
C
0,2%C 1,0%C
(20)
(458)
(464)
100
473
300
šedá litina
Obr. 2.3: Závislost střední měrné tepelné
kapacity ocelí na obsahu uhlíku a na teplotě
legovaná ocel
Vedení
tepla
je
způsobem přenosu tepla,
515
který je vyvolán teplotním
565
gradientem. Již Wiedemann
a Franz (1853) ukázali, že
hlavním
mechanismem
přenosu tepla v kovových
materiálech
je
pohyb
elektronového plynu, kdežto
elastické vlnění (fonony) je málo významné.
K určení mechanismu vedení tepla je nutné stanovit
částice hmoty nebo její defekty (vady krystalové
mřížky nebo elektronové struktury), které jsou
nosiči nebo rozptylovači tepla a podstatu jejich
vzájemného působení. V kovech jsou nosiči tepla
volné elektrony, v polovodičích nebo nevodičích se
uplatňují ještě fonony, elektronové vakance aj. Jako
rozptylovače, které zkracují volnou dráhu nosičů,
mohou působit buď nosiče jiného druhu nebo
mřížkové vady (cizí atomy, vakance, dislokace,
precipitáty, hranice zrn aj.). Tepelná vodivost závisí
na rychlosti pohybu nosiče, jeho tepelné kapacitě a
střední volné dráze. Všechny uvedené komponenty
závisejí na teplotě, střední volná dráha ještě na
čistotě kovu resp. na chemickém a fázovém složení
slitiny. Proto závislost tepelné vodivosti na teplotě a
koncentraci nemá monotónní charakter.
Protože
se
v kovových
materiálech
uskutečňuje jak vedení tepla, tak i vedení elektřiny, nemůže překvapit přímá závislost mezi tepelnou
vodivostí λ a elektrickou vodivostí (konduktivitou) γ podle Wiedemann-Franzova-Lorenzova
λ
= L.T = 2,45.10 − 8.T
zákona:
/W.Ω.K-1/
γ
kde L je Lorenzova konstanta. Naopak W-F-L zákon nebude platit, jestliže se na vedení tepla budou
významněji podílet fonony.
Dobře vedou teplo některé čisté kovy jako např. Ag (λ25 C ≅ 430 W.m-1.K-1), Cu a Al /tab.
2.I/, naopak Ti a Zr vedou teplo špatně. Částečnými izolátory jsou některé slitiny niklu (Inconel,
Monel) nebo železa (korozivzdorné oceli), jejichž tepelná vodivost se při teplotě místnosti pohybuje
kolem 15 W.m-1.K-1.
Vliv teploty na tepelnou vodivost železa a různých skupin ocelí je znázorněn na obr. 2.4. Při
teplotě místnosti jsou rozdíly mezi čistým železem a ocelemi všech skupin největší a přímo úměrné
stupni legování. Železo a oceli až po středně legované mají minimum tepelné vodivosti v rozmezí
8
800 až 1000 0C. Pouze u austenitických Cr.Ni ocelí tepelná vodivost s teplotou trvale roste.
Podobně je tomu u hliníku a jeho slitin a ve slitinách mědi, ačkoliv čistá měď se chová opačně /obr.
2.5/. Obecně platí pro všechny slitiny, že ve stavu tvářeném za tepla anebo rovnovážném (žíhaném)
mají větší tepelnou vodivost než ve stavu odlitém nebo nerovnovážném (tvářeném za studena,
zakaleném). Odlitky mají oproti tvářeným polotovarům tepelnou vodivost menší asi o 10 %.
Obr. 2.4: Tepelná vodivost ocelí v závislosti na
teplotě
Obr. 2.5: Tepelná vodivost neželezných kovů
a slitin v závislosti na teplotě
Teplotní vodivost
Změna teploty s časem, ke které dochází v teplotním poli ve výrobku při nestacionárním
vedení tepla je přímo úměrná tepelné vodivosti λ, ale nepřímo úměrná měrné tepelné kapacitě cp a
hustotě ρ. Proto se zavádí veličina, která charakterizuje rychlost změn teploty při ohřevu nebo při
ochlazování výrobku. Je to součinitel teplotní vodivosti nebo prostě teplotní vodivost:
a=
λ
cp .ρ
/m2.s-1/
Protože závislost λ a cp na chemickém složení slitin a na teplotě jsme již poznali, zbývá ještě
100.ρ X .ρ Y
ρ X, Y =
doplnit totéž pro hustotu
m X .ρ X .m Y .ρ Y
kde ρX, ρY jsou hustoty prvků X, Y a mX, mY jsou jejich koncentrace vyjádřené hmotnostními
procenty. Hustoty kovů při 25 0C jsou uvedeny v tab. 2.I. Při teplotě T /0C/ je hustota ρT menší než ρ
ρ0
0
ρT =
o při standardní teplotě T0 (obvykle 25 C) podle vztahu:
1 + 3.α ′ .( T − T0 )
kde α´ /K-1/ je střední izobarický součinitel délkové roztažnosti, který je definován dále.
Teplotní roztažnost
9
Za stálého tlaku se s rostoucí teplotou zvětšují délkové rozměry i objem tuhých těles.
Poměrná změna délky je charakterizována izobarickým součinitelem délkové roztažnosti, který je
1  ∂l 
α ( T ) = .

funkcí teploty:
l  ∂Tp
Po separaci proměnných a integraci v mezích od
lo do l a od To do T, dostaneme:
T

l
= exp ∫ α (T).dT
l0
 T0

a jestliže α = konst., čímž zavádíme střední
hodnotu α´ v intervalu od To do T, máme l/l0 =
exp[α´.(T-To)], takže pro α´ menší 10-4K-1 lze
vyjádřit
délku
tělesa
při
teplotě
T
l ≅ [1 + α ′ .( T − T0 ) ] a obdobně pro objem
Obr. 2.6: Teplotní závislost součinitele délkové
roztažnosti α´ pro některé kovové materiály
pak platí:
β ′ = 3.α ′
V ≅ [1 + β ′ .( T − T0 ) ] ,
kde
β´
je
střední
izobarický součinitel objemové roztažnosti. Pro
polykrystalické materiály, které jsou kvazitropní,
Střední hodnoty α´ v rozmezí 0 až 100 oC pro čisté kovy jsou obsaženy v tab. 2.I a teplotní
závislost α´ v rozmezí 0 až T oC je na obr. 2.6. Podle těchto údajů mají největší α´ s výraznou
teplotní závislostí kovy a slitiny s nízkou teplotou tavení (Sn, Pb, Zn, Al, Mg). Austenitické Cr-NiMn oceli mají větší α´ než ostatní oceli, ale austenitické niklové oceli a slitiny Ni-Co-Fe mají velmi
malou teplotní roztažnost asi do 200 oC se zobrazeným charakteristickým průběhem při vyšších
teplotách.
2.2
Formy přenosu tepla
Teplo se může přenášet v zásadě třemi způsoby:
•
vedením /kondukcí/
•
prouděním /konvekcí/
•
zářením /sáláním
Obecně patří ohřev výrobku v pracovním prostoru
pece k procesům značně složitým, neboť zahrnuje přestup
tepla v tomto prostoru mezi třemi tělesy: atmosférou,
ohřívaným materiálem a pecním zdivem; u spalovacích pecí
Obr. 2.7: Schéma přenosu tepla
přistupuje i čtvrté těleso - plamen. K tomuto vnějšímu
sdílení tepla přistupuje ještě i šíření tepla uvnitř ohřívaného výrobku. Dle podmínek ohřevu se mění
směr a způsob přenosu tepla mezi tepelným zařízením /Z/, přenosovým prostředím /P/ a výrobkem
/V/. Na výrobek se teplo přenáší buď zářením /z/ nebo prouděním /p/, kdežto mezi povrchem
výrobku /Vp/ a jádrem výrobku /Vj/ se teplo přenáší vedením /v/. Jestliže teploty zařízení resp.
prostředí a výrobku jsou různé (Tz resp. Tp ≠ Tv), potom přenesené množství tepla Q závisí na
rozdílu uvedených teplot, na fyzikálních (tepelných) vlastnostech materiálu výrobku vyjádřených
nejlépe teplotní vodivostí a, na fyzikálních vlastnostech přenosového prostředí charakterizovaných
10
součinitelem přenosu tepla α, na tvaru výrobku, výkonových parametrech tepelného zařízení a na
dalších faktorech. Uvedenému zjednodušenému schématu přenosu tepla při tepelných úpravách
odpovídá obr. 2.7 s tím, že někdy je vhodné uvážit i teplo Qv, které ve výrobku vzniká nebo se
spotřebuje např. při fázových přeměnách nebo při plastické deformaci.
Přenos tepla vedením
Při přenosu tepla vedením rozlišujeme stacionární a nestacionární podmínky. V prvém
1 dQ
jV = .
= − λ .gradT
případě je tepelný tok jV výrobku popsán Fourierovým zákonem:
S dt
S - plocha, Q - teplo, t - čas, λ - tepelná vodivost, T - teplota
V nestacionárních podmínkách je přenos tepla vedením popsán rovnicí teplotní vodivosti:
1 ∂  ∂ T  Q′V
jV =
. λ
+
c.ρ ∂ r  ∂ r  c.ρ
c - měrná tepelná kapacita, ρ - hustota, r - radiální souřadnice, Q´v - rychlost vzniku nebo spotřeby
vnitřního tepla ve výrobku
Pro jednorozměrný tepelný tok ve směru ortogonální souřadnice x, a když Q´v = 0, se
∂T
∂ 2T
= a. 2
předchozí vztah značně zjednoduší, je-li λ = konst.:
∂t
∂x
Je zřejmé, že teplotní vodivost charakterizuje rychlost změn teplotního pole.
Přenos tepla prouděním
Při přenosu tepla prouděním je tepelný tok z prostředí na výrobek určen Newtonovým
j PV = α p .( Tp − TVp )
zákonem:
αp - součinitel přenosu tepla prouděním /W.m-2.K-1/
Rozlišujeme přirozené proudění, jehož příčinou je pouze tepelný rozdíl mezi povrchem
tělesa a jeho okolím a proudění nucené, kdy na přenos tepla působí další vlivy (charakteristické je
turbulentní proudění média na rozdíl od laminárního proudění při proudění přirozeném).
Součinitel přenosu tepla prouděním αp závisí v širokém rozmezí na druhu, skupenství a
rychlosti pohybu látky. K výpočtu součinitele přenosu se používají kritéria podobnosti proudění
jako např. kritérium Nusseltovo:
Nu =
α .dh
λ
a kritérium hydrodynamické podobnosti (Reynoldsovo):
Re =
v.dh
υ
dh -hydraulický průměr prostoru, ve kterém probíhá proudění, v - rychlost proudění, υ - součinitel
kinematické viskozity
Z těchto kritérií možno určit součinitel přestupu tepla prouděním - obvykle se používá
jednoduchého parametrického vztahu:
pro palivové pece
pro elektrické pece
Nu = 0,032. Re0 ,8
Nu = 0,238. Re0 ,60
, pro Re ≥ 1000
Nu = 0,625. Re0 ,46
, pro Re ≤ 1000
11
V podmínkách přirozeného proudění, kdy prostředí je v relativním klidu, má malé hodnoty,
které málo závisejí na tvaru výrobku. Podle dosavadního výzkumu se tento druh přestupu tepla
podílí u ohřívacích plynových pecí 10 až 30 % na celkové výměně tepla, u nízkoteplotních pecí je
však mnohem vyšší (např. v pecích bez nucené cirkulace atmosféry je αp = 15 až 30 W.m-2.K-1).
Jinak je tomu při nuceném proudění, kdy přenos tepla závisí jak na rychlosti v, kterou proudí
prostředí, tak na gradientu teplot v nosiči energie i na počtu částic působících jako nosiče tepla
(např. vliv tlaku atmosféry). Pro válcový výrobek, kolem něhož proudí stlačený vzduch, má
součinitel tepla αp tuto konkrétní podobu:
α
p
= 5 + 3.10 − 3.∆ T. v 0 ,6 .d − 0 ,4
/ W.m − 2 .K − 1 /
Přenos tepla prouděním v kapalinách je podstatně složitější jak v plynech. Množství tepla
(součinitel přestupu) je ovlivněno jednak vytvořením ztuhlé vrstvy taveniny na povrchu studeného
výrobku, jednak závisí na smáčivosti taveniny. Podobně jako u ohřevu v plynném médiu jsou pro
kapaliny zjištěny parametrické rovnice:
α
k
(
= B. ρ 2 .λ 2 .c.β .∆ T.µ − 1
)
1
3
B - experimentálně zjištěný součinitel, ρ - hustota média, c - měrné teplo média, β - součinitel
objemové roztažnosti, µ - součinitel dynamické viskozity
Hodnota součinitele přestupu tepla v kapalinách (stejně jako u plynných médií) závisí na
teplotě. V blízkosti teploty tavení používaných solí se pohybuje v rozmezí cca 200 až
240 W.m-2.K-1. S výší přehřátí solné lázně lineárně vzrůstá.
Přenos tepla zářením
Záření je nejdůležitějším způsobem přestupu tepla na vsázku. Všechna tělesa (látky) při
teplotách vyšších než 0 K vysílají do okolí záření (v podstatě elektromagnetické vlnění) vzniklé
návraty excitovaných částic do nižších energetických poloh. Tepelné záření (excitace vychází od
srážek molekul nebo atomů) se skládá z elektromagnetického vlnění s vlnovými délkami od cca 0,2
do 20.10-6 m. Do 500 0C je tepelné záření pro lidské oko neviditelné. Při zvyšováním teploty se
zvyšuje celková vyzářená energie všech vlnových délek. Zvyšování není rovnoměrné, maximum se
posouvá s rostoucí teplotou ke kratším vlnovým délkám. Vyzářené vlny jsou pohlcovány druhými
tělesy, dochází k přenosu tepla zářením (sáláním). Tato forma přenosu nevyžaduje nosič energie
(plyn, kapalinu) a může se tedy uskutečňovat i ve vakuu.
Při přenosu tepla zářením je tepelný tok ze zařízení na výrobek vyjádřen zákonem
  TZ  4  TV  4 
j
=
C
 − 
 

Stefanovým-Boltzmannovým:
ZV
 100  
  100 
C - je součinitel sálání.
Pro absolutně černý povrch C0 = 5,7 W.m-2.K-1, kdežto pro šedé povrchy C = ε.Co, kde
odrazivost ε se pohybuje 0 < ε < 1. Součinitel C závisí na tvaru, rozměrech, vzájemné poloze
povrchů a jejich šedosti i na vlastnostech přenosového prostředí. Dochází-li na slitinách železa
ohřevem ke tvorbě okují, potom se množství přeneseného tepla zvětšuje až do 900 0C, neboť roste
šedost povrchu. Nad 900 0C je rozdíl v přenosu tepla v závislosti na stavu povrchu malý, protože
pak se odrazivost okujeného kovového povrchu blíží černému povrchu.
Součinitel přenosu tepla zářením lze dostat spojením předchozích vztahů:
  T  4  T  4
C  Z  −  V  
 100  
  100 
αz= 
TZ − TV
12
Celkový přenos tepla
Na celkovém přenosu tepla se podílejí všechny tři jeho složky. Protože však rozlišení jejich
podílu je obtížné (zejména mezi vedením a prouděním), charakterizuje se přenos komplexním
součinitelem a jednoduchým Newtonovým vztahem: j = ( α v + α p + α z ).( TZ − TV ) = α .( TZ − TV )
Podíl
přenosu
tepla
vedením je ve srovnání s podílem
přenosu prouděním a zářením
malý. Obě významné složky
přenosu závisejí na teplotě. U ocelí
a litin je při jejich ohřevu do
0
300
C
přenos
zářením
zanedbatelný, avšak nad 800 0C
činí 80 %. Při kalení jsou
podmínky natolik nestacionární a
tepelné toky tak veliké, že
součinitelé přenosu tepla nejsou
spolehlivě vypočitatelné. Proto se
v současnosti přenos tepla mezi
tepelným zařízením a výrobkem
určuje především experimentálně.
Např. pro ocelové výrobky
ohřívané v komorových pecích do
900 0C se používá empirický
vzorec:
Obr. 2.8: Závislost celkového součinitele přestupu tepla na
teplotě pece /1-hliník, 2-ocel v ochranné atmosféře, 3-mosaz,
4-měď, 5-ocel/
( Pozn. - pro ohřev výrobků
z neželezných kovů za stejných
podmínek lze použít téhož vzorce,
v němž
pouze
nahradíme
součinitele 0,105 součinitelem
0,044 )
( α p + α z ) = ( 11,5 ÷ 17,5) + 0,105 TP 
 100 
3
Pro komorové pece lze celkový součinitel
přestupu tepla αc určit i z diagramu na obr. 2.8
v závislosti na teplotě pece. Na obr 2.9 jsou uvedeny
přibližné hodnoty součinitele přestupu tepla při ohřevu
ocelí v roztavených solích.
2.3 Teplotní pole v tuhých tělesech
Obr 2.9: Součinitel přestupu tepla při
ohřevu oceli v solných lázních
K úplnému matematickému popisu přenosu tepla a
s ním spojeném vzniku teplotních polí ve výrobku
13
 ∂ 2T ∂ 2T ∂ 2T 
∂T
 zformulovat počáteční a okrajové
= a. 2 +
+
musíme pro řešení rovnice
∂t
∂ y 2 ∂ z 2 
 ∂x
podmínky.
Počáteční podmínky popisují výchozí rozložení teploty ve výrobku, tj. v určitý časový
okamžik, který byl zvolen za výchozí. Vzniklé změny v teplotním poli v čase t > 0 závisejí na
počátečním rozložení teploty v čase to. Toto rozložení teploty buď může být funkcí polohy Tvo=
Tvo(x,y,z,to) nebo je na poloze nezávislé (Tvo= konst.), ke zjednodušení též vede, položíme-li to=0.
Okrajové podmínky vystihují tepelné vztahy mezi povrchem výrobku a přenosovým
prostředím. Tyto vztahy rovněž ovlivňují teplotní pole ve výrobku v libovolném čase t > 0. Obvykle
se předpokládá, že tepelný tok je kolmý k volnému povrchu výrobku, tzn. že jeho povrch je kolmý
ke gradientu teploty. Rozeznáváme čtyři druhy okrajových podmínek:
TVp = TVp ( x, y , z , t )
•
OP I. druhu - je dána teplota na povrchu výrobku
•
OP II. druhu – je dán tepelný tok na povrch výrobku
•
OP
•
OP IV. druhu - výrobek je v dokonalém dotyku s jiným výrobkem tak, aby v dotykovém bodě
byla teplota obou výrobků stejná 1 TVp = 2 TVp
III. druhu - je dána
 ∂T
− λ
 = α .( Tp − TVp )
 ∂ x  Vp
teplota
prostředí
 ∂T
jV = − λ .

 ∂ x  Vp
Tp a
zákon
přenosu
tepla
např.
Okrajové podmínky III. druhu můžeme použít k určení
teplotního gradientu na povrchu výrobku. Z uvedené rovnice
Tp − TVp
 ∂T
= tgω

 = −
okamžitě vyplývá:
λ
 ∂ x  Vp
α
protože rozměr poměru veličin
 W .m − 1 .K − 1 
λ
= 
= [ m]
−2
−1
α
 W.m .K 
je podle obr. 2.10 spojnice OP, skloněná od normály k povrchu
výrobku (tedy také od směru tepelného toku) pod úhlem ω, tečnou
Obr.
2.10:
Určení
ke křivce teplota T-souřadnice x v čase t1, který odpovídá rozdílu
povrchového gradientu
teplot (Tp-Tvp). Z obr. 2.10 je patrné, že teplotní pole v ohřívaném
výrobku není závislé pouze od intenzity ohřevu a tepelné vodivosti
ohřívaného materiálu, ale i od jeho tloušťky.
Obecně je tedy použití okrajových podmínek závislé na velikosti Biotova podobnostního
kritéria. Teplotní gradient totiž závisí nejen na poměru (λ⁄α), ale též na charakteristickém příčném
délkovém rozměru b výrobku, který Biotovo kritérium zahrnuje:
b
α .b λ
b
b
Bi =
=
=
=
1
λ
λ
bm
α
α
14
Biotovo
kritérium vyjadřuje
poměr
vnitřního
tepelného
odporu
(b/λ)
k vnějšímu
tepelnému
odporu
(1/α) nebo poměr
charakteristického
rozměru b výrobku
k tloušťce bm = (λ⁄α)
mezní
vrstvy
přenosového
prostředí.
Mezní
vrstva
je
v bezprostředním
Obr. 2.11: Vliv Biotova kritéria na průběh teploty v mezní vrstvě a ve styku s výrobkem a
výrobku
na jejím volném
povrchu se její teplota
rovná teplotě přenosového prostředí Tp. Velikost Biotova kritéria ovlivňuje použití okrajových
podmínek /obr.2.11/ takto:
•
pro Bi ≥ 10 až 50 jsou tepelný odpor mezní vrstvy nebo její tloušťka ve srovnání
s odpovídajícími charakteristikami výrobku tak malé, že je lze zanedbat. OP III. druhu se
redukuje na OP I. druhu a kryje se s podmínkou izotermickou (Tvp ≅ Tp). Tělesa ohřívaná za
těchto podmínek označujeme jako masivní (tlustá), charakteristické je tedy vnitřní sdílení tepla
(tepelný spád mezi povrchem a jádrem výrobku).
•
jestliže 0,25<Bi<10, uplatňuje se tepelný odpor mezní vrstvy i výrobku resp. jak vliv tloušťky
bm mezní vrstvy, tak i rozměr b výrobku a je nutné vycházet z platnosti OP III. druhu. Tyto
podmínky považujeme za přechodovou oblast. V přibližných výpočtech považujeme tělesa za
tenká (zanedbává se vnitřní sdílení), při přesných pak za výrobky masivní.
•
konečně když Bi ≤ 0,25, jsou teplotní odpor a tloušťka mezní vrstvy tak velké, že teplotní
gradient na povrchu výrobku (∂T/∂x)vp se blíží 0, takže OP III. druhu se redukuje na OP I. druhu
a kryje se s podmínkou adiabatickou (Tvp ≅ Tvj). To je charakteristické pro tzv. tenké výrobky
(nevzniká výrazný teplotní spád).
Význam Biotova kritéria spočívá v charakterizování vnějšího a vnitřního sdílení tepla
v ohřívaném výrobku. Teplotní rozdíl v tělese není dán pouze tloušťkou ohřívaného výrobku, ale i
jeho tepelnou vodivostí a rychlostí ohřevu. Těleso velkých rozměrů se tedy může chovat při
pomalém ohřevu jako tenké (bez význačného teplotního spádu), naopak těleso malých rozměrů při
značných ohřívacích rychlostech jako těleso masivní (tlusté).
2.4 Přenos tepla ve výrobcích
Tenké výrobky
Ohřev tenkých výrobků (jestliže výrobek a přenosové prostředí splňují podmínku Bi ≤ 0,25)
se nejčastěji provádí při stálé teplotě pece.
15
Vyjádřeme předpoklad, že tepelný tok procházející povrchem výrobku se přemění ve
jV .S V .dt = M V .cp .dT
zvýšení entalpie výrobku:
Sv - povrch výrobku, Mv - hmotnost výrobku, cp měrná tepelná kapacita výrobku při stálém tlaku
Dosadíme-li z Newtonova zákona za jv, dostaneme:
α .( TZ − TV ) .dt =
MV
.cp .dT
SV
zavedeme součinitel tvaru kv výrobku, který je úměrný poměru jeho povrchu k hmotnosti podle
SV
k
= V
vztahu:
M V b.ρ
b - výpočtová tloušťka ohřívaného výrobku (polovina tloušťky
desky, poloměr válce, atd.), ρ - jeho hustota.
poměr stran hranolu
poměr výšky k průměru válce
Obr. 2.12: Závislost tvarového
součinitele na rozměru válce a
hranolu
Vyjádření poměru (Sv/Mv) pro válcový resp. kulový
výrobek charakterizovaný poloměrem r vede k těmto tvarovým
součinitelům: kv = 2 pro válec (l > 4.r), resp. kv = 3 pro kouli.
Podrobnější určení součinitele tvaru kv pro hranolový nebo
válcový výrobek konečných rozměrů vede k jeho závislosti na
dalších rozměrech /obr.2.12/. U krátkého válcového výrobku
(l < 4.r) roste kv s klesajícím (l/r) tak, že pro (l/2.r) = 1 je
kv = 2,5. Hranolový výrobek s poměrem stran (b/h) ≤ 3,0 je
charakterizován kv rostoucím z 1,1 až na 1,7 pro čtvercový
průřez.
Po dosazení, separaci proměnných a integrování
 T − TV 0 
b.c.ρ
 , ze kterého je zřejmé, že teplota
. ln Z
v mezích 0 až t resp. Tvo až Tvt pak t =
k V .α
 TZ − TVt 
výrobku Tvt nemůže dosáhnout teploty pece Tz.
Výrobky složitých tvarů (průřez, povrch) je při zjednodušeném výpočtu přenosu tepla možné
myšlenkově transformovat na nějaké těleso elementárního tvaru (koule, válec, deska, hranol), které
by mělo stejný objem a do kterého by bylo přenášeno stejné teplo.
Při OP II. druhu je potom nutno zvětšit tepelný tok j pv nepřímo úměrně zmenšení povrchu
při transformaci složitého výrobku na elementární těleso:
jelPV = k s . jslPV
ks =
Ssl
〉1
S el
Platí-li OP III. druhu je nutné zvětšit hodnotu Bi pro elementární těleso: Bi el = k s .Bi sl
Výpočet transformačního součinitele ks je založen na předpokladu rovnosti objemů
Vel
= Vs l= V, takže např. u válcových nebo deskových výrobků lze ks vyjádřit poměrem obvodů
O sl
O sl
=
příčného průřezu o stejné ploše Ael = Asl = A, tedy pro válcové těleso: k s = k 0 =
O el
4 .π . A
Masivní výrobky
Když pro zpracovávaný výrobek v určitém prostředí platí Bi > 0,25, není již možno
předpokládat, že jeho teplota je v celém průřezu stejná (Tvp ≠ Tvj). Ve výrobku existuje
nezanedbatelné časově proměnné teplotní pole. V každém místě teplotního pole je určitý teplotní
gradient, na kterém závisí nejen tepelný tok, ale i tepelná pnutí a strukturní pnutí /kap. 3/, jejich
16
rozložení se během tepelné úpravy mění až se při teplotě okolí ustálí jako zbytková pnutí. Při volbě
technologického postupu tepelné úpravy mohou být tato pnutí v některých slitinách omezujícím
činitelem, neboť nesmí dojít k velkým deformacím nebo dokonce k trhlinám. Rychlost teplotních
změn při ohřevu nebo ochlazování závisí však také na struktuře požadované na povrchu a v jádře
výrobku, která zabezpečí dosažení jeho určitých vlastností. Kvalitativní představu o časové
závislosti rozložení teploty mezi povrchem a jádrem výrobku při jeho ohřevu si nejsnáze můžeme
udělat při jednorozměrném tepelném toku neohraničenou deskou /obr. 2.13/ za těchto dalších
zjednodušujících předpokladů:
•
teplota prostředí TP ihned dosáhne teploty zařízení TZ
•
deska má zpočátku (t = 0) rovnoměrně rozloženou teplotu (Tvpo = Tvjo);
•
přenos tepla do desky je z obou stran stejný.
Rozložení
teploty
v časech t1 až t3 závisí na
poměru (λ⁄α). Pro velký
poměr (λ⁄α)1 je rozdíl
teplot mezi povrchovou
vrstvou (místo x1) a
jádrem
(místo
x o)
v libovolném
čase
poměrně malý (srovnej
křivky x11 a x01), kdežto
při malém (λ⁄α)2 je tomu
naopak (křivky x12 a x02).
Časové
závislosti
teplotního
gradientu
(dT/dx) mají maximum
stádiích
Obr. 2.13: Rozložení teploty ve směru tloušťky neohraničené desky v počátečních
/vlevo/ a časové závislosti teploty v místech x0 a x1 a teplotního ohřevu než se počáteční
teplota v jádře Tvjo začne
gradientu dT/dx mezi povrchem a jádrem desky /vpravo/
zvyšovat. Při větším
poměru (λ⁄α)1 má teplotní gradient trvale menší hodnoty (x11<x12). Největší nebezpečí vzniku
deformací a trhlin při ohřevu výrobků je tedy v jeho počátečních stádiích při malém poměru (λ⁄α).
Při kvantitativní analýze teplotního pole ve výrobku vycházíme:
 ∂ 2T ∂ 2T ∂ 2T 
∂T
 2 +

=
a
.
+
z rovnice
2
2  , počátečních a okrajových podmínek. Metody řešení pak
∂t
∂
x
∂
y
∂
z


lze rozdělit na:
•
analytické, které předpokládají že fyzikální charakteristiky přenosového prostředí a výrobku α,
c, λ jsou konstantní, tj. nezávislé na souřadnicích a teplotě; v tomto případě se podaří sestavit
obecnou parciální diferenciální rovnici respektující rozměry a tvar výrobku, která při přechodu
k velkým časovým intervalům vede k výpočtu kvazistacionárního rozložení teploty ve výrobku;
pro většinu technicky významných případů jsou tato řešení známa
•
numerické, které se používají tehdy, když nelze užít analytické metody buď pro jejich obtížnost
nebo proto, že nelze přijmout jejich zjednodušené předpoklady; obecná diferenciální rovnice se
nahradí parciálními diferenciálními rovnicemi, které dovolují získat numerická řešení, jimiž
určujeme změny teplotního pole postupně (po částech); nejužívanější jsou metoda konečných
17
rozdílů (též metoda sítí) nebo metoda konečných prvků, které vedou k diskretizaci teplotního
pole
•
analogové, které hledají pro rovnici teplotní vodivosti technicky realizovatelný ekvivalent;
řešení rovnice se dosáhne na základě výsledků měření na elektrických, hydraulických nebo
difúzních modelech; používají se při existenci vnitřních zdrojů tepla (exotermické fázové
přeměny) nebo při uvažování teplotních závislostí fyzikálních charakteristik
Metody analogové tvoří přechod k čistě experimentálnímu měření teplotních polí buď
přímo na výrobku nebo na jeho modelu. K měření teploty na povrchu se používá pyrometrů nebo
detektorů infračerveného záření, které ve spojení s televizní kamerou umožňují zachytit časový
průběh změn teploty na obrazovce (termovize). K měření teploty pod povrchem a v jádře výrobku
se používají termočlánky.
V provozu se často používají jednodušší prověřené empirické vztahy. Tyto k mnohým
činitelům ovlivňujícím průběh ohřevu a ochlazování přihlížejí ještě k závislosti přenosu tepla na:
•
rozmístění výrobků v peci a způsobu jejich uložení
•
na změnách teploty přenosového prostředí s časem a místem.
Tab. 2.III: Součinitel tvaru ktv
Obr. 2.14: Součinitel χ zachycující vliv rozložení
materiálu v peci
Tvar výrobku Charakter.
rozměr b
ktv
Kulový
Průměr
0,7
Krychlový
Hrana
0,7
Válcový
Průměr
1,0
Kotoučový
Šířka
tloušťka
Hranolový
Příčná hrana
1,0
Deskový
Tloušťka
1,5
Trubka
Tloušťka stěny
neb 1,5
krátká,otevř.
2,0
dlouhá, zavř.
4,0
Tento postup zaručuje, že ve zpracovávaných výrobcích nedojde ke vzniku deformací nebo
trhlin. Do doby ohřevu se zahrnuje čas potřebný k tomu, aby povrch výrobku dosáhl zvolené
jmenovité teploty, a výdrž na této teplotě, která je jednak potřebná k prohřátí výrobku až do jeho
jádra, jednak k uskutečnění žádaných strukturních přeměn (rozpuštění karbidů aj.).
Např. podle Dobrochotova je ohřívací doba v komorových pecích dána vztahem:
t = A.χ .b
3
2
/ hod /
A - konstanta pro druh ocele (pro uhlíkové ocele = 10, pro legované do 850 0C = 13,3, pro ohřev
850-1200 0C = 6,7, pro vysokolegované = 20), b- tloušťka nebo průměr výrobku, χ - součinitel
zachycující vliv rozložení materiálu v peci /obr. 2.14/
18
Přesnější empirický výpočet vyjadřuje dobu ohřevu závislou na charakteristickém rozměru b
výrobku a na dalších součinitelích vyjadřujících vliv tvaru (ktv), uložení (kul) a jiné vlivy (kj) podle
t ohr / min/ = k tv .k ul .k j .b / mm /
vztahu:
Součinitel ktv koriguje charakteristický rozměr tehdy, jedná-li se o trojrozměrný tepelný tok
v téměř rovnoosých výrobcích (ktv < 1) nebo jde-li o jednorozměrný tok v plochých tělesech (ktv >1).
Pro dvourozměrný tok je ktv=1 /tab. 2.III/
Hodnoty ktv a charakteristický rozměr b se liší od dříve užívaných analogických
charakteristik. Součinitele uložení lze odhadovat podle obr. 2.14. K jiným vlivům, které ovlivňují
tepelné charakteristiky výrobků, patří legování, teplota ohřevu a přenosové prostředí (tab. 2.IV).
Tab. 2.IV: Součinitel kj vyjadřující jiné vlivy na dobu ohřevu
Ocel
teplota ohřevu
/0C/
600
900
1200
2,05 (0,35)
0,80 (0,33)
-
2,15 (0,45)
0,96 (0,43)
2,05 (0,35)
0,80 (0,33)
-
-středně legovaná
2,35 (0,45)
1,30 (0,43)
-
-vysokolegovaná
2,35 (0,48)
1,44 (0,45)
0,27 (0,11)
- rychlořezná
2,70 (0,50)
1,72 (0,47)
0,54 (0,18)
Konstrukční – nelegovaná
- legovaná
Nástrojová – nelegovaná
Pozn.: hodnoty kj pro elektrickou odporovou komorovou pec, v závorkách pro ohřev v solných
lázních
2.5 Technologické zásady ohřevu
Na kvalitním vedení ohřevu, na jeho teplotním a tepelném režimu závisí i kvalita tepelného
zpracování konečných výrobků. Mezi důležité činitele v technologii ohřevu patří: konečná teplota,
dovolená rychlost ohřevu (souvisící s otázkou tepelných pnutí), způsob uložení materiálu v peci a
konečně teplotní a tepelný režim ohřevu daného kovu.
Volba ohřívací teploty závisí především na vlastnostech materiálu a druhu jeho zpracování
/viz další kap./. Obecně zvýšení teploty zmenšuje deformační odpor, zvyšuje difúzní schopnost – na
druhé straně je teplota limitována růstem zrna, nebezpečím přehřátí, zintenzivněním oxidace
povrchu apod.
Následkem nerovnoměrného teplotního pole během ohřevu výrobků vznikají v nich tepelná
pnutí, která v některých případech mohou být limitujícím činitelem rychlosti ohřevu. Velikost a
rozdělení pnutí, stejně jako jejich vznik a odstranění, závisí jednak na podmínkách ohřevu nebo
ochlazování, jednak na mechanických a fyzikálních vlastnostech ohřívaného materiálu, jeho
rozměru a tvaru / viz kap. 3/. Dovolená rychlost ohřevu je tedy technologickou veličinou,
definovanou jako maximální rychlost ohřevu, která nevyvolá nepřípustné hodnoty vnitřních pnutí
(způsobujících nepřípustné deformace nebo porušení materiálu). S problematikou určení dovolené
rychlosti ohřevu souvisí i ekonomické hledisko ohřevu. Z tohoto hlediska je vhodné volit
maximální rychlosti, tyto jsou však na druhé straně limitovány vlastnostmi, tvarem a rozměry
ohřívaných výrobků. Z tohoto vyplývá, že zvolený způsob ohřevu je kompromisním řešením těchto
protichůdných požadavků. Obvykle je uvažováno s maximem teplotních pnutí jako podílem (0,5 až
19
0,7) pevnosti ohřívaného kovu.
ohřevu vdov
Vycházejíce z Hookeova zákona pak pro dovolenou rychlost
2,1.α .σ max
v dov =
tělesa ve tvaru desky platí:
β .E.l 2
E – modul pružnosti, σmax – maximální teplotní pnutí (př. σmax = Rm/2), pro výpočet dovolené
rychlosti ohřevu válce je možno konstantu 2,1 nahradit 5,6 (l = r)
Na ohřívací pochod, kromě fyzikálních vlastností ohřívaného výrobku, mají vliv i jeho
geometrické ukazatele, tj. tvar, rozměry a uložení v pecním prostoru. Tyto ukazatele souvisí
s velikostí a rovnoměrností přestupu tepla. Uložení výrobků v peci je různé podle druhu a
konstrukce pece, tvaru a rozměru výrobků, způsobu vkládání a pohybu výrobku v peci. Pro všechny
případy však platí hlavní zásady:
•
poměr ohřívaného povrchu vůči hmotnosti tělesa má být co největší
•
ohřev má být symetrický
•
způsob uložení a pohyb výrobku nemá vyvolávat další pnutí (deformace)
Obr. 2.15: Schématické znázornění vlivu způsobu ohřevu na vznik teplotních rozdílů
v ohřívaných výrobcích
Při tepelném zpracování se vlastní ohřev výrobku uskutečňuje v pecních zařízeních různými
způsoby. Obvykle se celkový ohřev skládá z více fází, jelikož je nutno měnit rychlost ohřevu nebo
vyrovnávací fáze během ohřívacího procesu. V podstatě je možno režimy ohřevu výrobků rozdělit
do pěti skupin /obr. 2..15/:
20
•
pomalý /obr. 2.15a/ - vsázka je vložená do studené pece a postupně ohřívaná. Rychlost ohřevu
je malá, vznikají malé rozdíly teplot mezi povrchem a jádrem výrobku. Výrobnost pece je však
nízká.
•
normální /obr. 2.15b/ - vsázka je vložená do pece vyhřáté na předepsanou teplotu ohřevu, popř.
teplotu částečně vyšší.. Teplotní spád ve výrobku je vyšší a tím i vyšší teplotní pnutí. Tento
způsob je nejvíce využíván v komorových pecích a solných lázních. Zvyšuje se výkon pece.
•
zrychlený (intenzivní) /obr. 2.15c/ - využívá část tepelné kapacity pece vyhřáté na teplotu
podstatně vyšší než je předepsaná teplota ohřevu výrobku. Po vložení vsázky do pece vznikají
velké teplotní rozdíly mezi jádrem a povrchem výrobku. Ekonomie režimu je výhodná
(umožňuje využití energie z předchozích technologických operací za vyšších teplot).
•
rychlý /obr. 2.15c/ - pec je nepřetržitě vyhřívaná na teplotu podstatně vyšší než je teplota
požadovaná. Vsázka se vyjímá z pece po dosažení předepsané teploty. Při tomto režimu se
dosahuje nejvyšších hodnot vnitřních pnutí, ale také nejvyšší výrobnosti pece. Tento způsob
ohřevu je možno spolehlivě uplatňovat u karuselových nebo průběžných pecí, kde je možno
zabránit přehřátí dodržením doby ohřevu.
•
stupňovitý /obr. 2.15d/ - vsázka se předehřeje v jednom prostředí (agregátu) a potom přemístí
do dalšího prostředí s vyšší teplotou. Ohřev je možno uskutečnit i ve více stupních. Stupňovitý
ohřev umožňuje snížit napětí při ohřevu na minimum a tím zamezit deformacím, příp. praskání
i u materiálů s nízkou tepelnou vodivostí (vysokolegované ocele). Používá se nejen např. u
ohřevu rychlořezných ocelí na kalící teplotu, ale i u vícepásmových průběžných pecí a při
předehřevu výrobků před ohřevem v solných lázních (zabránění rozstřiku při prudkém
vypařování vlhkosti event. olejů z povrchu).
2.6 Ochlazování
Při ochlazování výrobků se jedná o děje uváděné v předchozích kapitolách ohřevu kovů
pouze s opačným znaménkem. Ochlazování stálou rychlostí je dosažitelné jen obtížně například při
dilatometrických měřeních v laboratorním zařízení. Daleko nejčastější je ochlazování, při němž
můžeme předpokládat, že ochlazovací prostředí má stálou teplotu. K určení teploty výrobku nebo
potřebné doby ochlazování opět můžeme použít předchozí řešení s tím, že teplotu zařízení Tz
nahradíme teplotou prostředí Tp. Toto však platí pouze u ochlazovacích prostředí, kde během
ochlazování nedochází ke změně skupenství (součinitel přestupu tepla α má monotónní charakter –
např. obr 2.8, 2.9).
Ve skutečnosti může být časová závislost komplikována tím, že některá ochlazovací
prostředí mají nižší bod varu než je teplota ochlazovaného výrobku a tím vzniká při styku
s ohřátým výrobkem parní polštář. Množství tepla, odebraného výrobku, není tedy pouze úměrné
měrnému teplu tohoto prostředí, ale podstatně závisí na jeho teplu skupenském. Navíc ochlazování
v těchto prostředích je nerovnoměrné s ostře vyznačenými maximy rychlosti ochlazování.
Vzhledem pak k složitosti problému není možno stanovit průměrný součinitel přenosu tepla pro
celé ochlazování, nýbrž jen pro jednotlivá údobí, charakterizovaná stejnoměrným odváděním tepla.
Podle současné terminologie se jednotlivá údobí ochlazování nazývají:
•
údobí stabilního parního polštáře
•
údobí varu a vývinu bublin
•
údobí výměny tepla prouděním
21
Zvláštnosti ochlazování v těchto prostředích nejlépe ukazují křivky chladnutí povrchu (obr.
2.16). Při ponoření součásti probíhá velmi rychlé ochlazování vlivem spotřeby tepla na vytvoření
parního polštáře. Velikost prvního poklesu závisí na vlastnostech kapaliny (tepelném zabarvení
reakce vzniku páry, teplotě, viskozitě) i na vlastnostech ochlazovaného výrobku (teplotě, měrném
povrchu, tvaru, tepelných vlastnostech apod.). Vytvořená pára se opět sráží (kondenzuje) okolní
chladnou kapalinou. Protože kapalina se rychle ohřívá, zpomaluje se další kondenzace a vytváří se
stabilní parní polštář obklopený vrstvou ohřáté kapaliny. Vrstva páry je špatným vodičem tepla a
odděluje ochlazovaný povrch od veškeré hmoty kapaliny.
Při dosažení určitých teplot (pro
každou kapalinu určitých kritických
teplot – např. pro vodu 250 až 400 0C)
povrchu se parní polštář stává nestabilní
a nastává druhé údobí varu s vývinem
bublin. V tomto údobí je porušen parní
polštář , kapalina smáčí kovový povrch.
Během varu vznikají četné bublinky
páry, jež se odtrhují a unášejí značné
množství tepla. Na jejich místo
nastupují nové objemy kapaliny a
omývají povrch. Rychlost odvádění
tepla tedy závisí na teplotě vypařování
ochlazující kapaliny, ale i na množství a
Obr. 2.16: Schéma průběhu ochlazování v prostředí se pohybu bublinek páry, což souvisí
s dalšími vlastnostmi ochlazovacího
změnou skupenství
prostředí (jako např. povrchové napětí,
hustota kapaliny a páry, vnější tlak ) i vlastnostmi ochlazovaného povrchu. Intenzivní pohyb
kapaliny během této fáze způsobuje, že odvod tepla se neuskutečňuje pouze parou, ale i kapalinou
stýkající se přímo s povrchem. Rychlost ochlazování v tomto údobí dosahuje nejvyšších hodnot.
Při poklesu teploty povrchu na bod varu prostředí, vývoj páry přestává a nastupuje údobí
výměny tepla prouděním. Rychlost odvodu tepla v této fázi je poměrně malá. Je v podstatě určena
hodnotou tepelného obsahu, hustotou a tepelnou vodivostí kapaliny a rozdílem teplot mezi
povrchem a kapalinou. Velký vliv na rychlost odvádění tepla má v tomto případě rychlost cirkulace
kapaliny. U kapalin s malou viskozitou vznikají četné turbulentní proudy usměrněné od
ochlazovaného povrchu do kapaliny. Se zvyšující se viskozitou jsou tyto proudy usměrňovány do
vrstvy kolem ochlazovaného povrchu až při vysokých viskozitách přechází tento proud do
laminárního trubkovitého tvaru.
22
3.0 PNUTÍ A DEFORMACE
3.1 Základní pojmy
V celé technologické praxi se setkáváme s řadou případů, kdy ve výrobku vznikají vnitřní
napětí-pnutí, někdy tak značná, že může dojít ke vzniku mikrotrhlin, jindy, je-li úroveň pnutí
srovnatelná s pevností i k porušení celého výrobku. Vedle tepelného a chemicko-tepelného
zpracování jde i o důsledky intenzivního tváření za studena, hrubovacích, ale i dokončovacích
metod obrábění, svařování, pájení, odlévání, povlakování kovy, plasty a především keramikou.
Z hlediska časového působení vnitřních pnutí rozeznáváme:
•
dočasná vnitřní pnutí
•
zbytková vnitřní pnutí
Dočasná vnitřní pnutí působí pokud trvá příčina, která je vyvolala. Touto příčinou nejčastěji
bývá nerovnoměrné teplotní pole mezi povrchovými a vnitřními partiemi výrobku. Poté pružná
deformace vzniklá lokální rozdílnou dilatací vytváří dočasné vnitřní napětí, které trvá pokud se
nevyrovnají teploty v celém objemu výrobku. Stejně dočasný charakter může mít i vnitřní pnutí
vznikající během ohřevu nebo ochlazování kovu, ve kterém dochází k nehomogenní deformaci
z důvodu nerovnoměrného průběhu fázové transformace.
Pokud i po odstranění vnějšího impulsu (externí silové působení či nemechanická příčina)
část vnitřních pnutí ve výrobku přetrvává, hovoříme o zbytkových napětích či pnutích. Zbytkové
pnutí je tedy jedním z mnoha druhů vnitřních pnutí, vznikajících v důsledku nehomogenní
deformace a můžeme je obecně definovat jako víceosé napětí, působící ve výrobku po velmi
dlouhou dobu přesto, že všechny jeho části mají stejnou teplotu a na výrobek již nepůsobí žádné
vnější síly. Z uvedeného vyplývá následující možnost klasifikace zbytkových pnutí podle příčin
jejich vzniku:
•
tepelná zbytková pnutí - vyvolaná různými teplotními gradienty uvnitř výrobku či rozdílnými
teplotními koeficienty roztažnosti jednotlivých částí výrobku nebo strukturálních složek
•
deformační zbytková pnutí - např. obráběním jsou
povrchové vrstvy deformovány intenzivněji než vnitřní
části výrobku. Po odstranění vnějších tlakových sil
vzniká na povrchu tahové a uvnitř tlakové pnutí
•
strukturální zbytková pnutí - nehomogenní strukturální
transformace je doprovázena objemovými změnami
(např. transformace austenitu na ferit nebo objemově
rozdílnější transformace austenitu na martenzit)
Co je společnou podstatou všech pnutí je zřejmé
σ = E.ε
z Hookeova zákona:
Obr. 3.1: Deformační závislosti
/1-ocel, 2-šedá litina, 3-hliník/
Úroveň pnutí je určována velikostí elastické
deformace vyvolané objemovými změnami ve výrobku.
Pojem vnitřního pnutí tedy plně odpovídá pojmu vnitřní
elastické deformace, neboť ona tento jev zcela kontroluje.
Dále je pak pnutí funkcí modulu pružnosti E.
23
Vezměme tři rozdílné materiály, jak ukazuje obr. 3.1.
Velikost vnitřních pnutí je jednoznačně určena hodnotami E1,
E2, a E3. Při stejné hodnotě vyvolané pružné deformaci ε1 je
vnitřní pnutí v šedé litině σ2 přibližně poloviční a u velmi
plastického hliníku σ3 je dokonce asi třetinové při porovnání
s ocelí - σ1. Z obrázku je také patrný vliv plasticity materiálu
na jeho odolnost proti vzniku trhlin. Jestliže deformace
dosáhne ε2, potom u materiálu s vyšší pevností (ocel) vzniklá
úroveň vnitřních pnutí způsobí lom, kdežto hliník
s podstatně nižší pevností se neporuší.
Obr. 3.2: Deformační závislosti
oceli /1-kalená, 2-popouštěná, 3kalená z vysoké teploty, 4-žíhaná/
Tyto poznatky můžeme aplikovat na postup tepelného
zpracování oceli /obr. 3.2/. Úroveň vnitřních pnutí vyvolaná
deformací ε1 vede k lomu pouze u oceli kalené z vysoké
teploty. Při nárůstu deformace na ε2 se dále poruší i ocel
správně zakalená. Větší plastická schopnost popuštěné a
žíhané oceli snižuje náchylnost oceli k trhlinám.
Vnitřní pnutí se obvykle rozdělují podle velikosti
objemů v nichž působí.
Pnutí I. druhu - makropnutí
Zasahují celý objem výrobku a jejich orientace je určena především jeho geometrií. Vznikají
jako důsledek výrobních operací. Například hrubování nevyžíhaného odlitku odstraní povrchovou
vrstvu, stav napjatosti se změní a výrobek se deformuje. Vznikají v každém ohřívaném nebo
ochlazovaném výrobku (bez ohledu na průběh fázových přeměn) v důsledku nerovnoměrnosti jak
vnějšího, tak i vnitřního přenosu tepla. U plastických ocelí se toto makropnutí snižuje postupnou
plastickou deformací. Tento proces se označuje relaxace.
Pnutí II. druhu - mikropnutí
Působí v oblastech srovnatelných s velikostí zrna nebo několika subzrn. vznikají fázovou
transformací nebo deformací kovu, když různá zrna či subzrna vykazují rozdílné elastické napěťové
stavy. Orientace těchto pnutí se neváže ke geometrii výrobku. V celém objemu se pnutí II. druhu
mohou vzájemně vyrovnat. Někdy se označují jako homogenní mikroskopická pnutí.
Pnutí III. druhu - submikroskopická
Také tato pnutí nemají žádný vztah k tvaru výrobku. Zasahují nepatrné objemy řádově
velikosti elementární buňky krystalové mřížky. Tato nehomogenní pnutí jsou důsledkem elastické
distorze mřížky při rozměrech od zlomku nanometru do hodnoty mřížkového parametru.
Charakteristickými příklady jsou bodové mřížkové poruchy (vakance, intersticiální či substituční
atomy). Také napjatost vyvolaná hranovou dislokací či koherentním rozhraním matrice a
vyloučeného precipitátu způsobuje submikroskopická pnutí.
U reálných výrobků se nesetkáváme s výše uvedenými druhy pnutí jednotlivě. Obecně
vzniklá vnitřní napjatost je výsledkem superpozice pnutí I. až III. druhu. Pnutí jednotlivých druhů
se vzájemně ovlivňují. Např. nárůst mikropnutí může vést až ke vzniku makropnutí.
Na obr. 3.3 představuje rovina nákresu (x,y) povrch polykrystalického materiálu. Složky σy
skutečných povrchových zbytkových pnutí jsou dány součtem složek jednotlivých druhů pnutí:
σ y ( x, y ) = σ Iy ( x, y ) + σ IIy ( x, y ) + σ III
y ( x, y )
24
Pnutí I. druhu σyI(x,y) znamená pro každé zrno shodnou hodnotu nominálního napětí σy
vztaženého k celkovému průřezu.
Zbytkové napětí II. druhu σyiII(x,y) vyvolá v každém itém zrnu střední napjatost σyi. Ta v závislosti na orientaci
mikropnutí, jak ukazuje obr. 3.3 může být:
σ yi = σ Iy ( x, y ) ± σ IIyi ( x, y )
Podobně pnutí III. druhu, představující příspěvek místního
pnutí σyIII(x,y) pak určuje celkovou hodnotu σy(x.y).
Připomeňme si ještě, že vznikající pnutí mají kromě
různé velikosti i různý charakter (tah-tlak). Vnitřní pnutí tím
ovlivňuje pevnostní vlastnosti výrobku. Nejnebezpečnější jsou
ta pnutí, která způsobují v povrchových vrstvách tahová napětí,
vyvolávající vznik povrchových trhlin. Naopak příznivý účinek
tlakových pnutí po kuličkování může zvýšit při střídavém
namáhání hodnotu meze únavy až o 60 %.
Přítomnost zbytkových pnutí je však svázána
především s negativním ovlivněním vlastností výrobku. Při
svařování nebo odlévání vznikají trhliny či dochází
k zdeformování předmětů. Zbytkové pnutí způsobuje i změnu
elektrochemického potenciálu, tím klesá korozivzdornost, roste nebezpečí koroze pod napětím.
Zbytková pnutí také vedou ke změnám magnetických a elektrických vlastností. Proto hlavním
úkolem je získat výrobek o takové struktuře, která odpovídá požadavkům na mechanické a fyzikální
vlastnosti bez existence zbytkových pnutí. V krajním případě tyto snížit na přípustnou míru.
Obr. 3.3: Příklad superpozic
pnutí I., II. a III. druhu
v polykrystalických materiálech
3.2 Pnutí v nepolymorfních, jednofázových materiálech
Fyzikální podstata pnutí, jak plyne z předchozí
kapitoly, tkví v nerovnoměrné deformaci, způsobené buď
přímo zatížením a nebo častěji objemovými změnami. Ty u
nepolymorfních materiálů a nebo v teplotním intervalu
stability jedné fáze jsou především důsledkem
nerovnoměrného rozložení teplot v tělese. Poměrné
objemové nebo délkové změny tělesa způsobené změnou
teploty při konstantním tlaku vyjadřujeme izobarickými
součiniteli objemové nebo délkové roztažnosti.
Souvislost mezi vznikajícím pnutím a
vyvolaným prodloužením lze odvodit ze vztahu:
teplotou
 ∂ε 
 ∂ 
dε = 
 .dσ + 
 .dT
 ∂σ T
 ∂Tσ
Obr. 3.4: Teplotní závislost modulu
pružnosti různých materiálů
V rovnici je zřejmé, že v případě elastické napjatosti (∂ε⁄∂σ)
T2
σ
+ α ( t ).dt
= 1/E a (∂ε⁄∂T) = α. Po dosazení: ε =
E(T) T∫1
25
Zde je zřejmé, že vedle teplotní závislosti α je nutno uvažovat
stejnou závislost pro modul pružnosti E /obr. 3.4/. Modul
pružnosti také závisí na anizotropii a chemickém složení.
U nepolymorfních slitin, např. jde-li o tuhé roztoky /obr. 3.5/ je
modul pružnosti přibližně aditivní vlastností. Objeví-li se
v binárním systému intermetalická fáze, pak tento zhruba lineární
průběh je narušen. Intermetalická fáze vykazuje nejvyšší hodnotu
E, vyšší než mají čisté složky /obr. 3.5/. V technické praxi se pak
stejně jakoα zavádí střední hodnota modulu pružnostiE
v daném teplotním intervalu.
Dále vypočtěme velikost vnitřního pnutí dokonale
tuhého tělesa z nepolymorfního materiálu, jestliže uvnitř dojde
k náhlému nárůstu teploty ∆T = T2 – T1. Není-li možná
deformace ε, pak pro vzniklá pnutí σ plyne:
Obr. 3.5:
Závislost E na
složení slitin Fe-Ni (Et-tažené,
Ež-žíhané) a slitin Cu-Sn
T2
σ = − ∫ E(T).α (T).dT
T1
vede k výslednému vztahu:
což při zavedení E a α
σ = − E .α .( T2 − T1 )
Skutečná úroveň vnitřních pnutí, z důvodů lokální plasticity a relaxace je nižší, takže pravou
stranu uvedené rovnice je třeba vynásobit součinitelem η < 1.
Obecně tedy možno říci, že velikost tepelných pnutí bude tím vyšší, čím ohřívaný
(ochlazovaný) výrobek bude mít větší průřez a nižší tepelnou vodivost.
Na obr. 3.6 je
schématicky
znázorněn
vývoj teplotních pnutí ve
válcovém tělese při jeho
ochlazování. Jak vyplývá
z obrázku
v časovém
okamžiku 1, v důsledku
nerovnoměrného
ochlazování,
povrchové
vrstvy se snaží více zmenšit
svůj objem na rozdíl od
jádra.
Tyto
objemové
rozdíly způsobují vznik
tahových
napětí
v povrchové
vrstvě
a
v jádře.
Obr. 3.6: Změny objemu a vznik napětí ve válci při jeho tlakových
V okamžiku 2 se rozložení
ochlazování /I-povrchová vrstva, II-střední vrstva, III-jádro/
napětí v podstatě nemění.
Maxima vzniklých napětí však stoupají jednak vzhledem k vyšším teplotním rozdílům mezi
povrchem a jádrem, jednak z hlediska zvýšení odolnosti materiálu proti deformaci. V okamžiku 3
povrch tělesa a střední část dosáhly teplotu okolí. Snížením tepelného spádu dochází i ke snížení
úrovně vnitřních pnutí při stále zachovaném rozložení. Po celkovém ochlazení válce /4/ zůstávají
zbytkové napětí opačného smyslu tj. na povrchu tlakové, v jádře tahové. Toto rozložení možno
vysvětlit tím, že počáteční tahová napětí v povrchové vrstvě způsobily plastické deformace a nyní
po ochlazení brání smrštění jádra, neboli staly se zdrojem zbytkových napětí opačného charakteru.
26
S uvedeným souvisí i problém měřitelnosti vzniklých pnutí. Klasické metody vycházely z
měření deformace vyvrtaných otvorů, novější pak z aplikace tenzometrie. Velmi časté jsou metody
rentgenografické a holografické. Aplikace rentgenové difrakce umožňuje měřit makropnutí
povrchových vrstev tělesa. Nevýhodou rentgenografie je, že dovoluje měřit pnutí pouze do hloubky
několika µm pod povrchem výrobku. Naproti tomu neutronová difrakce je použitelná až do hloubek
desítek mm. Stejně moderní jsou metody využívající výpočetní techniky při modelování
napěťových polí, vycházející z metody konečných prvků.
3.3 Pnutí v polymorfních mnohofázových materiálech
Fázové přeměny i současná existence dvou nebo
více fází mohou být příčinou celé řady objemových
změn, které mohou vyvolat pnutí všech tří druhů.
Podstata objemových změn při přeměně perlitu na
austenit a následná transformace austenit-martenzit,
vznikající při prudkém ochlazování je patrná
z dilatometrické křivky uhlíkové eutektoidní oceli /obr.
3.7/. Křivka dokládá, že objemový podíl mezi perlitem a
martenzitem je asi 1% a rozdíl mezi austenitem a
martenzitem převyšuje 2 %. V úrovni zbytkových pnutí
může dle prokalitelnosti vznikat celá řada variant. Při
vysoké prokalitelnosti vzniká vysoký podíl martenzitu
na povrchu a nízký v jádře. Nízká prokalitelnost vede ke
vzniku řady struktur, od martenzitické na povrchu přes
troostitické po perlitickou v jádře. Také následná
Obr. 3.7:
Dilatometrická křivka popouštění charakterizují objemové změny vyvolané
uhlíkové eutektoidní oceli
transformačním sledem: tetragonální martenzit popuštěný martenzit - bainit - perlit, vykazující celkový objemový rozdíl přibližně 1 %.
Uvažujme
konkrétní dopad pouze
strukturálních pnutí např. na válcové těleso. Při
ochlazování na teplotu Ms martenzit vzniká nejdříve
na povrchu, kde této teploty je dosaženo rychleji než
v jádře. Objemnějším martenzitem na povrchu
vznikají dočasná tlaková pnutí, v jádře tahová. Poté
martenzit vzniká v jádře a zvětšený objem tlačí na již
zpevněný
povrch.
Výsledkem
martenzitické
transformace jsou tedy tahová pnutí na povrchu a
tlaková v jádře /obr. 3.8a/.
Abstrahujme nyní strukturální, fázová pnutí a
sledujme izolovaně průběh tepelných pnutí /viz kap. Obr. 3.8: Schéma rozložení tangenciálních
3.2/. Rychlejším chladnutím se více smršťují pnutí ve válcovém tělese /a-strukturální
povrchové vrstvy, než vnitřní. Na jádro působí pnutí, b-tepelná pnutí/
tlaková, na povrch tahová napětí. Dalším
ochlazováním se začne smršťovat jádro, jehož plasticita rychle klesá. Je-li předmět kompletně
ochlazen, vnější ztuhlý povrch je pro jádro příliš "velký" a působí na něj tahovým pnutím.
Povrchové vrstvy jsou namáhány tlakem /obr. 3.8b/.
27
Během
kalení
strukturální a tepelná pnutí
vznikají
současně
a
superponují.
Častějším
případem po kalení bývá
stav, kdy fázová pnutí jsou
větší než tepelná. Obecně
můžeme obdržet různé
diagramy celkových pnutí
/obr. 3.9/ v závislosti na
poměru
tepelných
a
strukturálních pnutí a tedy
i různé hodnoty a druhy
napětí v povrchové vrstvě.
Obr. 3.9: Objemové změny a pnutí vznikající v ocelovém válci při V okamžiku 1 dosáhne
kalení /I-povrchová vrstva, II-střední vrstva, III-jádro/
povrchová vrstva teploty
Ms. D této doby vznikají
pouze teplotní pnutí (tahové v povrchové vrstvě, tlakové v jádře). V čase 2 je již skončena
martenzitická přeměna v povrchové vrstvě. Přeměnou podchlazeného austenitu na martenzit vzrostl
objem povrchové vrstvy a tahová napětí se změnila v povrchové vrstvě na tlaková. V oblasti 3
probíhá martenzitická přeměna ve střední vrstvě. Vzrůstá opět objem této oblasti, který je
doprovázen vznikem tahových napětí v okolí (povrchové vrstvě a jádře), zatím co v této oblasti
vznikají napětí tlaková. V čase 4 končí martenzitická přeměna jádra, jádro zvětšilo svůj objem a
způsobilo vznik vysokých tahových napětí v povrchové a střední vrstvě. Toto stadium představuje
nejnebezpečnější okamžik při ochlazování. Zakalená povrchová vrstva má minimální plasticitu,
překročí-li tahová napětí mez pevnosti dojde k porušení materiálu. Po ochlazení výrobku v celém
průřezu na teplotu okolí se napětí snižují. Charakter a velikost zbytkových pnutí v jednotlivých
oblastech závisí na velikosti plastických deformací, které nastaly v průběhu ochlazování.
Klasickým příkladem vzniku příznivých tlakových
pnutí v povrchových vrstvách jsou důsledky chemickotepelného zpracování. Obr. 3.10 dokumentuje rozložení
zbytkových pnutí v povrchových vrstvách po
cementování a nitridování. Tlaková pnutí, vznikající jako
důsledek martenzitické transformace při kalení po
cementaci, jsou větší a zasahují hlouběji než pnutí
v nitridované vrstvě. Křivka b odpovídá Cr-Al oceli
nitridované v plynu. Tlakové pnutí je způsobeno
především přítomností nitridů hliníku v povrchové vrstvě.
Také řada dalších povrchových úprav /různé formy
povrchového kalení, dolegovávání, difúzní sycení, apod./
vlivem strukturálních a objemových změn vede ke vzniku
tlakových pnutí v povrchových vrstvách.
Ne vždy na povrchu vznikají tlaková pnutí. Třeba
při povlakování rychlořezných ocelí nitridem titanu.
Napěťově deformační stav na rozhraní povlakpodkladový materiál je určen výrazně rozdílnými
teplotními roztažnostmi. Blízko rozhraní povlakpodkladový materiál tahové napětí v povlaku +800 MPa
28
Obr. 3.10: Zbytkové napětí v různé
hloubce
pod
povrchem
/acementováno, b-nitridováno/
prudce klesá, mění znaménko a skokem dosahuje -550 MPa (pro povlak 10 µm). S poklesem
tloušťky se maximální hodnoty napětí snižují (2 µm na σ = +340 MPa).
Zde jsme se setkali s další podstatnou skutečností, související se strukturou reálných
materiálů. Koexistence dvou nebo více fází, které se často výrazně liší tepelnými i mechanickými
vlastnostmi. Nejjednodušší model schematizuje obr. 3.11. Každá z fází má vlastní hodnoty αA, αB,
EA, EB. Při změně teploty vzniknou v kompaktním materiálu pnutí II. druhu, jejichž úroveň určuje
vzájemný vztah uvedených charakteristik. V tomto případě pro
αA > αB vzniknou ve fázi B vzhledem k nižším hodnotám tepelné
roztažnosti tlaková zbytková pnutí. Naopak ve fázi s vyšší tepelnou
roztažností vzniknou pnutí tahová. Hodnotu těchto pnutí ve fázi A
lze obecně stanovit v souladu se vztahem pro jednofázovou
soustavu:
σ A = (α
A
− α
B
) .( E A −
EB ) .( T2 − T1 )
Obdobně lze postupovat při určení σB. Dosáhne-li některé
z těchto pnutí meze kluzu příslušné fáze, část pnutí plasticky
relaxuje.
Obr. 3.11: Schéma rozdělení
zbytkových
pnutí
ve
dvoufázovém materiálu
Popsaný model je platný pro chování nejen soustav
kovových slitin jako např. pro směsi tuhých roztoků a
intermediálních fází, či pro usměrněná eutektika, ale je aktuální
i v souvislosti se studiem keramiky a především kompozitních
materiálů. U eutektických, stejně jako u klasických vláknových
kompozitů přistupuje ještě problém anizotropie vlastností.
3.4 Deformace při tepelném zpracování
Změny tvaru a rozměru výrobků jsou průvodními jevy při tepelném zpracování. I když se
jedná o změny nežádoucí nelze je zcela odstranit. Tyto můžeme rozdělit na
•
změny objemové
•
změny tvaru
Objemové změny jsou víceméně zákonité, jsou vyvolány zvětšením nebo zmenšením objemu
v důsledku fázových změn. Z měrných objemů strukturních složek je zřejmé, že austenitizace je
spojena s objemovým smrštěním, zatímco martenzitická přeměna s objemovým nárůstem. Velikost
rozměrových změn tedy souvisí s obsahem uhlíku v martenzitu (s jeho rostoucím obsahem
rozměrové změny vzrůstají) a s podílem zbytkového austenitu po kalení (s rostoucím obsahem jsou
objemové přírůstky menší). Přírůstek rozměrů po kalení se zmenšuje popouštěním.
U vysokolegovaných ocelí (vykazujících sekundární tvrdost) může dojít k dalšímu zvětšení rozměrů
vlivem rozpadu zbytkového austenitu. Důsledky objemových změn možno částečně kompenzovat
vhodně volenými přídavky před tepelným zpracováním.
Obvykle větší výrobní potíže působí tvarové změny výrobků, které jsou způsobeny
nerovnoměrným rozložením tepelných a transformačních pnutí. Velikost změny geometrického
tvaru a její výskyt je ovlivněn řadou faktorů od konstrukčního návrhu až po vlastní zpracování.
Výskyt deformací je vnějším projevem rozložení a velikosti vnitřních pnutí. Nejedná se pouze
o pnutí tepelná a strukturní, ale na úroveň deformací po tepelném zpracování působí i zbytková
pnutí ve výrobku před vlastním zpracováním způsobená např. tvářecí texturou, různým stupněm
29
zpevnění povrchu při třískovém obrábění apod. Je tedy snahou tato vstupní pnutí před tepelným
zpracováním odstranit (žíhání na odstranění pnutí). Eliminace změn tvaru je velmi náročná jednak
z hlediska odhadu jejich velikosti a umístění, jednak tkví v problematice odstraňování.
K největším tvarovým změnám dochází samozřejmě při uplatnění nejvyšších strukturních
změn i nejvyšších rychlostí ochlazování. Podobně jako při ohřevu (kap. 2.5) v kalených výrobcích
vnitřní pnutí a tím deformace závisí především na:
•
druhu a vlastnostech oceli
•
podmínkách austenitizace
•
podmínkách kalení
•
velikosti a tvaru výrobku
Vnitřní pnutí u oceli je tím
větší, čím je menší tepelná vodivost,
čím je větší tepelná roztažnost, čím je
menší prokalitelnost, tvárnost a čím
jsou větší objemové změny při tvoření
martenzitu. Vnitřní pnutí jsou tím
větší,
čím
byla
nedokonalejší
austenitizace
a
nerovnoměrnější
prohřátí výrobku.
Vnitřní pnutí
vzrůstá, zvětšuje-li se rozdíl teplot
mezi kalenou součástí a kalícím
Obr. 3.12: Příklady způsobů ponořování výrobků do prostředím a zvyšuje-li se rychlost
ochlazování
v kalícím
prostředí.
kalící lázně
Značný vliv na velikost deformací má
sám způsob kalení (zamáčení) /obr. 3.12/. Obecně je nutno při ponořování výrobků do kalící lázně
dodržet následující zásady:
•
výrobky, které nemají stejnou tloušťku, musí být ponořovány nejprve hmotnější částí
•
výrobky s neprůchodnými dutinami musí být ponořovány tak, aby otevřená strana dutiny byla
směrem nahoru a umožnila odcházení par
•
tenké ploché výrobky, které mají tvar disku, je nutno ponořovat hranou
•
tenkostěnné prstence se musí ponořovat tak, aby jejich tvořící přímka měla svislou polohu
•
dlouhé výrobky je nutno ponořovat přesně svisle
Podstatný vliv na velikost vnitřních pnutí a tím
na velikost deformací event. vznik trhlin (kap. 3.5) má
tvar a rozměr kalených výrobků. Se zvětšujícím se
rozměrem se zvětšují rozdíly teplot na povrchu a
v jádře. Rozdílné průřezy, náhlé přechody, ostré hrany,
rohy a otvory jsou nevhodné pro kalení a zvětšují
náchylnost ke koncentraci a vzniku trhlin /obr. 3.13/.
Obr. 3.13: Příklady nebezpečných míst
pro vznik trhlin po tepelném zpracování
Obvykle tvarové a rozměrové změny po
tepelném zpracování se odstraňují obráběním
(broušením). V některých případech možno deformace
odstranit rovnáním, jindy je nutno výrobek překalit
(před překalením nutno součást vyžíhat a vyrovnat).
30
Rovnání se provádí za studena nebo za tepla.
Rovnací operace jsou náročné nejen
z hlediska pracnosti a s tím spojených
nákladů, ale i z hlediska možnosti porušení
rovnaného výrobku.
Pro rovnání je možno použít
rovnacích lisů nebo je rovnání možno
uskutečnit prodlužováním zkrácených vláken
plastickou deformací údery kladiva. Efektivní
metody
rovnání
používají
místního
(lokálního) ohřevu. Jako zdroje tepla se
používá
ohřev
kyslíko-acetylénovým
plamenem, odporový nebo indukční ohřev.
Příklad postupu rovnání je na obr. 3.14.
Deformovaný výrobek /a/ vykazuje velká Obr. 3.14: Schéma rovnání místním ohřevem /apovrchová vnitřní pnutí. Místním ohřevem na před rovnáním, b-místní ohřev, c-po rovnání/
tlakové straně /b/ dojde k součtu těchto pnutí
a pnutí od ohřevu. Plastickou deformací v ohřátém objemu kovu se sníží vnitřní pnutí na hodnotu
meze kluzu a dochází k částečnému narovnání výrobku. /c/. V průběhu ochlazování dochází
k dalšímu snižování vnitřních pnutí vlivem ochlazování (smršťování) ohřátého místa.
3.5 Trhliny při tepelném zpracování
Následkem vysokých vnitřních pnutí při tepelném zpracování nemusí docházet jen
k přímým nebo následným (po zatížení v provozu nebo odebrání určité vrstvy) deformacím.
Převýší-li výše pnutí kohezní pevnost nejslabšího místa součásti, vznikne trhlina. Vznik trhlin
podporují jak povrchové, tak vnitřní vady, Ke vzniku trhlin může docházet jak na povrchu, tak i pod
povrchem tepelně zpracovávaného výrobku.
Jelikož tepelné zpracování se často provádí jako jedna z konečných operací výrobku, vznik
trhliny pak znamená nejen znehodnocení vlastního materiálu, ale i energie a práce vložených
v předcházejících etapách. I když základním předpokladem pro zabránění vzniku trhlin je správná
volba a dodržování technologického postupu, mohou být jejich příčinou i chyby zděděné
z předcházejících etap výroby (záměna materiálu, skryté a strukturní vady, konstrukční nedostatky
apod.).
Podle charakteru rozložení napětí podél průřezu součásti se obvykle rozlišuje pět základních
typů trhlin /obr. 3.15/.
•
I. typ - hluboké trhliny vycházející z povrchu výrobků, nejčastěji podélného směru. Případná
odchylka průběhu trhliny bývá způsobena tvarovým činitelem. Směr trhlin ukazuje, že jsou
způsobeny napětími tangenciálními.
•
II. typ – vnitřní, obloukovité trhliny – většinou v rozích předmětu v určité vzdálenosti od
povrchu, mohou však pronikat až na povrch. Vznikají nejčastěji v neprokalených nebo
cementovaných výrobcích. Přednostní výskyt trhlin v blízkosti hran je způsoben trojosým
stavem napjatosti.
•
III. typ – povrchové trhliny zasahující do hloubky 0,01 až 2 mm. Na povrchu výrobku vytváří
síťoví, které nesouvisí s tvarem výrobku ani s koncentrátory napětí (vruby). Příčinou jsou
31
značná tahová pnutí v tenké povrchové vrstvě, která vytvářejí dvouosý stav napjatosti – vznikají
zejména v cementovaných součástech.
•
IV. typ – trhliny způsobující odlupování povrchové vrstvy (např. při broušení), trhliny
v blízkosti svarového spoje nástrojů z rychlořezné oceli, některé trhliny při indukčním kalení
apod. Strukturní podmínky jsou mnohdy shodné (ostré rozhraní strukturních pásem)
s podmínkami pro vznik trhlin III. Typu.
•
V. typ – mikrotrhliny, které na rozdíl od předchozích typů (vznikajících od makroskopických
pnutí) se tvoří vlivem mikroskopických pnutí (např. trhliny v jehlicích martenzitu).
Obr. 3.15: Typy trhlin vznikajících při tepelném zpracování ocelových výrobků a jejich souvislost
s charakterem rozložení napětí
Uvedené rozdělení trhlin nezahrnuje trhliny, jejichž průběh je ovlivněn změnami průřezu a
vruby. Vruby zvětšují náchylnost výrobku ke vzniku trhlin, ale nemění charakteristický vliv
technologických a metalurgických ukazatelů na vznik trhlin předchozích typů. Podle stadia
tepelného zpracování, ve kterém trhlina vzniká, rozdělujeme trhliny na vznikající:
•
při ohřevu na kalící (žíhací) teplotu
•
při ochlazování z austenitizační teploty
•
při popouštění
32
Trhliny vzniklé při ohřevu na teplotu kalení se objevují
zvláště u rychlořezných ocelí, pro jejich nízkou tepelnou
vodivost. Trhliny jsou přímé, sledují hranice zrn uspořádané
v jedinou frontu. Povrch trhliny je oxidován. Trhlina protíná
karbidické řádky. Kdyby nedocházelo ke strukturním
přeměnám vlivem gradientu teploty, pak by na povrchu musela
existovat tlaková pnutí. Bude-li povrch vyhřát nad teplotu Ac1 a
nehluboko nad povrchem ještě nebude této teploty dosaženo
/obr. 3.16/, pak na povrchu již nebude existovat austenit.
Vlivem prudkého teplotního spádu je pásmo, ve kterém vedle
sebe existují austenit a ferit, velmi úzké a napěťový přechod
velmi strmý. Mezi heterogenní oblastí α + γ + K budou
největší tahová pnutí, která mohou vést k trhlinám (překročí-li
kohezní pevnost austenitu). Charakter těchto trhlin je blízký
I. typu.
Trhliny při ochlazování z teploty kalení vznikají
nedodržením teploty kalení nebo prudkým ochlazením. Větší
rozměr austenitického zrna a vzrůstající koncentrace uhlíku
u nadeutektoidních ocelí (vlivem vyšších teplot) způsobují
snížení kohezní pevnosti a tedy zvyšují náchylnost k trhlinám.
Naopak
nerozpuštěné
karbidy
po
hranicích
zrn
vysokolegovaných ocelí zvyšují náchylnost k praskání po hranicích zrn. Vyšší rychlost ochlazování
vede k vyšším teplotním pnutím a tím, spolu se strukturními pnutími, k popraskání součásti. Do této
skupiny patří i trhliny u povrchově kalených výrobků vlivem přehřátí, které odpovídají trhlinám
IV. typu.
Obr. 3.16: Změna teploty /a/,
napětí /c/ v průřezu nástroje
z vysokolegované
oceli
při
ohřevu (/b/ změna objemu)
Trhliny při popouštění mohou vznikat prudkým ohřevem zakalených součástí, jedná se
o trhliny III. a IV. typu. Do této skupiny patří i trhliny vznikající nesprávným broušením (velký
úběr, zanesený kotouč, nedostatečné chlazení). Mohou nastat tři základní případy strukturních
změn:
•
na povrchu vznikne popuštěná vrstvička
•
nad popuštěným pásmem vznikne nová zakalená vrstvička
•
na povrchu vznikne sekundární zakalená vrstvička, aniž dojde k popuštění pod ní ležící oblasti.
33
4.0 TEPELNÉ ZDROJE A PŘENOSOVÁ PROSTŘEDÍ
Tepelnou energii potřebnou pro ohřev zpracovávaných výrobků je možno získat různými
způsoby. Většinou je získávána spalováním tj. slučováním hořlavých složek paliva s kyslíkem
obsaženým ve vzduchu. Tepelnou energii je možno také získat přeměnou elektrické energie a to
buď přímým nebo nepřímým odporovým ohřevem, elektromagnetickou indukcí, dielektrickými
ztrátami apod. V dnešní době se stále více uplatňují moderní způsoby získávání tepelné energie
o vysoké hustotě příkonu uplatňující se v povrchových úpravách výrobků i v jejich tepelném
(hlavně povrchovém) a chemicko-tepelném zpracování jako např. plazmová zařízení, elektronový
paprsek, laserová zařízení apod.
Při ohřevu výrobků nedochází pouze k přenosu tepla, ale (hlavně při zvýšených teplotách)
dochází k fyzikálně chemickým reakcím mezi ohřívaným výrobkem a prostředím, které jej
obklopuje. Tyto reakce lze v některých zvláštních případech využít k ovlivnění povrchu výrobku
v žádaném smyslu, ve většině případů však jsou následky zjevně nežádoucí a škodlivé. Výrobek
o původních vlastnostech lze obnovit mechanickým nebo chemickým odstraněním této poškozené
povrchové vrstvy, což vyžaduje značné náklady, nehledě k patrným ztrátám materiálu.
4.1 Zdroje energie
Tuhá paliva
Pro značné znečisťování ohřívacího prostoru pecí, obtížnou regulovatelnost a nižší
výhřevnost se dnes ohřívací pece na tuhá paliva nepoužívají.
Kapalná paliva
Použití kapalných paliv umožňuje přesné dodržení ohřívací teploty, jednoduchou obsluhu,
čistý provoz. Další výhodou kapalného paliva je jeho snadné uskladnění a dobré využití.
Z ekonomických důvodů, i vzhledem k vhodnějšímu (chemickému) využití zbytků ropy vyskytují
se pece pro tepelné zpracování vyhřívané kapalnými palivy u nás jen sporadicky.
Plynná paliva
V našich podmínkách je nejvýhodnější vytápění plynnými palivy. Plynová topení umožňují
přesnější dodržení ohřívací teploty a snadnější úpravu pecní atmosféry, neboť při regulaci měníme
spalovací podmínky dvou plynů, které se dobře mísí. Výhodou plynných paliv je též levná doprava
plynovody a čistší prostředí.
Paliva hodnotíme podle jejich spalného tepla, tj. celkového množství tepla, jež se uvolní
dokonalým spálením topného média a ochlazením spalin na výchozí teplotu. Při výpočtu spotřeby
tepla vycházíme obvykle z výhřevnosti, tj. spalného tepla, které se vyvine spálením jednotky
objemu nebo hmoty paliva,zmenšené o výparné teplo vody v palivu obsažené i vodní páry vzniklé
spalováním.
Teplo vyvozené spálením paliva se získá rychlou oxidací jeho spalitelných součástí. Palivo
se mísí se vzduchem v hořáku, odtud vytékající směs zahřátá na zápalnou teplotu hoří, přičemž se
sama zahřívá dále.
34
C + O 2 = CO 2 + 410kJ
2H 2 + O 2 = 2H 2O + 490kJ
Oxidace probíhá podle těchto rovnic:
CH 4 + 2O 2 = CO 2 + 2H 2O + 799kJ
S + O 2 = SO 2 + 303kJ
Tab. 4.I: Vybrané parametry paliv
Palivo
Výhřevnost
/kJ.kg-1(m-3)/
Teoretické
množství vzduchu
/m3.kg-1(m-3)/
Podíl plynu
/obj. %/
Zápalná
teplota
/0C/
Dosažitelná
teplota
/0C/
Hnědé uhlí
16 až 21
4,45 až 6,20
230 až 240
Černé uhlí
24 až 29
6,20 až 7,55
230 až 250
Zemní plyn
36
10,10
645
1250
Svítiplyn
17
4,40
8 až 30
450
1300
Kychtový plyn
3,4
0,66
34 až 71
950
Generátor. plyn
5
1,04
34 až 71
1050
Vodík
11
4 až 71
450
Acetylen
13
3 až 79
300
Při oxidaci vzdušným kyslíkem nutno uvážit též množství dusíku, který je ve vzduchu
obsažen v poměru 3,8 objemu dusíku na jeden objem kyslíku. Známe-li tedy chemické složení
paliva, můžeme vypočítat z uvedených rovnic teoretické množství vzduchu potřebné k oxidaci jeho
spalitelných součástí. Toto teoretické množství však nestačí k úplnému spálení paliva. Abychom
dosáhli dobrého využití, přivádíme do pece určitý přebytek vzduchu. Množství přebytečného
vzduchu se volí podle stupně promíšení paliva se vzduchem. Celkové množství vzduchu, potřebné
k dokonalému spálení paliva, je tedy tím větší, čím větší je výhřevnost paliva /tab. 4.I/. Sloučí-li se
všechny spalitelné součásti paliva s teoretickým množstvím vzduchu, obsahují zplodiny hoření
pouze oxid uhličitý, vodní páru a vzdušný kyslík. Přítomnost kyslíku ve zplodinách znamená, že
spalování probíhalo s přebytkem vzduchu, kdežto přítomnost oxidu uhelnatého ukazuje na
nedostatek vzduchu. Při vzniku oxidu uhelnatého probíhá oxidace určité části paliva podle rovnice:
C + O = CO + 123kJ
Teoretická teplota plamene závisí na výhřevnosti paliva a na množství zplodin hoření, jež se
musí ohřát tepelnou energií uvolněnou spálením paliva. Použijeme-li ke spálení paliva pouze
teoretického množství vzduchu, obdržíme vysokou teplotu plamenů. Probíhá-li spalování s velkým
přebytkem vzduchu nebo s nedostatkem vzduchu, bude teplota plamene nízká. V prvém případě se
spotřebovala uvolněná tepelná energie k ohřátí příliš velkého množství spalin, ve druhém se
neuvolnila všechna tepelná energie obsažená v palivu. U paliv s nízkou výhřevností lze zvýšit
teplotu plamene tím, že předhříváme vzduch přiváděný do pece a někdy též topný plyn. Teplota
plamene pak závisí hlavně na předehřívací teplotě.
Z technického hlediska můžeme plynná paliva rozdělit na:
•
plyny s nízkým stupněm čistoty /vysokopecní plyn, koksárenský plyn, generátorový plyn/
•
čisté plyny /zemní plyn, svítiplyn, propan a butan/
35
Z plynů s nízkým stupněm čistoty je nejlevnější vysokopecní (kychtový) plyn, který má také
nejnižší výhřevnost. Nevýhodou vysokopecního plynu je značná vlhkost a vysoký obsah prachu.
Mísí se obvykle, pro zvýšení výhřevnosti, s koksárenským plynem. Koksárenský plyn (odpad při
výrobě kosu suchou destilací černého uhlí) má skoro stejnou výhřevnost jako svítiplyn, je však
podstatně levnější. Ačkoliv obsahuje kromě značného množství prachu též dehet a síru, považuje se
za hodnotné palivo. Generátorový plyn se vyrábí v generátorech z hnědého nebo černého uhlí, jež
se částečně spaluje při omezeném přístupu vzduchu. Většina uhlíku, obsažená v palivu, se sloučí se
vzdušným kyslíkem na oxid uhelnatý, který se smísí s ostatními zplodinami hoření a s plyny jež
vznikly suchou destilací paliva. Obvykle se do prostoru generátoru ještě vhání určité množství
C + H 2O = CO + H 2
vodní páry, jež reaguje s uhlíkem podle rovnice:
C + 2H 2O = CO 2 + 2H 2
Reakce podle prvé rovnice převažuje za teplot vyšších jak 800 0C, kdežto druhá rovnice
převažuje za teplot nižších. Obě reakce jsou endotermické, nutno tedy volit takový směšovací
poměr mezi vzduchem a vodní parou, aby teplo uvolněné částečně spáleným palivem postačilo
k rozložení vodní páry. Vzniklý generátorový plyn se tedy skládá z oxidu uhelnatého a uhličitého,
dusíku, vodíku, uhlovodíků a vodní páry. Pro pece k tepelnému zpracování je nutno odstranit podíly
dehtu a prachu.
Čisté plyny neobsahují prach ani dehet a kromě toho mají nízký obsah síry.
Nejhospodárnější je vytápění zemním plynem, pokud je přiváděn dálkovým potrubím. Má vysokou
výhřevnost, neboť obsahuje převážně metan, kromě určitého množství vodíku a vyšších
uhlovodíků. Vytápění svítiplynem přichází v úvahu jen v místech připojených k rozvodnému
systému. Svítiplyn je dražší než zemní plyn a jeho výhřevnost je asi poloviční,. Vytápění propanem
a butanem se uplatňuje hlavně v zemích, kde se získává jejich kapalná směs jako levný odpad při
výrobě syntetického benzinu.
Elektrický ohřev
Přímý odporový ohřev
V zařízeních pro přímý odporový ohřev vzniká teplo přímým průchodem proudu buď
elektricky vodivou vsázkou (výrobkem) nebo elektricky vodivou kapalinou (elektrolytem)
obklopujícím vsázku (ohřívané výrobky). Elektrická energie se mění v tepelnou podle Jouleova
zákona.Při ohřevu příkon klesá podle růstu odporu materiálu
s teplotou a rostou tepelné ztráty vyzařováním. Při přímém
ohřevu ocelových feromagnetických tyčí střídavým proudem se
uplatňuje značně povrchový jev. (tzv. skinefekt). Hustota
proudu je nerovnoměrná, směrem od povrchu ke středu se
exponenciálně snižuje. Největší teplo vzniká (86,4 %)
přibližně v tzv. hloubce vniku d, kterou lze určit podle vztahu:
2.ρ
d=
ω .µ 0 .µ T
ρ - rezistivita tyče, ω - 2πf, f – frekvence, µ0 - 4π.10-7, µT –
relativní permeabilita
Obr. 4.1:
Změna teplotního
spádu při změně permeability
Poměrná permeabilita se prudce snižuje, když materiál
ztrácí feromagnetické vlastnosti (Curieův bod). Proto se
nejdříve ohřívá povrch tyče, nad 768 0C potom více vnitřek
tyče, protože povrch vyzařuje tepelné ztráty sáláním. Rozložení
teplot od povrchu do jádra tedy snižuje možnost povrchového
přehřátí /obr. 4.1/. Nevýhodou přímého odporového ohřevu je
36
opotřebení přívodových kontaktů vlivem velkých proudových hustot a nerovnoměrnost rozložení
teplot vlivem různých průřezů.. Spotřeba proudu je nízká, přibližně 0,35 kWh na 1 kg oceli.
K výhodám ještě patří velká rychlost ohřevu. Využívá se nejen k ohřevu ocelových tyčí pro tváření,
ale i pro průběžné tepelné zpracování drátů a pasů.
Dalším typem využití přímého odporového ohřevu jsou solné lázně. Proud v tomto případě
prochází elektrolytem – roztavenou solí -, která je nositelem tepla. Součásti určené k ohřevu se
ponořují do roztavené solné lázně a proud jimi neprochází.
Nepřímý odporový ohřev
V zařízeních s nepřímým odporovým ohřevem vzniká teplo v topných článcích umístěných
v pecním prostoru. Do vsázky se teplo přenáší převážně sáláním, prouděním popř. i vedením.
Indukční ohřev
Indukční ohřev je možný jen u materiálů elektricky vodivých. V předmětu z vodivého
materiálu, který je vložen do střídavého magnetického pole, se indukují vířivé proudy. Tyto proudy
předmět zahřívají. Často se zjednodušeně přirovnává indukční ohřev k transformátoru, kde výstupní
vinutí představuje výrobek a je spojen nakrátko. Doprava tepla do výrobku se tedy neděje tepelným
spádem (jako např. u nepřímého odporového ohřevu). Teplo se dopravuje střídavým magnetickým
polem a vzniká přímo ve výrobku. Výrobek je proto nejteplejším objektem celé soustavy – vše
ostatní může být studené. Vznik tepla přímo ve výrobku, přičemž výrobek není mechanicky
s ničím svázán, patří k největším výhodám indukčního ohřevu. Indukční ohřev umožňuje nezvykle
vysoké měrné příkony do vsázky. Volbou frekvence proudu, který napájí ohřívací vinutí (induktor)
a v jehož magnetickém poli je výrobek, můžeme vhodně ovlivnit i rozdělení tepla vyvíjeného ve
výrobku.
Efektivní hloubku vniku vířivých proudů
udává výše uvedený vztah. Je-li požadován
rovnoměrný ohřev výchozího
výrobku, pro
objemové tepelné zpracování nebo tvářecí účely, je
třeba si uvědomit, že při vysoké frekvenci nastane
vývoj tepla jen na povrchu a uvnitř se bude ohřívat
jen vedením – při nízké frekvenci pak nastane
průzařnost materiálu a tím špatný ohřev s malou
energetickou účinností.
Na snížení účinnosti
indukčního ohřevu se také podílí tzv. blízkostní
jev, udávající vzájemný vztah mezi indukovaným a
indukujícím proudem (zvyšující se se snižováním
Obr. 4.2: Účinnost induktoru nad plochým
vzdálenosti induktoru od povrchu ohřívané plochy)
povrchem oceli /f=0,4 Mhz, teplota povrchu
a tzv. cívkový jev, vznikající vzájemným
1000 0C, induktor 4x4 mm, l=80 mm/
působením závitů při vícezávitových induktorech
/obr. 4.2/. Spotřeba proudu je zhruba 0,5 kwh na 1 kg oceli.
Plazmová elektrotepelná zařízení
U těchto zařízení se elektrická energie mění na teplo v silném elektrickém výboji, v oblouku
hořícím v ionizovaném prostředí plynů a par. Základní význam má tedy termoelektrická ionizace
srážkami molekul, atomů, iontů a elektronů. Vedle ní vzniká neustále i tzv. rekombinace, tj. srážky
částic s opačnými náboji, při nichž vznikají obvykle částice neutrální a uvolní se ionizační energie
pro další ionizaci nebo se přemění v teplo.
Na rozdíl od obloukových klasických zařízení přivádíme do oblouku plazmotvorné plyny
(např. argon), které mají nízkou disociační energii. Vznikající nízkoteplotní plazma má stupeň
37
disociace řádově 10-3 až 10-4, tomu přísluší teploty mezi 2000 K až 30000 K. Výtokové rychlosti
plazmového plynu dosahují Machova čísla 2 až 3 (hlučnost až 130 db). Tato zařízení jsou využívána
nejen pro chemické procesy, ale i pro účely metalurgické (přetavování, svařování, navařování
apod.) a tepelného zpracování.
Elektronová zařízení
U těchto zařízení se elektrická energie mění na teplo dopadem urychlených elektronů na
výrobek, kde urychlené elektrony odevzdávají svoji kinetickou energii. Aby elektrony nebyly na
své dráze bržděny srážkami s molekulami a atomy plynu, děje se celý proces ve vakuu (s tlakem
10-2 až 10-4 Pa). Energie urychlených elektronů dosahuje až 100 kV. Výpočty i pokusy dokázaly, že
hloubka proniknutí elektronů do povrchu kovu je pouze několik mikrometrů. Jde tedy o jev čistě
povrchový a dále do hloubky proniká teplo pouze vedením. Při své krátké cestě se však elektrony
střetávají i s vázanými elektrony uvnitř krystalu. Při těchto srážkách se nemusí celá energie
přeměnit na teplo, ale část se může vyzářit ve formě rtg. záření. Přesto využití energie dosahuje
70 %, další výhodou elektronového ohřevu je absence oxidace (vzhledem k použitému vakuu).
Mimo to, že elektronový ohřev umožňuje dosáhnout tavení a rafinace těžkotavitelných a nejčistších
materiálů, využívá se i pro svařování, slinování a tepelné zpracování.
Laserová zařízení
Laser je kvantový generátor elektromagnetického vlnění s frekvencemi z oblasti světla.
Laserový ohřev materiálu je založen na pohlcování laserového paprsku, jehož energie se mění
absorpcí na teplo. U plynového laseru, který se pro ohřev kovů používá nejčastěji, je hloubka vniku
paprsku pouze 0,01 až 0,1 µm. Vytváří se, stejně jako u elektronových zařízení, vysoký teplotní
gradient, ze kterého se pak teplo vedením šíří do větší hloubky. Záření laseru proniká téměř
bezztrátově vzduchem a dalšími plyny. Protože stojící paprsek laseru vyvolává ohřev malé plošky,
je nutno pokrýt plochu výrobku buďto oscilací paprsku (segmentová nebo oscilující zrcadla) /obr.
4.3/ nebo pohybem výrobku. Absorpce záření klesá s rostoucí vlnovou délkou a s elektrickou
vodivostí ohřívaného materiálu. Pro tepelné zpracování kovů se tedy jejich povrch pro laser CO2
(vlnová délka 10,6 µm, průměrná odrazivost kovů je 92 až 96 %) upravuje nanášením látek
zvyšujících absorpční účinek (např. oxidováním, černěním, zdrsňováním, fosfátováním ).
Vzhledem k těmto skutečnostem je laser využíván pro povrchové mechanicko-tepelné a
chemicko-tepelné
zpracování,
např. pokrývání povrchů výrobků
vrstvami
dalších
materiálů,
dolegování
a
přetavování
povrchových vrstev, zvláště pak
povrchové kalení ocelových a
litinových výrobků. Povrchové
kalení laserem má mnoho výhod a
zvláštností:
Obr. 4.3:
Schéma vytváření laserové stopy pomocí
oscilujících zrcadel /1-stopa, 2-kalený materiál, 3-zrcadlo, 4laserový paprsek, 5-fokusační zrcadlo, 6,7- oscilující zrcadlo/
38
•
jde
o
malá
množství
přiváděného tepla ve srovnání
s klasickými
způsoby
zpracování
•
dobrá
regulovatelnost
a
možnost lokálního ohřevu,
optickými systémy lze paprsek
laseru odchylovat a zaměřovat
i na některá nepřístupná místa
•
velmi rychle (během několika sekund) lze ohřát povrchovou vrstvu do hloubky několika desetin
milimetru, tato vrstva může být rychle zchlazena pouhým vedením tepla dovnitř materiálu
Nevýhodou kalení laserem jsou relativně vysoké pořizovací náklady a malá energetická
celková účinnost.
4.2
Působení plynů na kovy
Přenosová prostředí, která zprostředkují pouze přenos tepla, můžeme označit za prostředí
neutrální. Ta neutrální prostředí, která brání změnám chemického složení na povrchu výrobku, se
nazývají ochranná nebo inertní. Dochází-li při styku přenosového prostředí s výrobkem také
k přenosu hmoty, jde zřejmě o prostředí aktivní. Přenos tepla a hmoty mezi prostředím a výrobkem
je obousměrný, takže neutrální prostředí lze dělit z hlediska požadovaných změn teploty výrobku na
prostředí pro ohřev nebo pro ochlazování. Aktivní prostředí jsou z hlediska výrobku sytící (např.
nauhličující nebo oxidační) nebo odsycující (např. oduhličující nebo desoxidační-redukční).
Konečně podle fázového stavu mohou být přenosová prostředí dělena na plynná, kapalná a tuhá.
Přesto, že aktivní přenosová prostředí mohou být tuhá, kapalná nebo plynná, dochází ve většině
případů k přenosu hmoty prostřednictvím plynné fáze. Při rozboru působení aktivního přenosového
prostředí na výrobek vycházíme ze zákonů chemické termodynamiky, kterými vyjádříme
rovnovážné konstanty rovnic popisujících chemické reakce v dané soustavě a poté sytící
(odsycující) potenciál prostředí, jež také závisí na chemickém a fázovém složení materiálu výrobku.
Nejprve uvážíme rovnovážné stavy a dále faktory, které ovlivňují možnost dosažení
termodynamické rovnováhy.
Oxidace kovu při ohřevu je reakcí oxidačních plynů (O2, CO2, H2O) obsažených v pecní
atmosféře s kovem. Při oxidaci železa se vytváří tři typy oxidů:
•
oxid železnatý FeO (wüstit) – stálý při teplotách nad 570 0C, teplota tavení 1377 0C
•
oxid železnato-železitý Fe3O4 (magnetit) – stálý do teploty tavení 1538 0C
•
oxid železitý Fe2O3 (hematit) – stálý do teploty tavení 1565 0C
Obr. 4.4: Závislost oxidů železa na teplotě
Podíly jednotlivých oxidů v závislosti na
teplotě jsou uvedeny na obr. 4.4. Pro rychlost
oxidace u železa a oceli je limitující difúze přes
vrstvy oxidů, takže propal (okujení) závisí mimo
jiné především na činitelích majících vliv na difúzi,
tj. na době a teplotě ohřevu, složení pecní atmosféry
a chemickém složení oceli. Vznik okují (silné
oxidické vrstvy) počíná nad teplotou 600 až 650 0C,
do 900 0C je oxidace pomalá. Nad touto teplotou
nastává rychlejší narůstání a při teplotách nad 1275
až 1300 0C vzrůstá rychlost oxidace skokem
v důsledku tavení okují.Významný vliv na rychlost
oxidace má chemické složení oceli. Legující a
doprovodné prvky v ocelích možno podle afinity ke
kyslíku rozdělit do tří skupin:
•
afinita ke kyslíku je menší než u železa (Ni, Co aj.), na fázovém rozhraní kov-oxid dochází
k obohacení legujícím prvkem
39
•
afinita ke kyslíku je větší (Cr, Si, V, Al aj.), nastává vnitřní oxidace, matrice se ochuzuje
o legující prvky, zvyšuje se jejich obsah v oxidu
•
afinita je přibližně stejná (W, Mo), neprobíhá vnitřní oxidace, zvyšuje se mírně obsah legujících
prvků v základním kovu na fázovém rozhraní
Za vyšších teplot může také docházet nejen k oxidaci povrchu výrobku, ale i k vnitřní
oxidaci kovů a slitin. Po její výskyt musí být splněny podmínky:
•
základní kov musí rozpouštět kyslík
•
legující kov musí mít vyšší afinitu ke kyslíku než základní kov
•
kyslík musí v základním materiálu difundovat rychleji než legující prvek a je tedy napadnutý
vnitřní oxidací
Na charakter a rychlost aktivity prostředí má především vliv pecní atmosféra. Obvykle
atmosféru vznikající dokonalým spálením paliva (přivedením teoretického množství vzduchu)
označujeme jako neutrální. Atmosféra obsahující volný kyslík se označuje jako oxidační, kdežto
atmosféra s volným oxidem uhelnatým, vodíkem a uhlovodíky se označuje jako redukční. Toto
označení není zcela přesné, neboť oxid uhličitý a vodní pára, jež jsou součástí neutrální atmosféry,
mohou působit oxidaci oceli. Při ohřevu se proto snažíme udržovat v pecním prostoru atmosféru
redukční. Tato však může způsobit oduhličení nebo nauhličení podle množství přítomného oxidu
uhelnatého nebo uhlovodíků a dle chemického složení oceli.
Mimo přímé, event. nepřímé oxidační
rovnice,
se
v pecní
atmosféře
uplatňují
i rovnovážné reakce probíhající mezi jednotlivými
CO + H 2O = CO 2 + H 2
složkami atmosféry:
2CO = C + CO 2
CH 4 = C + 2H 2
Obr. 4.5: Závislost rovnovážných konstant
na teplotě při oxidaci a oduhličení oceli
Z reakce železa s oxidem uhličitým, resp.
s vodní parou plyne, že nemá-li dojít k oxidaci
oceli, musí být oxidační účinek CO2 a H2O v pecní
atmosféře vyrovnán odpovídajícím účinkem CO a
H2. Tento rovnovážný stav, vyjádřený procentovým
poměrem příslušných složek, závisí na teplotě /obr.
4.5/. Je-li v pecní atmosféře poměr H2O/H2, resp.
CO2/CO, větší než odpovídá rovnovážné konstantě
za dané teploty, pak se bude ocel oxidovat (ve
směru O), bude-li naopak tento poměr menší, bude
mít atmosféra účinek redukční (ve směru R).
Podobně A zachycuje směr nauhličení, E pak směr
oduhličení..
Při teplotách nad 700 0C nastává rychle tzv. rovnovážná reakce vodního plynu, při níž
p H 2 .pCO 2
Kp =
reagují plyny mezi sebou
p H 2 O .p CO
Jinými slovy se pro daný poměr CO/CO2 automaticky nastaví poměr H2/H2O, stačí proto
v praxi kontrolovat jeden z těchto poměrů. Z grafického průběhu změn rovnovážných konstant /obr.
4.6/ plyne, že se stoupající teplotou má na oxidaci větší vliv oxid uhličitý a menší vliv vodní pára.
40
Opak nastává při nižších teplotách a proto je
nutno při pomalém chlazení na nízké teploty
používat velmi suché atmosféry.
Obr. 4.6: Reakce vodního plynu
Reakcí mezi plyny a uhlíkem v oceli, ať
již v tuhém roztoku nebo v podobě karbidu
Fe3C, dochází k jeho ochuzování v povrchových
vrstvách (oduhličení). Stupeň oduhličení se
určuje tloušťkou oduhličené vrstvy a obsahem
uhlíku v ní. Plyny, které způsobují oduhličení
jsou CO2, H2O, H2 i O2. Nemalý vliv na
oduhličovací proces má teplota ohřevu a složení
oceli. Zvyšující se teplota i obsah uhlíku vedou
ke vzniku větší vrstvy oduhličení (vyšší difúzní
konstanta, vyšší koncentrační spád).
Oxidace a oduhličení spolu souvisí. Obvykle oduhličení předchází oxidaci. Tvořící se vrstva
okují naopak brání oduhličování. Jinými slovy – čím intenzivněji probíhá oxidace, tím pomaleji
oduhličení.
4.3
Prostředí pro ohřev
Prostředí používaná pro ohřev materiálů jsou charakterizovaná jak fyzikálními podmínkami
přenosu tepla (tepelná kapacita, tepelná vodivost apod.), tak podmínkami chemickými (rekce kovu
s ohřívacím prostředím).
Tuhá prostředí
Zásypy tvořené drobným dobře vypáleným hutnickým koksem, litinovými třískami nebo
dřevěným uhlím jsou nejjednodušším, ale také nejhůře kontrolovatelným a z hlediska přenosu tepla
nejméně účinným ochranným prostředím, které by při ohřevu mělo vytvořit neutrální atmosféru
složenou z CO a CO2. Vrstva zásypu má mít tloušťku 20 až 30 mm; koks lze použít až do 1350 0C,
litinové třísky se při vyšších teplotách připékají na povrch výrobku. Jako ochranného nátěru na
nástroje z rychlořezných ocelí se používá nasycený roztok BaCl 2, u větších nástrojů v kombinaci se
zásypem. Při ohřevu do 900 0C můžeme použít práškovou H3BO3 ve vrstvě 2 až 3 mm.
Fluidní prostředí
Prášky zvířené profukováním plynu vhodnou rychlostí mají podobné přenosové vlastnosti
jako kapaliny. K víření drobných tuhých částic např. Al2O3 se používá vzduchu nebo inertního plynu
podle toho, zda je přípustná částečná oxidace povrchu výrobku nebo poměrně velká spotřeba plynu.
Do teploty 750 0C jsou zdrojem tepla elektrické odpory uložené uvnitř nebo vně retorty, pro vyšší
teploty se teplo získává spalováním směsi plynu a vzduchu v retortě (vyšší účinnost, není nutno
ohřívat cirkulující plyn). Jde o moderní způsob rovnoměrného ohřevu, při němž se hodnoty
součinitele přenosu tepla blíží analogickým hodnotám pro roztavené soli, který však není použitelný
pro velké výrobky s vodorovnými povrchy nebo pro malé výrobky, které se vzájemně překrývají.
Roztavené soli
Pro nízké teploty popouštění jsou tvořeny alkalickými dusičnany a dusitany, které však při
vyšších teplotách mají oxidační charakter, proto nesmí přijít do styku s nauhličujícími látkami
(nebezpečí exploze). Jejich použití je limitováno do teploty 550 0C (kap. 4.4). Pro ohřev na kalící
teploty do 900 0C se používají směsi NaCl a KCl s přísadami NaCN, BaCl2, H3BO3. Pro nejvyšší
41
kalící teploty (900 až 1300 0C) je vhodný BaCl2, případně jeho směs s 5 % NaCl a dalšími
desoxidujícími přísadami (kyanidy, ferosiliciem, SiO2 nebo SiC či grafitem). Součinitelé přenosu
tepla pro tyto roztavené soli jsou v obr. 4.7. Jejich lineární závislost na teplotě je velmi strmá. Ohřev
v solných lázních klade vysoké nároky na zkušenost obsluhy, je problematický z hlediska hygieny
práce, Nejčastější použití při tepelném zpracování nástrojů, zejména rychlořezných ocelí.
Pro ohřev výrobků se používalo i lázní
s roztavenými kovy. Kovové lázně mají vysokou
tepelnou vodivost i měrné teplo. Problematikou
zůstává ekologické zatížení pracoviště.
Vzduch a spaliny
Pokud se výrobky z kovových materiálů ohřívají
v komorových pecích, můžeme součinitel přenosu
tepla vypočítat nebo odečíst z obr. 4.7. Oxidy,
které vznikají na povrchu ocelových a měděných
výrobků, zvětšují jejich šedost a usnadňují přenos
tepla sáláním.
Ochranné atmosféry
Obr. 4.7: Teplotní závislost součinitele α
některých prostředí pro ohřev
Účinně brání oxidaci a změnám
chemického složení na povrchu výrobku, který
zůstává lesklý, což ovšem podle druhu materiálu
v různé míře omezuje přenos tepla sáláním Podle
počtu složek se ochranné atmosféry dělí na
jednosložkové a mnohosložkové, když oba druhy
atmosfér obsahují malý podíl nežádoucích složek
(příměsí).
Vodík je drahou ochrannou atmosférou. Má ochranné účinky v molekulárním stavu. Vyrábí
se štěpením čpavku nebo elektrolyticky a čistí se, aby se odstranil kyslík a vodní pára. Ve směsi
s vodní parou intenzivně oduhličuje, čehož se využívá při žíhání transformátorových plechů. Ve
směsi se vzduchem (4 až 74 %) je výbušný.
Dusík je vůči oceli inertní v molekulárním stavu, jestliže obsah O2 < 0,001 % a rosný bod
RB < -40 0C. Používá se jako bezpečnostní plyn pro vyplachování pecí před vpuštěním hořlavé
atmosféry a po jejím použití. V průmyslovém měřítku se získává třemi způsoby:
•
jako produkt kyslíkáren. Může obsahovat 0,1 až 0,5 % kyslíku, vodní páru event. stopy oleje.
Odstranění kyslíku se provádí obvykle různými druhy spalování v přítomnosti katalyzátorů
•
úplné spálení štěpeného čpavku. Takto lze ekonomicky vyrobit dusík s obsahem vodíku 2 %.
Tato atmosféra je prakticky bez sloučenin uhlíku
•
lze jej též získat z chudých exotermických atmosfér, a to co nejúplnějším odstraněním CO, CO2
a vody
Štěpený čpavek obsahuje 75 % H2 a 25 % N2 a aby nedošlo k nitridaci max. 0,005 %
nerozštěpeného NH3; RB bývá -10 až –80 0C. Vyrábí se endotermickým štěpením čpavku při 850 až
950 0C na niklovém katalyzátoru. Pro lesklé žíhání vysokolegovaných chromových ocelí je
přípustný jen velmi nízký obsah (10-4 %) příměsí O2, CO2 a vodní páry. Odstranění vlhkosti adsorpcí
nebo chemickým sušením nedělá obtíže. Nevýhodou této atmosféry je její výbušnost a poměrně
vysoká cena.
42
Štěpený metanol se používá k nauhličování nebo jako přísada k nosným plynům. Štěpení
metanolu probíhá podle vztahu CH3OH=CO+H2. Nevýhodou této atmosféry je její značná cena,
jedovatost a explozivnost.
Vzácné plyny se z výjimkou helia vyrábí frakční destilací vzduchu. Pro náročné podmínky
tepelného zpracování přichází do úvahy použití argonu a helia. Jedná se o atmosféry zaručeně
nereagující s kovy, avšak velmi nákladné.
Exo-atmosféry
se
vyrábějí
se
nedokonalým spalováním snadno dostupných
uhlovodíků, nejčastěji plynných (koksárenský
či zemní plyn, svítiplyn), méně často
kapalnými (topný olej, petrolej) se vzduchem.
Exotermická reakce probíhá nad 1200 0C a
množství vzduchu je omezeno na 55 až 98 %
hodnoty potřebné pro dokonalé spálení. Při
vyšších podílech vzduchu vzniká atmosféra
chudá (u plynných paliv poměr cca 4 : 1 –
výsledek je nízký obsah H2 a CO, vysoký obsah
CO2), při nižších podílech vzduchu vzniká
atmosféra bohatá (poměr cca 2,5 : 1) /obr. 4.8/.
Z primární atmosféry vzniklé ve vyvíječi se
odstraňuje CO2 a vodní pára, přičemž se plyn
ochlazuje na teplotu požadovaného rosného
bodu (RB). Exo-atmosféry se používají jen pro
ochranu ocelových výrobků, které mají méně
než asi 0,4 % C, neboť zejména chudé
atmosféry vzhledem k vysokému poměru
Obr. 4.8: Chemické složení exo- a endo-atmosfér CO2/CO výšeuhlíkové oceli oduhličují. Bohaté
exo-atmosféry jsou toxické (CO) a výbušné (H2
a CO). Proto se obsah obou složek snižuje, čímž se dále posiluje převažující podíl N2. Rosný bod je
možno snížit sušením (adsorpce na silikagelu) nebo chlazením, snížení CO se provádí konverzí
vodní parou na CO2. Takováto ochranná prostředí se označují jako exomono-atmosféry. Kromě
uvedeného jsou charakterizovány velmi nízkým obsahem CO2 /tab. 4.II/. Snižování obsahu oxidu
uhličitého se děje vypíráním tlakovou vodou, absorpcí roztokem monoetylaminu, event.
molekulovými síty. Exomono-atmosféry působí ochranně na vysokouhlíkové oceli asi do 700 0C.
Při vyšších teplotách slabě oduhličují vlivem vodní páry a CO2. Pro vyšší teploty jsou vhodné
exomono-atmosféry s obsahem C02 < 0,001 % a rosným bodem pod –50 0C nebo s přídavkem až
2 % CH4 či C3H8. Exomono-atmosféry jsou nejméně o 30 % dražší než exo-atmosféry a jejich cena
roste s čistotou.
Endo-atmosféry jsou ochranné a nosné atmosféry, které se vyrábějí nedokonalým
spalováním nejčastěji propanu nebo butanu se vzduchem. Protože množství vzduchu je oproti
teoretické hodnotě potřebné pro dokonalé spálení omezeno na 25 až 40 %, je reakce endotermická a
vyžaduje přítomnost katalyzátoru, i když je retorta vyhřívána na 1000 až 1200 0C. Disociace a
spalování jsou řízeny tak, aby obsah CO2 a vodní páry byl nízký (0,2 % CO2 a RB = -10 až +5 0C).
Výroba atmosfér je náročná na dokonalé dávkování obou plynů i jejich chemické složení.
Endo-atmosféry se používají jako ochranné atmosféry při kalení ocelí nebo jako nosné
atmosféry pro cementování a nitrocementování. Jsou jedovaté, výbušné a mají sklon k vylučování
sazí. Proto se uplatňují následující opatření:
•
zavádějí se do pece až při teplotách nad 750 0C
43
•
po odstranění kyslíku propláchnutím inertní atmosférou (N2)
•
zvyšuje se RB, čímž se snižuje nauhličující potenciál.
Tab. 4.II: Chemické složení upravených exo-atmosfér, exomono-atmosfér a endo-atmosfér
Atmosféra
EXO – bohatá
- chudá
EXOMONO – bohatá
- chudá
ENDO-ATMOSFÉRA– chudá
-bohatá
Podíl složek / % obj. /
RB
/ oC /
H2
CO
CO2
CH4
N2
18
0,5
10
0,5
4
10
1
0
67
89
25 až 20
1
až 25
2
až 15
do 0,3
do 0,3
1
2
96 –97
63 - 71
- 40
- 40
40
47
20
25
2
stopy
stopy
0,4
38
28
- 12
Vakuum. je velmi účinné ochranné prostředí, výhodné z hlediska bezpečnosti práce, ale není
nejlepší z hlediska přenosu tepla, zvláště při nízkých teplotách, kdy podíl sálání je malý. Hlavní
složkou tohoto velmi zředěného plynu je vodní pára, zbytek tvoří různé organické látky. Předností
ohřevu ve vakuu je, že zároveň dochází ke snížení obsahu plynů ve výrobku, ale při vysokých
teplotách může dojít ve vysokolegovaných slitinách k odpařování chromu. Při žíhání
nestabilizovaných korozivzdorných ocelí a pájení nástrojů tvrdými pájkami se používá vakuum
řádu 1 až 10-1 Pa, při ohřevu vysokolegovaných nástrojových, rychlořezných ocelí a slitin titanu na
kalící teplotu bývá vakuum 1 až 10-2 Pa. Největší snížení tlaku je nutné při žíhání stabilizovaných
korozivzdorných ocelí, magneticky měkkých materiálů a některých vysokotavitelných kovů (Mo) 10-2 až 10-4 Pa. I když vlastní prostředí je poměrně levné, náklady na vakuové zařízení jsou vysoké.
4.4 Prostředí pro ochlazování
Vedle součinitele přenosu tepla α, který je základní charakteristikou každého přenosového
prostředí, se ochlazovací (kalící) prostředí posuzuje podle:
•
intenzity ochlazování H,
•
průběhu ochlazování (T = T(t)),
•
rychlosti ochlazování T´och.
Intenzitou ochlazování se rozumí rychlost, s jakou povrch výrobku dosahuje teploty
prostředí. Tato charakteristika byla zavedena Grossmannem v souvislosti s hodnocením
prokalitelnosti ocelí studované na válcových vzorcích ochlazovaných na celém povrchu. Intenzita H
je veličina poměrná, vztažená k intenzitě ochlazování ve stojaté vodě, která má teplotu 25 0C /tab.
4.III/; hodnoty H byly vyčísleny za předpokladu, že ochlazování lze popsat Newtonovým zákonem
za použití středního součinitele α, který nezávisí na teplotě, tvaru a rozměrech výrobku. Relativní
pohyb prostředí vzhledem k výrobku je podle tab. 4.III respektován polokvantitativně. Za ideální
kalící prostředí (H = ∞), kterému odpovídá ideální prokalitelný průměr výrobku, se považuje
takové, v němž povrch výrobku dosáhne teploty prostředí v okamžiku, kdy je do něho ponořen.
44
Průběh ochlazování závisí na způsobu přenosu tepla při různých teplotách výrobku, tedy
také na času. U prostředí se změnou skupenství není plynulý (viz kap. 2.5). Výsledkem je různá
teplotní závislost rychlosti ochlazování pro jednotlivá ochlazovací prostředí /obr. 4.9/.
Tab. 4.III: Intenzita ochlazování H v různých prostředích
Pohyb
Ochlazovací prostředí
prostředí
výrobku
vzduch
Olej
voda
vodní roztok
ne
ne
0,02
0,3
1,0
2,2
ne
pomalý
-
0,4 až 0,6
1,5 až 3,0
-
ne
rychlý
-
0,6 až 0,8
3,0 až 6,0
7,5
rychlý
ne
0,08
1,0 až 1,7
6,0 až 12,0
-
Tab. 4.IV: Rychlosti ochlazování ve vodě, vodných
roztocích a oleji
Ochlazovací
prostředí
Obr. 4.9: Teplotní závislost rychlosti
ochlazování pro různá prostředí
Rychlost ochlazování T´och
/K.s-1/
650 až 550 0C
350 až 250 0C
Voda 20 0C
250
750
Voda 50 0C
100
400
Voda
+
10%
0
NaOH, 18 C
1200
300
Voda + 10% NaCl,
18 0C
1100
300
Emulze oleje ve
vodě
70
200
Olej strojní
150
30
Olej transform.
120
25
Pokud se ochlazovací prostředí charakterizuje rychlostí ochlazování T´och, je třeba vyloučit
vliv vnitřních zdrojů tepla (fázových přeměn) a vedení tepla ve zkušebním tělese. Mezi středními
hodnotami rychlosti ochlazování a součinitele přenosu tepla existuje korelace vyznačená
informativně na svislých osách v obr. 4.10. Rychlost ochlazování závisí výrazně na teplotě,
přičemž pro tepelné úpravy slitin železa jsou významné teplotní intervaly uvedené v tab. 4.IV, která
platí pouze pro samovolný pohyb ochlazovacího prostředí.
Na základě průběhu ochlazování možno tedy ochlazovací prostředí členit do dvou skupin:

bez změny skupenství (plynulá změna součinitele přestupu tepla)
Vzduch. Ochlazování na klidném vzduchu je velmi pomalé /obr. 4.10/ a závisí na velikosti
výrobku. Maximum ochlazovací rychlosti opět leží ve vysokoteplotní oblasti. Chladný vzduch
45
proudící pod malým přetlakem (10 kPa) má
oproti klidnému vzduchu až řádově větší
ochlazovací účinek /obr. 4.9/. Značně
intenzivnější je ochlazování vodní mlhou,
které však musí být rovnoměrné, aby
nedošlo k deformacím výrobků zejména
z nástrojových ocelí.
Roztavené soli a kovy. Předností
obou skupin ochlazovacích prostředí je, že
maximum rychlosti ochlazování leží
v oblasti vysokých teplot /obr. 4.9/, a že
rychlost ochlazování je při nízkých
teplotách značně ovlivněna teplotou lázně.
Obr. 4.10:
Rychlost ochlazování a součinitel Obě skupiny se však liší elektrickou
vodivostí, která je u roztavených solí tak
přenosu tepla α pro různá prostředí
malá, že se toho využívá k elektrickému
odporovému ohřevu, který rovněž zaručuje
intenzivní cirkulaci lázně. Při jiných způsobech
ohřevu je vzhledem k malé tepelné vodivosti solné
lázně nebezpečí místního přehřátí vlivem nečistot
u dna. Naopak měrné teplo je několikrát vyšší než
měrné teplo roztavených kovů.
Solné lázně jsou tvořeny taveninou
dusičnanů, dusitanů a chloridů sodíku a draslíku,
ke kterým se někdy přidává louh. Pro izotermické
a termální kalení i pro popouštění při
zušlechťování se užívají soli AS 140, AS 220 a
AS 300 s horní pracovní teplotou 550 0C. Intenzita
ochlazování teplých solných lázní je v oblasti
perlitické přeměny menší než u studené vody
(Hs.l. = 0,5 až 0,2) a dá se zvýšit nucenou cirkulací
nebo přidáním vody (0,5 až 3 %). Průběh
ochlazování vzorků v soli AS 140 při různých
teplotách ukazuje obr. 4.11. Pro kalení nástrojů
z vysokolegovaných ocelí se používá sůl GS 430
nebo směs 70 % KNO3 a 30 % NaOH při teplotách
0
Obr. 4.11: Průběh ochlazování vzorků v solné 550 až 650 C. U solí obsahujících ledek je
nebezpečí explozivního rozkladu při jejich
lázni AS 140 /kalící teplota 850 0C/
přehřátí a za přítomnosti nečistot obsahujících
uhlík. Proto je pro kalení AS 140 omezena kalící teplota výrobků na 950 0C. Po ochlazení v solích
je třeba výrobek pečlivě umýt.
Z roztavených kovů se nejvíce používá olovo, případně jeho slitiny s cínem, při pracovních
teplotách 350 až 550 0C pro patentování drátu. Lázně nemají nucenou cirkulaci a jejich povrch se
musí chránit proti oxidaci. Páry olova jsou jedovaté, ale jeho teplota vypařování je vysoká
(1754 0C).

se změnou skupenství (skokové změny přenosu tepla)
46
Voda a její roztoky.
Vyznačují se vysokou
intenzitou
ochlazování
vlivem
velké
tepelné
vodivosti, měrné tepelné
kapacity
a
entalpie
vypařování.
Kolem
ochlazovaného výrobku se
tvoří vrstva páry, kterou je
třeba
stále
narušovat
relativním
pohybem
výrobku a prostředí /obr.
4.12b/. Obsahuje-li voda
rozpuštěné plyny, je tato
vrstva
obtížněji
odstranitelná. V oblasti
martenzitické přeměny má
na přenos tepla velký vliv
teplota vody /obr. 4.12a/.
S rostoucí teplotou vody se
a
b
maximum
závislosti
Obr. 4.12: Ochlazovací účinnost klidné /a/ a cirkulující /b/ vody α=α(T) posouvá k nižším
v závislosti na teplotě /vzorek Ag ∅ 20 mm/
teplotám, ale jeho úroveň
se příliš nemění a také se
stabilizuje parní polštář, takže rychlost ochlazování ve 2. údobí, které překrývá teplotní interval
perlitické přeměny, prudce klesá.
S rostoucí teplotou vody tedy klesá hloubka prokalení bez odpovídajícího snížení vnitřních
pnutí a nebezpečí deformací a vzniku trhlin. Zvyšováním teploty vody se nelze přiblížit průběhu
ochlazování v oleji; průběh ochlazování ve vodě je málo závislý na kalící teplotě.
Intenzitu ochlazování ve vodě zvýšíme buď její
cirkulací /4.12b/ nebo přísadami, které snižují stabilitu
parního polštáře a zvyšují teplotu varu ochlazovacího
prostředí. Jsou to především louhy (NaOH) a soli
(NaCl+KNO3). K přednostem kalení ve vodných roztocích
louhů (5 až 15 %) patří vysoká rychlost ochlazování
v oblasti perlitické přeměny, snížená rychlost ochlazování
pod teplotou 200 0C (oproti vodě), malá citlivost
k oteplení, čistý povrch zbavený okují. Páry louhových
roztoků je však třeba odsávat a počítat s postupnou
degradací ochlazovacích účinků vázáním CO2 ze vzduchu.
Vodné roztoky solí mají obdobné ochlazovací účinky,
které jsou maximální asi při 10 až 15 % přísady, pak
intenzita ochlazování opět klesá, takže je možné přiblížit
se intenzitě ochlazování v oleji /obr. 4.13/.
Obr. 4.13:
Ochlazovací účinnost
vodných roztoků NaCl /vzorek Ag
∅ 20 mm/
Intenzitu ochlazování vody lze snížit glycerinem,
vodním sklem, mýdlem, emulzí oleje ve vodě. Tyto
přísady však, podobně jako zvýšení teploty vody,
neovlivňují příznivě průběh ochlazování. Voda je laciné a
47
stálé ochlazovací prostředí, jehož vlastnosti mohou být znehodnoceny znejistěním (mastnotami,
mýdlem, jílem).
Moderním ochlazovacím prostředím jsou vodné roztoky polymerů, jejichž ochlazovací
účinek leží mezi vodou a olejem a které mají velmi příznivý průběh ochlazování /obr. 4.9/
s plochým maximem ochlazovací rychlosti při středních teplotách. Vhodnými polymerními aditivy
jsou polyvinylalkohol (PVA), polyalkylenglykol (PAG), z nových polyethyloxazolin (PEOx) aj. Tato
aditiva zvyšují viskozitu roztoku a na povrchu výrobku vytvářejí stabilní vrstvu omezující přenos
tepla, čímž brání vzniku parního polštáře. Ochlazovací účinek těchto roztoků lze řídit v širokém
rozmezí volbou jejich koncentrace, teploty a rychlosti proudění. Tyto roztoky nejsou hořlavé,
neznečisťují výrobky, jejich výpary méně obtěžují než kouř z olejů; jsou však nákladnější než oleje
a vyžadují častější kontrolu kvality. Jejich současná světová spotřeba činí asi 15 % finančních
prostředků vydaných na trhu za ochlazovací prostředí.
Oleje. Přes mnoho nedostatků (nebezpečí vzplanutí, vyšší cenu, malou stálost a nižší
ochlazovací účinnost) jsou oleje jako kalící prostředí velmi rozšířeny. Ve srovnání se stojatou vodou
při 20 0C ochlazují oleje v oblasti perlitické přeměny sice asi poloviční rychlostí /tab. 4.IV, obr. 4.9/,
ale v oblasti martenzitické přeměny je jejich ochlazovací rychlost řádově menší, což je velmi
příznivé. Podobně jako u vody je ochlazovací účinek olejů založen na jejich odpařování, a proto
musí být zaručen relativní pohyb prostředí vzhledem k výrobku, nejlépe nucenou cirkulací oleje
(ovlivnění intenzity ochlazování cirkulací však není tak významné jako u vody, cirkulace je však
nutná z hlediska možnosti místního přehřátí, degradace olejů event. vzplanutí lázně). Ochlazovací
účinek oleje závisí na jeho chemickém složení, viskozitě a teplotě vzplanutí. Zvýšení teploty oleje
jednak prodlužuje období stability parního a plynného polštáře (700 až 450 0C), jednak snižuje
viskozitu oleje, což usnadňuje jeho cirkulaci a odvod bublin plynů.
U olejů s malou viskozitou (do 100 mm2.s-1 při 50 0C) a nízkou teplotou vzplanutí (do
150 C) převládá první jev a ochlazovací účinek se zhoršuje. Pracovní teplota těchto olejů (např.
OD-8 podle ČSN 65 6660) je do 60 0C. Oleje s malou viskozitou se střední teplotou vzplanutí
(kolem 200 0C), jakými jsou např. OL-J4 až J6 podle ČSN 65 6610, mají pracovní teplotu mezi 50
až 80 0C. Nejkvalitnější oleje s velkou viskozitou a vysokou teplotou vzplanutí (nad 240 0C), např.
kompresorový olej OT-K-18 podle ČSN 65 6650, nebo válcový olej OV-B31 podle ČSN 65 6655,
mají pracovní teploty 120 až 200 0C a používají se pro termální nebo lomené kalení velkých
výrobků.
0
Podle původu se oleje dělí na minerální a rostlinné. Minerální oleje jsou chemicky stálejší,
i když i tyto oleje postupně oxidují a vlhnou; musí se proto čistit, převařovat a regenerovat.
Rostlinné oleje mají příznivější průběh ochlazování, ale rychleji ztrácejí svůj ochlazovací účinek a
při styku
s alkalickým prostředím rychle zmýdelnatí. Změna vlastností olejů je uskutečňována
také jejich oxidací, ta je podporována katalytickými účinky některých kovů (např. Cu) nebo
promíchávání lázní vzduchem. Při kalení do oleje může dojít k jeho vzplanutí zejména tehdy, není-li
množství oleje dostatečné (15 kg oleje na 1 kg.h-1 oceli) nebo když výrobek nebyl do lázně zcela
ponořen. Oheň se hasí zamezením přístupu vzduchu (uzavřením nádrže víkem), zintenzivněním
nucené cirkulace oleje nebo hasicím přístrojem s CO2.
48
5.0 TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ OCELÍ A LITIN
K významným změnám struktury a vlastností ocelí a litin dochází v důsledku fázových
přeměn v matrici, jejichž příčinou je polymorfie těchto slitin železa. Průběh fázových přeměn, a
tedy i vlastnosti nově vzniklých fází, závisejí ve slitině daného chemického složení především na
rychlosti ohřevu a na rychlosti ochlazování, ale také na teplotě a době prodlevy v izotermické etapě
zpracování.
5. Austenitizace
Austenitizace je základním úkonem při všech pochodech překrystalizačního tepelného
zpracování. Za rovnovážných podmínek probíhá přeměna sekundární ferito-cementitické struktury
na austenit u podeutektoidních ocelí v rozmezí
teplot Ac1 až Ac3, u nadeutektoidních ocelí
v rozmezí teplot Ac1 až Acm. U všech ocelí začíná
pochod přeměnou perlitu v austenit a pokračuje
při růstu teploty nad Ac1 postupným rozpouštěním
feritu (podeutektoidní oceli) nebo cementitu (oceli
nadeutektoidní) v austenitu. Přeměna má difúzní
charakter a probíhá tvorbou zárodků austenitu a
jejich růstem.
Vznik zárodků se předpokládá heterogenní
nukleací ve feritu na rozhraní ferit-cementit, kde
jsou příznivé podmínky koncentrační fluktuace i
konfigurační fluktuace. Množství tvořících se
zárodků závisí na podmínkách ohřevu (teplota,
rychlost), na struktuře a složení oceli.
Obr. 5.1: Schéma tvorby a homogenizace
austenitu
Rychlost přemisťování mezifázové hranice při růstu jedné fáze na úkor druhé je nepřímo
úměrná rozdílu koncentrací na této hranici, neboť o tento rozdíl se musí změnit koncentrace přísady
ve vytvořeném objemu druhé fáze. Vzhledem
k tomu, že koncentrační rozdíl na rozhraní
austenit-ferit je přibližně o jeden řád menší než na
rozhraní austenit-cementit, roste zrno austenitu
mnohem rychleji směrem do feritu než do
cementitu. V důsledku toho zůstávají v okamžiku
ukončení austenitizace, tj. při vymizení
perlitického feritu, vždy ještě neúplně rozpuštěné
částice perlitického cementitu. V dalším průběhu
přeměny dochází k jejich rozpuštění a
k vyrovnání obsahu uhlíku, tj. k homogenizaci
austenitu. Model austenitizace zrnitého perlitu je
na obr. 5.1.
Obr. 5.2: Závislost rychlosti nukleace JN a
Celková rychlost austenitizace závisí na
rychlosti růstu JG na teplotě austenitizace
rychlosti nukleace J a na rychlosti růstu J /obr.
N
49
G
5.2/. Protože JN roste s teplotou rychleji než JG, bude v okamžiku ukončení přeměny velikost zrna
austenitu tím menší, čím vyšší bude austenitizační teplota. Od tohoto okamžiku však pokračuje růst
austenitického zrna, který bude tím rychlejší, čím je vyšší teplota.
Z průběhu izotermické i anizotermické
austenitizace za různých teplot je možno odvodit
kinetický diagram. Tento diagram udává vztah
mezi teplotou austenitizace a dobou, která je
potřebná pro uskutečnění jednotlivých etap.
Obr. 5.3: Diagram anizotermické austenitizace
nízkolegované oceli typu 3Cr1Mo /výchozí
struktura: 2-globulární perlit, 4-sorbit, 6martenzit;
austenit:
homogenní
A h,
nehomogenní An/
Rychlost austenitizace je i strukturně
závislá a roste se zvyšující se disperzitou
výchozí ferito-perlitické struktury. Velká
celková délka mezifázového rozhraní feritcementit umožňuje zvýšení rychlosti nukleace.
Rychlost růstu zárodků je rovněž v jemnější
struktuře větší, neboť se zkracují vzdálenosti,
které musí překonat hranice mezi novou a
výchozí fází /obr. 5.3/.
Rychlost austenitizace, a to především
rychlost homogenizace austenitu, závisí i na
druhu a chemickém složení oceli. V uhlíkových
ocelích je tato rychlost vždy vyšší než v ocelích
legovaných, v nichž jsou přísadové prvky nerovnoměrně rozděleny mezi ferit a cementit (karbidy)
výchozí struktury. Odstranění této chemické heterogenity je obtížné, neboť rychlost difúze většiny
legujících prvků je o několik řádů nižší než rychlost difúze uhlíku při téže teplotě.
Z hlediska jemnosti výsledné struktury vzniklé transformací přechlazeného austenitu a tím
i jejích vlastností, je při austenitizaci důležitým činitelem výsledná velikost austenitického zrna. Při
zvyšování teploty po dokončené austenitizaci dochází k hrubnutí zrn austenitu, což je přirozený jev,
vyplývající ze snahy soustavy o snížení celkové volné entalpie zmenšením souhrnné délky hranic
zrn a tím povrchové složky volné entalpie. Rychlost růstu austenitického zrna není u všech ocelí
stejná. U tzv. hrubozrnných ocelí dochází k hrubnutí
zrna okamžitě po ukončení austenitizace a to
v celém rozsahu zvyšující se teploty. Naopak tzv.
jemnozrnné oceli zachovávají počáteční austenitické
zrno bez podstatné změny velikosti až do tzv.
prahové teploty. Nad teplotním prahem se oba typy
ocelí chovají podstatně stejně a často je v této oblasti
rychlost růstu austenitického zrna jemnozrnných
ocelí větší než ocelí hrubozrnných, takže mohou mít
při těchto teplotách jemnozrnné oceli větší
austenitické zrno /obr. 5.4/. „Jemnozrnnost“ ocelí
spočívá v legování stopovými přísadami (Al, Ti, V,
Zr, Nb), tyto prvky tvoří velmi stabilní karbidy, Obr. 5.4: Schéma růstu zrna austenitu
nitridy a oxidy, které jsou v podobě jemných částic eutektoidní oceli: 1-hrubozrnné, 2vyloučeny na hranicích austenitických zrn a jemnozrnné /velikost zrna: Dp-perlitu, DAaustenitu/
mechanicky brání jejich pohybu.
Přehřátím nazýváme nežádoucí důsledky při ohřevu na vysokou teplotu nebo dlouhou dobu.
Příčinou bývá označováno rozpouštění sulfidů ev. nitridů a jejich následná precipitace na hranicích
50
austenitických zrn během ochlazování. Výsledkem jsou pak strukturní vady, nízká vrubová
houževnatost. Na ostatní hodnoty není vliv podstatný.
Teplota počátku přehřátí závisí na chemickém složení (především obsahu S a Mn, vliv
metalurgie oceli). U ocelí komerční čistoty (obsah S = 0,03 %) jsou teploty přehřátí nižší o cca 100
až 150 0C pod teplotou spálení (1350 – 1450 0C) v poměrně úzkém pásmu. U ocelí s vyšší čistotou
je rozdíl mezi přehřátím a spálením 400 – 450 0C (již od teploty 1150 0C). Vyšší obsah síry v tuhém
roztoku austenitu způsobuje nižší koncentrační spád a zhoršenou difuzivitu síry k hranicím zrn.
K přehřátí nedochází pod obsahem 0,002 %S. S obsahem síry nutno sledovat i obsah manganu
(vazba na MnS stabilnější, zabránění nízkotavitelné fáze FeS na hranicích).
Přehřátí je možno potlačit velmi pomalým nebo naopak velmi rychlým ochlazováním a
vhodnou kombinací přísadových prvků (síry a manganu). Přehřátou strukturu možno regenerovat obvykle normalizací (opakovaně první cyklus o 50-100 0C vyšší) ev. reaustenitizací pod teplotou
přehřátí.
Spálením oceli nazýváme stav, kdy dochází k nevratným změnám ve struktuře oceli tj.
natavením hranic zrn a výskytu oxidů po hranicích austenitických zrn.
5.2 Žíhání.
Žíháním nazýváme postup při tepelném zpracování, při kterém se výrobky ohřívají na
určitou teplotu a po výdrži následuje (zpravidla pomalé) ochlazování. Cílem je pak dosažení určité
úrovně rovnovážného stavu (stabilní struktury). Účel žíhání bývá různý a závisí nejen na druhu
oceli, ale i na předcházejících výrobních operacích jedná se např. o: odstranění nerovnoměrnosti
struktury a její zjemnění, vyrovnání rozdílů v chemickém složení (homogenizace), dosažení nízké
tvrdosti, snížení zbytkových pnutí, zotavení deformovaných zrn apod. Často se žíhání nepoužívá
jako konečné operace tepelného zpracování výrobku, ale jako tzv. mezižíhání, tj. operace zařazené
do technologického postupu z důvodů přípravy struktury (vlastností) pro operace následující.
Oblasti teplot základních způsobů
žíhání v rovnovážném diagramu Fe-Fe3C jsou
uvedeny na obr. 5.5. Obvykle žíhací procesy
rozdělujeme podle probíhajících přeměn na
dvě základní skupiny:
Obr. 5.5: Oblasti žíhacích teplot v rovnovážném
diagramu Fe-Fe3C /žíhání: a-ke snížení pnutí, brekrystalizační, c-na měkko, d-homogenizační, enormalizační/
51
•
žíhání bez překrystalizace
•
žíhání s překrystalizací
Protože se většinou jedná o pomalé
ochlazování ev. nízké přechlazení mají
významný vliv proeutektoidní a perlitická
přeměna. Při malém přechlazení austenitu
začíná jeho přeměna v podeutektoidní oceli
vylučováním feritu, v nadeutektoidní oceli
vylučováním
sekundárního
cementitu.
Společným znakem tvorby obou těchto
proeutektoidních fází jsou obecně platné
zákonitosti nukleace a růstu i morfologie obou
fází.
Z morfologického hlediska existují tři základní útvary proeutektoidních fází: alotriomorfní
částice, Widmannstättenovy desky a idiomorfní částice. Vznik různých útvarů proeutektoidních fází
závisí především na obsahu uhlíku i na přítomnosti jiných prvků v oceli, na velikosti austenitického
zrna, na teplotě přeměny, jakož i na čistotě oceli. Na obr. 5.6 jsou znázorněny oblasti výskytu
různých útvarů proeutektoidních fází v části diagramu Fe-Fe3C. Některé z těchto útvarů
proeutektoidních fází významně zvyšují křehkost a proto se snažíme jejich vzniku zabránit.
Alotriomorfní částice nukleují na hranicích
austenitických zrn a rostou přednostně podél nich,
takže postupně vytvářejí více či méně souvislé
síťoví. Mezi těmito částicemi a zrnem austenitu
existují společné krystalografické orientace (např.
/111/γ. /100/α). Existuje výrazná nepřímoúměrná
závislost mezi rychlostí nukleace a teplotou přeměny
i obsahem uhlíku v austenitu.
Obr. 5.6: Část doplněného rovnovážného
diagramu Fe-Fe3C /Fs, Cs – oblast vzniku
síťoví feritu, popř. cementitu; Fw, Cw –
oblast
vzniku
Widmannstättenovy
morfologie; Fz – oblast vzniku rovnoosých
zrn feritu/
K popisu růstu alotriomorfních částic feritu
je třeba určit dvě rychlosti růstu: rychlost
prodlužování /JG/L částic podél hranic austenitických
zrn a rychlost růstu /JG/B ve směru kolmém k hranici
austenitu. Rychlost podélného růstu /JG/L je
podstatně vyšší, nezávisí na čase (pokud se rostoucí
částice feritu nesetkají) a zvětšuje se s rostoucím
přechlazením. Závisí také na vzájemné orientaci zrn
austenitu, vzrůstá s disorientací zrn (dislokační
charakter hranice). Rychlost růstu /JG/L je menší
v důsledku rozdílné rozpustnosti uhlíku a je řízena
objemovou difúzí uhlíku v austenitu.
Widmannstättenovy částice proeutektoidních
fází vznikají při velkém přesycení tuhého roztoku příslušnou složkou. Widmannstättenovy desky
feritu se nejčastěji vyskytují u ocelí s nízkým obsahem uhlíku a s hrubým austenitickým zrnem, a to
při určité příznivé velikosti přechlazení. Obdobné je vylučování Widmannstättenových desek
cementitu i když je méně běžné. Nukleace Widmannstättenových částic probíhá vždy heterogenně a
to jednak na hranicích zrn austenitu (primární desky), jednak na dříve vzniklých alotriomorfních
částicích (sekundární desky). Rychlost růstu Widmannstättenových desek např. feritu nezávisí jen
na koncentraci uhlíku na mezifázovém rozhraní ferit-austenit, nýbrž také na poloměru zakřivení
čela desky feritu. Tvorba Widmannstättenovy desky se vyznačuje vznikem reliéfu (jako u
martenzitu a bainitu), z toho lze soudit, že na růstu se podílí skluzový mechanismus.
V binární soustavě Fe-Fe3C se po ochlazení pod kritickou teplotu A1 rozpadá austenit
o eutektoidní koncentraci v perlit,což je eutektoidní směs feritu a cementitu, ve které mají obě fáze
obvykle lamelární tvar. Perlitická přeměna probíhá tvorbou zárodků a jejich růstem. Zárodky
prvních kolonií perlitu vznikají na hranicích zrn austenitu, později mohou vznikat i na hranici
perlitických kolonií. Soubor kolonií tvoří noduli perlitu. Orientace mřížek obou fází perlitu je
v jedné kolonii stejná.
Jedním ze základních problémů perlitické přeměny je otázka vedoucí fáze. Dnes se obecně
připouští, že nukleaci perlitu může zahájit jak cementit, tak ferit. Pravděpodobnost nukleace
cementitu nebo feritu jako vedoucí fáze přeměny je tím větší, čím více je přechlazený austenit
obohacen jednou z nových fází. Prodloužením křivek GS (Ac3) a ES (Acm) pod eutektoidálou
vznikne oblast metastabilní rovnováhy austenitu, feritu a cementitu. Tyto křivky zároveň
představují nulovou pravděpodobnost nukleace feritu resp. cementitu /obr. 5.6/.
52
Důležitou charakteristikou produktu perlitické přeměny je mezilamelární vzdálenost perlitu,
tj. tloušťka dvojice lamel feritu a cementitu. a isotermických podmínek vzniká z homogenního
austenitu perlit o konstantní mezilamelární vzdálenosti, která se s rostoucím přechlazením
zmenšuje.
Kinetické parametry perlitické přeměny jsou charakterizovány rychlostí nukleace nodulí
perlitu JN a rychlostí růstu těchto nodulí JG. Obě tyto veličiny se s poklesem teploty přeměny až po
jistou mez zvětšují, avšak při větším podchlazení se zmenšují. Tato skutečnost spolu s příslušnou
délkou inkubační doby dává kinetickým diagramům IRA a ARA v oblasti perlitické transformace
typický tvar křivky C.
Rychlost nukleace perlitických nodulí je veličinou silně strukturně závislou. Vzhledem
k tomu, že jde o heterogenní nukleaci iniciovanou hranicemi zrn austenitu, bude vyšší u jemnějšího
zrna. Podobně působí i vměstky přítomné v původním austenitu. Rychlost růstu perlitických nodulí
je naopak strukturně málo citlivá, zejména ve vztahu k velikosti zrn a chemické homogenitě
austenitu.

žíhání bez překrystalizace
Jedná se o žíhání, při kterých obvykle teplota žíhání nepřesáhne teplotu Ac1. V ocelích se
hlavně mění rozpustnost uhlíku a dusíku, rozpadají nerovnovážné fáze ev. dochází k odpevňovacím
pochodům.
Žíhání ke stabilizaci rozměrů.
Účelem tohoto zpracování je dosažení co největší stability rozměrů, zejména kalibrů a
měřidel. Změnám rozměrů přesných měřidel i změnám magnetických vlastností permanentních
magnetů zabraňujeme úmyslným dlouhodobým popouštěním martenzitu a snahou o dokonalý
rozpad zbytkového austenitu. Vlastní zpracování /u nízkolegovaných ocelí) sestává z ohřevu na
teplotu obvykle 120 0C, z výdrže na této teplotě po dobu cca 200 h a následujícího ochlazení.
U ocelí s vyšším obsahem legujících prvků se používá teplot až 160 0C a doby výdrže až 500 h. Do
této skupiny tepelného zpracování možno zařadit i stabilizaci valivých ložisek, kde po kalení se
zmrazováním se zařazuje dlouhodobé popouštění na teplotu 170 až 200 0C.
Umělé stárnutí ocelí.
Účelem tohoto žíhání je urychlit proces precipitace dusíku a uhlíku z přesyceného tuhého
roztoku alfa. Má význam pouze u nízkouhlíkových ocelí (do
0.2 % C), při vyšším obsahu uhlíku jsou změny vlastností
způsobené
precipitací
překryté
přítomností
perlitu.
K precipitaci dusíku dochází nejintenzivněji při teplotách
150 0C, k precipitaci uhlíku při teplotách 250 0C. Parametry
žíhání se nejlépe získají ze zkoušek umělého stárnutí
zpracovávaného materiálu.
Žíhání na snížení zbytkových pnutí.
Obr. 5.7: Poměrné snížení
zbytkových pnutí v závislosti na
teplotě a době žíhání
Účelem tohoto zpracování je snížení zbytkových pnutí
vzniklých při předchozích operacích (např. při tuhnutí,
tepelném zpracování, mechanickém opracování nebo
svařování ap.), bez záměrné změny struktury a bez
podstatných změn původních mechanických vlastností. Vlastní
postup sestává z pomalého ohřevu (100 až 200 0C.h-1) na
žíhací teplotu, z výdrže na teplotě (obvykle 1 až 2 h, po
53
dokonalém vyrovnání teploty v průřezu) a z dalšího pomalého ochlazování (30 až 50 0C.h-1) do
teploty 200 až 250 0C. Základní význam má volba teploty žíhání, která se pohybuje
u konstrukčních ocelí obvykle v rozmezí 450 až 650 0C. Dolní hranice je dána poklesem meze kluzu
nezbytným pro snížení pnutí plastickou deformací, horní hranice by měla být o 20 až 30 0C nižší
než teplota popouštění u zušlechtěných ocelí a o tutéž hodnotu vyšší než případná provozní teplota
součásti. Nízkolegované svařitelné oceli se zvýšenou mezí kluzu, u kterých dochází při ohřevu
k precipitačnímu zpevnění, se žíhají při teplotách 530 až 580 0C. U vysokolegovaných ocelí (např.
rychlořezné oceli) před konečným tepelným zpracováním jsou žíhací teploty vyšší a mohou
dosahovat až 780 0C. Naopak žíhání ke snížení pnutí u povrchově kalených součástí se provádí
pouze při teplotách 150 až 200 0C. V tomto případě je důležitější zachování tvrdosti zakalené vrstvy
než velké snížení vnitřních pnutí. Doba a teplota žíhání závisí na požadovaném stupni snížení
zbytkových pnutí /obr . 5.7/.
Žíhání rekrystalizační.
Účelem rekrystalizačního
žíhání je obnovení tvárných
vlastností oceli po tváření za
studena. Tedy (dle ČSN 42 004)
odstranění protažených zrn a
zpevnění způsobeného tvářením za
studena za současného vzniku
nových feritických zrn, bez znaků
deformace a obnovení schopnosti
plastické deformace oceli. Vlastní
postup se skládá z ohřevu na
teplotu nejméně rekrystalizační
Obr. 5.8: Diagram rekrystalizace měkké oceli /obsah: 0,08 (obvykle 550 až 700 0C), z krátké
%C, 0,13 %Mn, 0,02 %Si/
výdrže (cca 1 h) a následujícího
ochlazování. Výše teploty závisí na
stupni deformace /obr. 5.8/, nesmí však překročit teplotu Ac1, nastala by překrystalizace. Má-li se
dosáhnout zjemnění struktury po nižším stupni protváření je nutno použít nižší žíhací teploty.
Výhodnější (hlavně při nerovnoměrné deformaci - nebezpečí místního zhrubnutí zrna) je zvolit
normalizační žíhání (ev. patentování), které bezpečně zaručí výsledný jemnozrnný stav v celém
výrobku. U nepolymorfních feritických ocelí je rekrystalizační teplota cca 800 0C, u austenitických
ocelí se obvykle volí teplota rozpouštěcího žíhání. Naopak zhrubnutí zrna, které se požaduje např.
u ocelí pro transformátorové plechy, lze dosáhnout žíháním na vyšší teploty po nižším /kritickém/
stupni tváření za studena (5 až 12 %).
Žíhání na měkko.
Účelem tohoto žíhání je zpravidla převedení lamelárního perlitu na globulární. U oceli
s obsahem uhlíku nad 0.4 %, u eutektoidních a nadeutektoidních ocelí dochází ke snížení tvrdosti a
tím zlepšení následné obrobitelnosti za studena. Rovněž je snahou dosáhnout větší homogenizace
struktury vhodné pro následující kalení. Vlastní postup žíhání na měkko sestává z ohřevu na teplotu
těsně pod rozmezí přeměny nebo uvnitř tohoto rozmezí, výdrž na této teplotě, popř. kolísání kolem
jmenovité teploty a další řízené ochlazování obvykle v peci nebo ochranném obalu.
Nejjednodušší žíhání na měkko se provádí u podeutektoidních nízkolegovaných ocelí a to
ohřevem na teplotu těsně pod Ac1 s několikahodinovou výdrží na této teplotě /obr. 5.9a/. U ocelí
s vyšším obsahem prvků, které snižují difúzní rychlost uhlíku ve feritu nebo stabilizujících
cementit, je potřebné prodloužit dobu žíhání až na desítky hodin. Je-li výchozí strukturou bainit
nebo martenzit, vylučují se a shlukují se karbidy poměrně rychle. Je-li výchozí strukturou lamelární
54
perlit, probíhá sbalování
lamel pomalu a to tím
pomaleji,
čím
jsou
lamely hrubší. Z hrubého
lamelárního perlitu se při
tomto způsobu (stejně
jako při příliš dlouhé
výdrži) vytvoří hrubý
globulární
perlit.
Karbidické síťoví, tj.
nadeutektoidní karbidy
vyloučené na hranicích
austenitických zrn, se
tímto žíháním neodstraní.
Obr. 5.9: Schéma postupů žíhání na měkko
U nadeutektoidních
ocelí, výše legovaných, rychlořezných a chromových ocelí se urychluje vytváření globulárního
perlitu žíháním při teplotách nad Ac1 s následujícím plynulým ochlazováním /obr. 5.9b/. Je- li ve
výchozí struktuře lamelární perlit, je tento způsob žíhání jedině možný k získání jemného
globulárního perlitu. Žíhací teplota nesmí být příliš vysoká, aby nedošlo k úplnému rozpuštění
cementitu (homogenizaci austenitu), aby v oceli bylo co nejvíce zárodků, z nichž se při ochlazování
vylučují jemné a stejnoměrně rozložené karbidy. Čím má ocel vyšší obsah uhlíku (event. je více
legována) tím déle se karbidy rozpouštějí a tím bývá žíhací teplota vyšší ( např. pro ocel s 0.9 % C
je žíhací teplota 730 0C, pro 1.2 % C asi 750 0C). K vytvoření globulí cementitu dochází při
následujícím pomalém ochlazování (rychlost 10 až 15 0C.h-1). Čím pomalejší je ochlazování přes
kritické teploty, tím hrubší jsou karbidy a nižší tvrdost. Naopak při vyšší rychlosti ochlazování
může vzniknout lamelární perlit. Pomalé ochlazování je nutné nejen do teploty 600 až 650 0C, ale
i níže pro zabránění vzniku tepelných zbytkových pnutí. Průběh žíhání lze poněkud urychlit
kolísáním žíhací teploty kolem bodu A1 /obr. 5.9c, d/. Pásmo žíhacích teplot a ochlazovacích
rychlostí je velmi úzké a proto žíhání naměkko velkých vsázek v komorových pecích není ideální.
I při malé rychlosti ohřevu dochází k nerovnoměrnému ohřevu vsázky, tím k různé homogenizaci
austenitu a různé rychlosti ochlazování, což má vliv na konečnou "sferoidizaci" cementitu. Zároveň
při těchto podmínkách nelze, ze stejných důvodů, urychlovat průběh žíhání kolísáním teploty,
protože změny teploty se projeví pouze na povrchu vsázky. Výhodnější je použití pecí průběžných,
kde je možno dosáhnout nejen rovnoměrnějšího rozložení teploty, ale i požadovaných změn (vyšší
teplota ev. podchlazení) a prodlev.
Změny vlastností žíhaných slitin závisí na stupni sferoidizace (poměr množství
sferoidizovaného cementitu k celkovému množství cementitu). Pokles tvrdosti v závislosti na čase
při izotermickém žíhání pod teplotou Ac1 lze vyjádřit vztahem odvozeným z rozborů koagulačních
1
fc
K
=
0
,
3
.
3
procesů v mikrostruktuře:
HVα
1
HV = HVα .K 1 .t
K2
HVα - tvrdost feritické matrice, fc - objemový podíl cementitu, pro střední velikost (poloměr) částic
1
dle Lifšice-Slyozova-Wagnera platí r = K .t 3 , K2 zahrnuje vliv žíhací teploty - vhodná velikost
2
2r = 3 µm
Sferoidizace karbidů se může nepříznivě projevit při austenitizaci zpomalením jejich
rozpouštění (kap. 5.1). Proto je třeba volit kompromis mezi zlepšením obrobitelnosti a zakalitelností
i prokalitelností, tj. volit nižší stupeň sferoidizace.
55
Rozpouštěcí (austenitizační) žíhání.
Účelem tohoto zpracování je dosažení strukturní homogenizace ocelí a odstranění vlivů
předchozího zpracování. Výší teploty a rychlostí ochlazování je tento způsob netypický vůči
předchozím.
Vlastní postup se skládá z ohřevu na vhodnou teplotu, dostatečné výdrži na této teplotě
k rozpuštění fází uložených v základní hmotě a dalšího ochlazování vhodnou rychlostí, aby se
zabránilo jejich vyloučení. Rozpouštěcím žíháním se rozpouštějí karbidy, nitridy, karbonitridy aj.
minoritní fáze v austenitu, nedochází tedy k překrystalizaci matrice. Používá se především
u austenitických (nepolymorfních) korozivzdorných a žáropevných ocelí, ale také
u mikrolegovaných nebo nízkolegovaných ocelí pro TMZ i u vysokolegovaných nástrojových ocelí.
Převedením legujících prvků do austenitu (přesycený tuhý roztok) se jednak zvýší homogenita
oceli, jednak se zvýší precipitační potenciál. Vhodnou rychlostí ochlazování se potom buď řídí
precipitační zpevnění (při řízeném válcování) nebo se precipitace potlačí s cílem zvýšit odolnost
proti mezikrystalové korozi či s cílem ji odložit do stadia popouštění. Volba teploty rozpouštěcího
žíhání závisí především na druhu a obsahu prvků tvořících precipitáty. Podobně i doba výdrže závisí
na obsahu prvků tvořících precipitáty a jejich rovnovážné rozpustnosti, ale také na velikosti částic
minoritních fází a na difuzivitě příslušného legujícího prvku. Podle Aarona a Kotlera platí:
cp − cr
r02
t=
.
2.( cm − cr ) D
cm, cp, cr - koncentrace /% hmot./ legujícího prvku v matrici, v precipitátu a na rozhraní matrice a
precipitátu, r0 - počáteční poloměr částic precipitátu, D - difuzivita
U austenitických korozivzdorných ocelí při pomalém ochlazování z tvářecích teplot se
vylučují karbidy po hranicích austenitických zrn. Stejné vylučování nastává při ohřevu na tzv.
kritické teploty 400 až 900 0C. Rozpouštěcí žíhání těchto ocelí se provádí při teplotách 1050 až
1150 0C. Doba výdrže mimo uvedených parametrů závisí i na velikosti výrobků. Ochlazení se
provádí ve vodě, pouze tenké výrobky se ochlazují na vzduchu.
Stabilizační žíhání.
Účelem stabilizačního žíhání je také docílení zlepšení odolnosti proti mezikrystalové korozi.
Vlastní zpracování spočívá v ohřevu na teplotu do oblasti maximálního vylučování stabilních
karbidů Ti, Nb ap. (cca 800 až 850 0C), výdrži na této teplotě a v ochlazení na vzduchu. Úmyslným
vyloučením karbidů v některých austenitických ocelích při vyšších teplotách zabraňujeme jejich
vylučování na hranicích zrn během dlouhodobého setrvání na pracovní teplotě.

žíhání s překrystalizací
Normalizační žíhání.
Účelem normalizačního žíhání je především dosažení jemnozrnné a rovnoměrné struktury
tvořené obvykle směsí feritu a perlitu.
Vlastní postup normalizačního žíhání se skládá z co nejrychlejšího ohřevu na teplotu 30 až
50 0C nad Ac3 resp. Acm, krátkého vyrovnání teploty v celém průřezu a dalšího ochlazování obvykle
na klidném vzduchu (cca 100 až 200 0C.h-1). Nejčastější použití normalizačního žíhání je u odlitků a
výkovků, též menších svařenců (u velkých nebezpečí deformace vlastní vahou) a u výlisků za
studena. Výsledná struktura ocelí po normalizačním žíhání není jednoznačně definovaná, závisí na
chemickém složení oceli i na velikosti žíhaného výrobku.
56
Z důvodů zhrubnutí austenitického zrna, zvětšování opalu a oduhličení, nesmí být teplota
austenitizace a doba prodlevy vysoké. Zpravidla se normalizují oceli podeutektoidní. Oceli s vyšším
obsahem uhlíku nebo legujících prvků při ochlazování na vzduchu vytvářejí struktury smíšené,
popř. i čistě bainitické nebo martenzitické. Oceli nadeutektoidní se zpravidla normalizačně nežíhají.
Pokud se má normalizací odstranit karbidické síťoví na hranicích austenitických zrn, způsobené
pomalým ochlazováním z tvářecích teplot, je vhodná normalizační teplota asi 30 0C nad Acm a pak
rychlé ochlazení až na teplotu pod 700 0C. Další ochlazování musí být pomalé. Pro zjemnění zrna
u těchto ocelí se provádí ohřev jen nad teplotu Ac1 s následujícím ochlazováním na vzduchu.
Normalizační žíhání se nepoužívá jen ke zjemnění a zrovnoměrnění struktury, jako přípravy
pro další tepelné zpracování ev. možnost dalšího tváření, ale i jako konečné operace tepelného
zpracování méně namáhaných strojních součástí. Aby se odstranilo vnitřní pnutí, snížila pevnost a
zlepšily plastické vlastnosti, výrobek se po normalizaci ještě žíhá při teplotách 500 až 600 0C.
Významné je normalizační žíhání ocelových odlitků, kde hrubé a nestejnoměrné zrno,
vzniklé při pomalém ochlazování z teploty odlévání, se po normalizačním žíhání zjemní a zlepší se i
plastické vlastnosti oceli.
Žíhání základní.
Účelem základního žíhání je zlepšit obrobitelnost a tvařitelnost ocelí, snížit tvrdost a
zbytková pnutí. Vlastní postup základního (úplného) žíhání se skládá z ohřevu na teplotu 30 až
50 0C nad teplotou Ac3 resp. Acm, následuje výdrž na této teplotě a pomalé ochlazování v peci
(rychlost menší jak 50 0C.h-1). Tímto způsobem žíhání se zpracovávají nejen výšeuhlíkové a
legované konstrukční oceli (z hlediska např. obrobitelnosti), ale i velké nebo tvarově složité
výrobky pro zabránění výskytu velkých vnitřních pnutí.
Izotermické žíhání.
Účelem tohoto žíhání je zlepšení obrobitelnosti i získání definovaných mechanických
vlastností. U některých ocelí se používá jako náhrada jiných druhů žíhání např. základního,
naměkko atp.
Vlastní postup se skládá z austenitizace
(podeutektoidní oceli 30 až 50 0C nad Ac3,
nadeutektoidní nad Ac1), zrychleného ochlazování na
teplotu pod Ac1 (teplotu perlitické přeměny), z výdrže
po dobu potřebnou k izotermické přeměně austenitu a
popř. ke sferoidizaci vzniklého perlitického cementitu a
dalšího libovolného ochlazování /obr. 5.10/.
Izotermické žíhání je novějším a univerzálnějším
způsobem žíhání, jež má především zkrátit žíhací dobu.
Mechanické vlastnosti (tvrdost) žíhané oceli
jsou dány výší teploty izotermické přeměny. Na této
výši závisí i doba potřebná k ukončení izotermické
přeměny austenitu (čím vyšší teplota, tím delší doba).
Izotermického žíhání lze použít i k žíhání naměkko.
Obr.
5.10:
Schéma
průběhu Teplota austenitizace se volí nižší, zpravidla nad Ac1.
Při tomto způsobu žíhání vzniká při správné teplotě
izotermického žíhání
rozpadu struktura tvořená jemnými karbidy. Další
setrvání na teplotě i po ukončení přeměny způsobuje zhrubnutí karbidů. Příkladem může být žíhání
ložiskových ocelí (14109, 14209). Klasické žíhání naměkko pod teplotou Ac1 vyžaduje dobu
prodlevy až 15 h. Obdobné vlastnosti možno získat izotermickým žíháním z teploty nad Ac1 a
výdrží cca 40 minut.
57
Nevýhodou izotermického žíhání je to, že lze použít pouze u výrobků malých průřezů,
u nichž je možná rychlá změna teploty. Pro jednotlivé kusy lze použít dvou pecí, resp. dvou solných
lázní. Při velkých vsázkách však i při přesazování z jedné pece do druhé rychlost ochlazování
neodpovídá izotermickému žíhání. Pro sériovou výrobu jsou optimální průběžné agregáty, kde před
pásmo izotermického rozpadu je vestavěno pásmo ochlazovací.
Homogenizační (difúzní) žíhání.
Účelem homogenizačního žíhání je vyrovnat co nejvíce nestejnoměrnost chemického
složení ocelí difúzí.
Pásmová heterogenita (likvace) závisí na tvaru litého či tvářeného polotovaru a týká se
především nečistot a plynů. Mezidendritická heterogenita (segregace) závisí na morfologii dendritů,
která ovlivňuje rozložení legujících a doprovodných prvků. U tvářených polotovarů jsou jak
dendrity, tak i oblasti likvace přednostně prodlouženy v určitém směru, čímž vzniká řádkovitá
struktura. Ta je charakterizována roztečí mezi řádky a koncentračním profilem ve směru kolmém
k řádkům, přičemž rozteč mezi řádky klesá s rostoucím stupněm protváření. Homogenizační žíhání
jako samostatná operace je ohřev na teplotu značně vyšší než jsou teploty Ac3 resp. Acm (zaručení
dostatečné difuzivity), tedy mezi teplotami 1000 až 1200 0C, dostatečně dlouhá výdrž na této teplotě
(6 až 15 h) a pomalé ochlazování z této teploty dle tvaru odlitků. Při volbě podmínek
homogenizačního žíhání je třeba tedy uvažovat difuzivitu segregujícího prvku a přípustný stupeň
segregace (jedná se o zmenšení neb odstranění mezidendritické heterogenity ne pásmové).
V důsledku dlouhé výdrže na vysoké teplotě dochází k vyrovnání chemického složení a
zrovnoměrnění struktury (zlepšení makrostruktury oceli), ale současně k vyšší oxidaci i oduhličení
povrchu a k silnému růstu austenitického zrna (zhrubnutí struktury - zhoršení mikrostruktury).
Homogenizační žíhání je nákladnou operací, proto je velmi vhodné spojení s ohřevem ke tváření,
kdy se prodlouží prodleva na válcovací nebo kovací teplotě. K zjemnění zrna austenitu může dojít
rekrystalizací v přestávkách mezi navazujícími tvářecími operacemi. U netvářených výrobků se
zjemnění zrna dociluje dalšími operacemi např. normalizací (kombinované žíhání).
Homogenizační žíhání je ponejvíce využíváno u velkých odlitků nebo výkovků
z legovaných ocelí.
Žíhání pro zhrubnutí zrna.
Účelem tohoto žíhání je zvětšení austenitického zrna. Vlastní postup se skládá
z austenitizace na teplotách značně vyšších než Ac3 (950 až 1000 0C) a dalšího ochlazování obvykle
v peci. Toto zpracování se používá ve zvláštních případech, jako u ocelových plechů pro
elektrotechniku, u oceli k cementování apod. U transformátorových nebo dynamových plechů
zvětšení hrubosti zrna má příznivé účinky na ztráty magnetickou hysterezí. Oceli s nízkým obsahem
uhlíku jsou špatně obrobitelné, protože jsou příliš měkké. Při obrábění vzniká dlouhá tříska a
povrch je nejakostní. U hrubozrnné struktury je obrobitelnost lepší.
5.3 Kalení
Účelem kalení je zvýšení tvrdosti oceli vytvořením částečně nebo zcela nerovnovážné
struktury. Kalením nazýváme postup tepelného zpracování, při kterém se součást ohřeje na
austenitizační teplotu (zpravidla u podeutektoidních ocelí 30 až 50 0C nad Ac3, u nadeutektoidních
ocelí nad Ac1, u ocelí s vysoce stabilními karbidy na teploty podstatně vyšší), po výdrži na této
teplotě následuje ochlazení větší rychlostí než kritickou. Základní strukturou kalených ocelí je tedy
struktura martenzitická nebo bainitická.
58
Martenzitická přeměna probíhá při výrazném přechlazení austenitu za nízkých teplot, kdy už
není možná difúze nejen substitučních prvků, ale ani difúze uhlíku. Charakter procesu je podobný
plastické deformaci a proto bývá nazýván střihovou přeměnou. Produktem této bezdifúzní přeměny,
která probíhá v intervalu teplot Ms a Mf, je martenzit, nerovnovážný metastabilní tuhý roztok uhlíku
v železe α, který je silně přesycen.
Martenzit je typickou strukturní součástkou zakalené oceli, krystalizuje v tetragonální
prostorově centrované soustavě. Parametry mřížky a její tetragonalita závisí na obsahu uhlíku. Při
koncentraci nižší jak 0,2 %C segreguje velká většina atomů uhlíku na dislokacích nebo na
strukturních hranicích jehlic martenzitu, jehož tetragonalita je obtížně měřitelná. Při vyšších
obsazích jsou atomy uhlíku umístěny v intersticiálních oktaedrických polohách prostorově
centrované mřížky α.
Střední rovina desek martenzitu je označována jako řídící (habitová) rovina. Kurdjumov a
Sachs definovali krystalografický vztah mezi austenitem a martenzitem ve tvaru /111/γ /110/α [110]γ [111]α. Při tomto vztahu zůstává teoreticky beze změny plošná úhlopříčka v mříži γ a
tělesná úhlopříčka v mřížce α. Ve skutečnosti však existuje mezi rovinami určitý rozdíl, který se
pohybuje v závislosti na obsahu uhlíku okolo 2 %.
Mechanismus vzniku martenzitu záleží v homogenní deformaci, kterou se vytvoří
přetvořený objem (krystal) martenzitu. Odporem, který klade okolí transformovaného objemu jsou
vyvolány napětí, které vedou k druhé nehomogenní deformaci, která se uskutečňuje jen v mřížce
martenzitu. Tyto jevy jsou spojeny s vytvořením povrchového reliéfu. Nehomogenní (dodatečná)
deformace se děje skluzem nebo dvojčatěním, čímž se vytváří vnitřní struktura (substruktura)
martenzitu. Podle ní je možno rozlišit dva druhy martenzitu. Dislokační martenzit jehlicovité
(laťkovité) morfologie je bez vnitřních dvojčat a je tvořen hustou spletí dislokací (pevný a
houževnatější). Dvojčatový (deskovitý) martenzit je tvořen deskami, které jsou rozděleny vnitřními
dvojčaty (pevnější a méně houževnatý). Faktory rozhodující o vnikajícím martenzitu nejsou zcela
objasněny. Jehlicovitý martenzit vzniká u nízkouhlíkových ocelí a u ocelí bohatě legovaných
substitučními prvky, deskovitý u uhlíkových a slitinových ocelí se středním a vyšším obsahem
uhlíku. /obr. 5.11/ Vzhledem k uvažované
substruktuře martenzitu nelze přehlédnout
příspěvek zpevnění vyvolaný vysokou
hustotou mřížkových poruch.
Podle současných znalostí se také
martenzitická přeměna uskutečňuje nukleací a
růstem. Jednu z nejvýznamnějších představ
nukleace zárodků martenzitu formulovali
Cohen aj. Předpokládali, že vhodným
uspořádáním dislokací vznikají oblasti, které
se svou energií přibližují energii martenzitu.
V okolí dislokačního rozhraní se hromadí
intersticiály, jejichž přítomnost blokuje pohyb
dislokací. Tím možno vysvětlit existenci
velké energetické bariéry mezi austenitickým
a martenzitickým stavem.
Obr. 5.11: Vliv obsahu uhlíku na teploty Ms a Mf,
na množství jehlicovitého (Mj) a deskového (Md)
martenzitu a na množství zbytkového austenitu
(Az) po ochlazení na pokojovou teplotu
59
Růst martenzitu se uskutečňuje
pohybem semikoherentního rozhraní austenitmartenzit, který je energeticky náročný a
může se uskutečnit teprve při dostatečně
velkém přechlazení. Semikoherentní rozhraní
je však velmi pohyblivé a rychlost růstu martenzitu může dosahovat velkých hodnot (rychlost
zvuku). Ukazuje se, že délka desek je omezena překážkami, které kladou významný odpor dislokací
(hranice zrn, hranice vytvořených desek martenzitu, precipitáty ap.).
Celková rychlost tvorby martenzitu závisí tedy především na rychlosti nukleace. Tato je
podstatně závislá na teplotě přeměny. Po rychlém ochlazení na teplotu mezi Ms a Mf transformuje
austenit velkou rychlostí v martenzit a při dalším snižování teploty již nepokračuje růst
martenzitických útvarů, přeměna pokračuje tvorbou
nových útvarů martenzitu a rozsah transformace je
tedy v podstatě jen funkcí teploty (atermická
povaha).
Obr. 5.12: Martenzitická křivka oceli /Ms,
Mf-teplota začátku a konce atermické
martenzitické
přeměny,
Az-množství
zbytkového austenitu/
S klesající teplotou se podíl martenzitu
zvětšuje, nikdy však nedosáhne 100 %, neboť ve
výsledné struktuře je zachováno určité množství
zbytkového austenitu /obr. 5.12/. Při prodlevě ležící
v oblasti teplot Ms a Mf martenzitická přeměna téměř
okamžitě ustává a po ukončení prodlevy
nepokračuje ihned s dalším ochlazováním, nýbrž až
po určitém poklesu teploty (stabilizace austenitu).
Tím se zbývající část transformační křivky posouvá
k nižším teplotám a tím i k vyšším podílům
zbytkového austenitu. Příčinou stabilizace austenitu
může být jednak relaxace pnutí v krystalové mřížce,
jednak zablokování dislokací intersticiálami na
mezifázovém rozhraní austenit-martenzit.
V teplotním intervalu mezi perlitickou a martenzitickou přeměnou, tj. při středně velkém
přechlazení, dochází k bainitické transformaci přechlazeného austenitu. Teplotní oblast bainitické
přeměny se u uhlíkových ocelí překrývá s oblastí perlitickou, u slitinových ocelí legovaných
karbidotvornými prvky jsou obě oblasti odděleny teplotním pásmem stabilnějšího austenitu.
Bainitická přeměna má některé typické znaky perlitické přeměny, jinými znaky se podobá
přeměně martenzitické. S perlitickou přeměnou se shoduje tím, že začíná až po určité inkubační
periodě, jejím produktem je směs feritu a karbidů a tvorba bainitu se může uskutečňovat jak
izotermicky, tak anizotermicky. Naproti tomu podobně jako přeměna martenzitická, tak i bainitická
přeměna vyžaduje značný stupeň přechlazení austenitu, aktivační energie růstu je poměrně malá a
na povrchu je růst desek bainitu doprovázen vznikem reliéfu. Celkově lze říci, že bainitická
přeměna je kombinace martenzitické přeměny a difúzní redistribuce uhlíku mezi feritem a
austenitem. K difúzi přísadových substitučních prvků a samodifúzi železa nedochází. Následkem
difúze uhlíku je růst bainitu pomalejší než růst martenzitu.
Bainit vzniká v širokém rozmezí teplot a koncentrací uhlíku a z hlediska mikrostruktury je
definován jako nerovnovážná nelamelární směs feritu a karbidů. Bainitický ferit má
Widmannstättenovu morfologii. Za aktivní zárodek se převážně považuje ferit. Mechanismus
tvorby bainitu a jeho morfologie se výrazně mění s teplotou přeměny a s chemickým složením
austenitu. Obvykle se rozlišují dva základní druhy - bainit horní a dolní /obr. 5.13/.
a)
b)
Obr. 5.13: Schéma tvorby bainitu ve středně uhlíkové oceli: a) vznik horního bainitu, b) vznik
spodního bainitu /α-bainitický ferit, γ-austenit, K-karbid ε, popř. cementit/
60
Při vzniku horního bainitu precipitují částice cementitu na mezifázové hranici ferit-austenit,
kde dochází ke vzrůstu obsahu uhlíku v důsledku jeho rozdílné rozpustnosti v obou fázích. Ferit
vzniká střihovým mechanismem tak, jak postupuje difúze uhlíku do austenitu. Nukleací dalších
útvarů cementitu na posouvající se hranici ferit-austenit dochází k opakování tohoto děje a tím
k růstu bainitického útvaru. Strukturu horního bainitu tvoří tedy svazky hrubších jehlic (latěk)
bainitického feritu s podélně uspořádanými částicemi cementitu, které jsou vyloučeny hlavně na
povrchu jehlic.
Při vzniku dolního bainitu se především vytvoří martenzitickým mechanismem z austenitu
feritická deska o stejném obsahu uhlíku, jaký má matečná fáze. V přesyceném feritu nukleují a
rostou karbidy přednostně podle dvojčatových hranic. K rostoucím karbidům difunduje uhlík
feritem z austenitu, kde jeho obsah klesá a tím se zvyšuje teplota Ms, což umožňuje další střihovou
transformaci na přesycený ferit. Karbidické částice mají tvar drobných destiček a jsou zákonitě
orientovány k mřížce feritu. Na začátku přeměny vzniká na rovinách rovnoběžných s osou feritické
částice metastabilní ε karbid. Tento může zůstat zachován nebo může být nahrazen cementitem,
jehož částice se vylučují na rovinách svírajících s podélnou osou bainitického feritu úhel 60 0.
Zárodky bainitu rostou přednostně čelně podle řídící roviny a jejich boční růst je pomalejší.
Ukazuje se, že řídícím dějem růstu bainitu a celé kinetiky bainitické přeměny je difúze uhlíku.
U horního bainitu má rozhodující úlohu difúze uhlíku v austenitu, u dolního bainitu je rozhodující
difúze uhlíku do bainitického feritu.
Na rozdíl od perlitické přeměny a podobně jako martenzitická přeměna, může se i bainitická
přeměna zastavit za přítomnosti velkého podílu nepřeměněného austenitu. Závislost rozsahu, do
kterého přeměna probíhá prakticky měřitelnou rychlostí a teploty přeměny vyjadřuje tzv. bainitická
křivka. Z této křivky lze stanovit teploty začátku (Bs) a konce (Bf) bainitické přeměny. Rozpad
austenitu se v bainitické oblasti zpomaluje, když předchází částečná přeměna při vyšších teplotách
v této oblasti a může se zmenšit i celkové množství přeměněného austenitu. Možnost stabilizace
austenitu ukazuje na podobnost martenzitické přeměny.
Mechanické vlastnosti bainitických struktur ovlivňuje
zejména velikost desek (jehlic) bainitického feritu, disperze
karbidických částic, hustota dislokací v bainitickém feritu a
přesycenost jeho intersticiálními atomy uhlíku. Při poklesu
teploty se zmenšuje tloušťka částic bainitického feritu, vzrůstá
hustota dislokací i koncentrace uhlíku v tuhém roztoku a
zjemňuje se disperze karbidů - pevnost a tvrdost bainitu vzrůstá.
Nedosahuje však tvrdosti martenzitické struktury, houževnatost
je výrazně vyšší.
Na výsledné vlastnosti po kalení má vliv kalící
(austenitizační) teplota /obr. 5.14/. Velké podkročení kalící
teploty u podeutektoidních ocelí se ve výsledné struktuře
projeví výskytem feritu v martenzitu a tím snížením tvrdosti.
Menší podkročení kalící teploty nebo příliš krátká doba výdrže
Obr. 5.14:
Pásmo kalících na správné kalící teplotě má za následek nedostatečnou
homogenizaci austenitu, tím zvýšení kritické ochlazovací
teplot v diagramu Fe-Fe3C
rychlosti a ve struktuře se může vyskytnout troostit, který
rovněž způsobí snížení tvrdosti. Překročení správné kalící teploty nebo příliš dlouhá doba výdrže na
kalící teplotě se projeví růstem austenitického zrna a po ochlazení křehčím hrubým martenzitem.
Kromě toho má překročení kalící teploty za následek zvýšení množství zbytkového austenitu a tím i
pokles tvrdosti, který může být zpočátku překryt větší tvrdostí hrubě jehlicovitého martenzitu.
U nadeutektoidních ocelí je správnou kalící teplotou a dobou výdrže na této teplotě určeno i správné
61
množství nadeutektoidních karbidů, které musí zůstat nerozpuštěny a ve výsledné struktuře po
kalení zvyšují tvrdost a odolnost proti otěru. Jejich rovnoměrné rozložení, velikost a tvar jsou dány
již výchozí strukturou před kalením. Proto musí být nadeutektoidní oceli před kalením správně
vyžíhány.
V praxi tepelného zpracování se
setkáváme s různými postupy kalení. Volba
vhodného způsobu závisí zejména na
požadovaných
vlastnostech
kaleného
výrobku, jeho velikosti i tvaru a druhu
použité oceli.
Kalení základní (nepřetržité)
Základní kalení je nejjednodušší a
nejčastější způsob kalení. Po ohřevu na
správnou kalící teplotu následuje ihned
plynulé (nepřetržité) ochlazení až na teplotu
ochlazovacího prostředí (nejméně pod Ms).
Obr. 5.15: Kalení základní /teplota středu (s), Na obr. 5.15 je znázorněno ochlazování do
povrchu (p)/
vody, do oleje a na vzduchu v diagramu
ARA. Svislé přímky znázorňují rozdíl teploty na povrchu a ve středu kaleného předmětu na začátku
a konci martenzitické přeměny. Z diagramu je jasné, proč při kalení do oleje nebo na vzduchu je
menší nebezpečí vzniku trhlin a deformací než při kalení do vody.
Kalení lomené (přetržité)
Účelem tohoto ochlazování je zmenšení ochlazovací rychlosti v průběhu přeměny austenitmartenzit a tím zmenšování tepelných a strukturních pnutí. Lomené kalení spočívá v přetržitém
ochlazování v oblasti teplot nad Ms z prostředí s větší ochlazovací rychlostí do prostředí s menší
ochlazovací rychlostí. Tak může být kalený předmět ochlazován ve vodě a v oleji, nebo v oleji a na
vzduchu. Zmenšení rozdílu teplot na povrchu a ve středu kaleného předmětu je znázorněno na obr.
5.16.
Obr. 5.16: Kalení přerušované a hysterézní /teplota
středu (s), povrchu (p)/
Tohoto způsobu kalení se často
používá u některých výrobků složitých
tvarů, které vyžadují rychlé ochlazení a při
úplném ochlazení ve vodě nebo v oleji
praskají. Také se používá při kalení velkých
nástrojů, kde je nutné, se zřetelem
k rozměrům, zvýšit ochlazovací rychlost
v intervalu martenzitické přeměny, ale
martenzitická přeměna musí proběhnout při
ochlazování pomalém. Nevýhodou tohoto
způsobu kalení je obtížné měření teploty
dosažené v prvém ochlazovacím prostředí
(před přenesením do prostředí druhého) obyčejně se řídíme dobou ochlazování
v prvém ochlazovacím prostředí.
Kalení hysterézní
Účelem tohoto způsobu kalení je také snížení zbytkových pnutí. Použití vyšší austenitizační
teploty způsobuje větší homogenizaci austenitu a zhrubnutí austenitického zrna, teda snížení
kritické ochlazovací rychlosti a zvýšení prokalitelnosti. Vyšší austenitizační teplota však znamená
62
i větší rozdíl teploty mezi počátkem a koncem ochlazování. Při hysterézním kalení se předmět
ohřátý na vyšší austenitizační teplotu zvolna ochladí těsně nad polohu bodu Ar3 (resp. Ar1 u ocelí
nadeutektoidních) a teprve potom se kalený předmět ochladí ve vodě nebo v oleji /obr. 5.16/. Tento
způsob kalení je méně používaný, vyžaduje dvě ohřívací pece, event. solné lázně. Ochlazování na
vzduchu, kterého se často používá, nedává tak dobré výsledky.
Kalení termální
Účelem tohoto kalení je oddělení
tepelných a strukturních pnutí a tím
zmenšení jejich společného účinku. Vlastní
postup
termálního
kalení
spočívá
v martenzitickém kalení s ochlazovací
rychlostí větší než kritickou v teplé lázni na
teplotu nad Ms, výdrž do vyrovnání teploty
pokud možno v celém průřezu kaleného
předmětu, aniž by nastala přeměna na bainit
a dochlazení na teplotu místnosti (obvykle
na klidném vzduchu). /obr. 5.17/
Termální
kalení
se
provádí
Obr. 5.17: Kalení termální (a) a izotermické především u slabších dílců, aby čas, který je
k dispozici, stačil na vyrovnání teploty.
bainitické kalení (b) /teplota středu (s), povrchu (p)/
Tento čas závisí i na vhodném tvaru
diagramu IRA, tedy se zpravidla termálního kalení používá u ocelí s vyšším obsahem slitinových
prvků. Dodržení teploty lázně těsně nad Ms nemusí být přesné, protože se vytvoří jen malé
množství martenzitu. S výhodou se pro tento způsob kalení využívá solných lázní pro jejich
vysokou ochlazovací účinnost.
Izotermické bainitické kalení
Účelem izotermického kalení je získat požadované mechanické hodnoty přímo po kalení,
bez následujícího popouštění. Proti stejné oceli kalené a popouštěné má izotermicky kalená ocel
vyšší vrubovou houževnatost a mez únavy, Rovněž zbytková pnutí a nebezpečí vzniku trhlin je při
tomto způsobu tepelného zpracování minimální.
Vlastní izotermické bainitické kalení sestává z austenitizace na kalící teplotě, z ochlazování
rychlostí vyšší než kritickou do oblasti teplot přeměny austenitu na bainit, z izotermické výdrže na
příslušné teplotě do ukončení přeměny austenitu a z ochlazení na teplotu okolí, obvykle na
vzduchu. Dle teploty izotermické výdrže rozeznáváme dva typy tohoto způsobu tepelného
zpracování:
•
izotermické zušlechťování - austempering - izotermická výdrž je v oblasti přeměny austenitu na
horní bainit, zakalená ocel se zpravidla nepopouští
•
izotermické kalení (kalení do teplé lázně) - marquenching - izotermická výdrž je v oblasti teplot
těsně nad Ms, zakalená ocel se obvykle popouští
Ochlazení na teplotu rozpadu musí být rychlé. aby nenastala perlitická přeměna. Dosažení
větších rychlostí je při malém tepelném rozdílu mezi kalící teplotou a teplotou izotermického
rozpadu možné jen u tenkostěnných výrobků. Používané solné lázně (vysoká ochlazovací
schopnost) musí být dosti velké a opatřeny intenzivním vířením.
Do této skupiny tepelného zpracování patří i patentování prováděné ještě před objevením
podstaty izotermického rozpadu austenitu. Účelem patentování je dosáhnout vhodné struktury a
mechanických vlastností před tažením ocelového drátu za studena. Požadovanou strukturou je
63
bainit. Obvykle se používá zvláštního průběžného zařízení. Ohřev na austenitizační teplotu je
odporový, ochlazení a výdrž na teplotě rozpadu austenitu (400 až 550 0C) se provádí hlavně
v olovnatých lázních, méně často v lázních solných. Obvykle je toto zařízení zařazeno přímo do
linky drátotahu.
Kalení se zmrazováním
Účelem tohoto kalení je zmenšení množství zbytkového austenitu a tím i zvýšení tvrdosti a
zlepšení rozměrové stability. Je důležité pro oceli, které mají teplotu Mf nižší než 0 0C. Zmrazování
má proběhnout v nejkratší době po martenzitickém kalení, aby se zbytkový austenit nestabilizoval.
Jako ochlazovacích médií se obvykle používá směs lihu a tuhého oxidu uhličitého (suchý led
-80 C) nebo tekutého dusíku (-196 0C). Přímé ochlazení kaleného předmětu z austenitizační teploty
ve zmrazovací lázni je spojeno se vznikem značných zbytkových pnutí a jimi vyvolaných deformací
ev. výskytem trhlin. Kromě toho mají tyto zmrazovací lázně malou ochlazovací schopnost při
vyšších teplotách, způsobenou vytvořením parního polštáře okolo kaleného předmětu. Také vysoká
spotřeba mrazících prostředků je jedním z důvodů, proč se tohoto způsobu nepoužívá. Přeruší-li se
ochlazování mezi Ms a Mf, zastaví se martenzitická přeměna, která pak pokračuje až po ochlazení
na teploty podstatně nižší než byla teplota přerušení. Proto zpravidla provádíme ochlazování
způsobem plynulého zmrazování v intervalu teplot martenzitické přeměny. Kalený předmět se tedy
z austenitizační teploty ochladí na teplotu bodu Ms a po vyrovnání teplot středu a povrchu se z této
teploty přímo zmrazuje. Vznik značného vnitřního pnutí vlivem přeměny zbytkového austenitu
však vyžaduje, po vyjmutí z lázně, popuštění, byť jen na nízkou teplotu.
0
5.4 Popouštění
Popouštění je ohřev kaleného předmětu na určenou teplotu pod A1, výdrž na této teplotě
k vytvoření struktur bližších k rovnovážnému stavu u oceli s martenzitickou nebo bainitickou
strukturou a další ochlazení na teplotu okolí způsobem vhodným pro danou ocel. Fázové přeměny,
ke kterým dochází, se týkají nejen základních fází (martenzitu a zbytkového austenitu), ale
i minoritních fází (karbidů, karbonitridů aj.), které buď již existují v zakaleném stavu nebo vznikají
během popouštění. Při pouštění kalené oceli (nerovnovážná struktura martenzitu + zbytkového
austenitu) se obvykle rozlišují čtyři stadia popouštění, i když teplotní hranice mezi nimi nelze
jednoznačně vymezit (jednotlivé pochody se mohou navzájem překrývat):
•
první stadium popouštění (do cca 200 0C) spočívá v rozpadu uhlíkem silně přesyceného tuhého
roztoku α´ - tetragonálního martenzitu na nerovnovážný karbid ε (Fe2,4C) (s těsně uspořádanou
šesterečnou mřížkou) a nízkouhlíkový martenzit (cca 0.25 %C). Tento produkt vznikající
v I. stadiu popouštění bývá označován jako popuštěný (kubický) martenzit. Vznik kubického
martenzitu je doprovázen mírným snížením vnitřních pnutí.
•
ve druhém stadiu popouštění (cca 200 až 300 0C) probíhá rozpad zbytkového austenitu ve
strukturu bainitického typu. Mechanismus přeměny lze považovat za stejný jako při rozpadu
austenitu za stejných teplot po přímém ochlazení z oblasti stabilního austenitu. Ze změn
vlastností je nejvýznamnější zvětšení měrného objemu oceli.
•
ve třetím stadiu popouštění (nad cca 250 0C) vzniká rovnovážný tuhý roztok α - ferit. Za nižších
teplot mají částice cementitu tyčinkovou morfologii,, při vyšších teplotách (cca 400 0C) se
tyčinkové karbidy rozpouštějí a vznikají kulovitá zrnka cementitu. Přeměna nízkouhlíkového
martenzitu ve ferit je charakterizována postupným snižováním obsahu uhlíku v tuhém roztoku a
změnou substruktury spojenou s pochody zotavování. Přeměny ve třetím stadiu popouštění jsou
doprovázeny výraznou změnou vlastností oceli, snižuje se tvrdost, zvětšuje se tvárnost a
64
houževnatost, klesá zbytkové pnutí a zmenšuje se měrný objem. Výsledek pochodů je feritickocementitická struktura nazývaná sorbit.
•
jako čtvrté stadium popouštění (cca nad 500 0C) bývá označováno postupné hrubnutí částic
cementitu, rekrystalizace a hrubnutí feritického zrna. Pevnostní vlastnosti dále klesají, zvětšuje
se houževnatost a plasticita oceli. Struktura, která se získá za nižších popouštěcích teplot
v tomto rozmezí, je sorbit, za největších teplot (pod A1) zrnitý perlit. U legovaných ocelí
zahrnuje čtvrté stadium popouštění buď jen obohacování cementitu karbidotvornými prvky,
nebo i vznik nových karbidů s odlišnou mřížkou, než má cementit, tj. speciálních karbidů M7C3,
/Cr,Fe/23C6, Mo2C, VC apod. Precipitace těchto karbidů je podmíněna difúzí legovacího prvku,
kterým je karbid tvořen. Převážná většina reakcí při popouštění uhlíkových a nízkolegovaných
ocelí je doprovázena snižováním tvrdosti oceli. U některých ocelí s karbidotvornými přísadami
dochází však popouštění za teploty cca 500 0C ke zvýšení tvrdosti, jež souvisí s precipitací
jemných částic speciálních karbidů a označuje se jako sekundární tvrdost.
Celkové schéma popouštění např. pro chromové oceli je znázorněno níže.
(T< Ac1)
1
3
4a
5
martenzit tetr. --> martenzit kub.+ε --> martenzit kub.+M3C --> ferit+M7C3 --> ferit+M23C6
2
4b
austenit zbytkový ------> bainit dolní -----------------------U středně a vysocelegovaných ocelí snižuje chrom
termodynamickou aktivitu uhlíku natolik, že přeměny 1 a 3
jsou silně zbržděny, což se projeví příznivě pomalým
změkčováním v závislosti na teplotě a době popouštění.
Precipitace M7C3 vede pak k tzv. druhé tvrdosti /obr. 5.18/.
Stupeň uskutečnění přeměn dle uvedeného schématu závisí
na chemickém složení oceli a je určen příslušným
izotermickým řezem mnohosložkového rovnovážného
diagramu.
Obr. 5.18: Vliv teploty a doby
popouštění chromových ocelí na
jejich tvrdost
Změny struktury a z nich vyplývající změny
mechanických vlastností závisí především na výši popouštěcí
teploty. Doba popouštění má již méně výrazný vliv.
Hollomon a Jaffe dospěli teoretickou úvahou, založenou na
základě difúzní povahy dějů probíhajících při popouštění, že
ekvivalenci teploty a doby popouštění možno vyjádřit tzv.
P = T( C + log t )
popouštěcím parametrem:
T - absolutní teplota /0K/, t - doba popouštění /s/, C - konstanta, jejíž hodnota závisí především na
obsahu uhlíku a výchozí struktuře popouštěné oceli (obvykle 12 až 20).
Dosažení stejné hodnoty tvrdosti po popouštění různými parametry může ovlivňovat další
vlastnosti. Krátkodobé popouštění na vyšší teploty (tzv. impulzní popouštění) zvyšuje houževnatost
výrobku vůči dlouhodobému popouštění při nižších teplotách. Zvýšení houževnatosti je připisováno
zmenšení vlivu popouštěcí křehkosti a jemnějšímu vyloučení karbidických částic. I když tento
způsob přináší ekonomický efekt vyžaduje však zvýšenou technologickou disciplinu.
Podle výše popouštěcí teploty a účelu se popouštění rozděluje na dvě skupiny:
65
•
popouštění při nízkých teplotách - účelem tohoto popouštění je snížení vnitřních pnutí po
kalení, zmenšení podílu zbytkového austenitu, zlepšení houževnatosti, popř. stabilizace
rozměrů. Jedná se o popouštění s ohřevem na teplotu asi do 350 0C, s výjimkou některých
vysocelegovaných ocelí. Dříve se používalo pojmu napouštění ev. popouštění nástrojových
ocelí.
•
popouštění při vysokých teplotách - účelem tohoto popouštění je získání struktur s příznivějšími
mechanickými vlastnostmi, zejména s vysokou houževnatostí při vysoké mezi kluzu a mezi
únavy. Sem patří i popouštění ocelí na sekundární tvrdost. Dříve se používalo pojmu popouštění
event. popouštění konstrukčních ocelí. Pro celkové zpracování, tj. martenzitické ev. bainitické
kalení po němž následuje popouštění při vysokých teplotách, se používá názvu zušlechťování.
Při zvyšování popouštěcí teploty tedy obecně klesá tvrdost, pevnost, mez kluzu a zvyšuje se
plasticita a houževnatost. U uhlíkových, nízko a středně legovaných ocelí mají tyto změny
vlastností (s výjimkou houževnatosti) v závislosti na teplotě monotónní průběh /obr. 5.19/. Naproti
tomu u vysokolegovaných ocelí, u nichž se výrazně projeví precipitační zpevnění (druhá tvrdost),
jsou tyto závislosti složitější a přistupuje i vliv teploty austenitizace / obr. 5.20/. V tomto případě se
obvykle kombinuje nízká teplota austenitizace s popouštěním při nízké teplotě a naopak.
Obr. 5.19: Vliv teploty popouštění na mechanické
vlastnosti zušlechtěných ocelí 12040, 15240 a 16440
Obr. 5.20: Vliv teploty popouštění a
teploty austenitizace na tvrdost oceli
19436
Houževnatost zušlechtěných ocelí s rostoucím stupněm popouštění se obecně (u ocelí, které
nejsou náchylné k popouštěcí křehkosti) zvětšuje (křivka 1 obr. 5.21). U některých ocelí náchylných
k popouštěcí křehkosti (např. Cr-Mn, Cr-Ni) se tato závislost odchyluje (křivka 2 až 4). Dle oblasti
výskytu popouštěcí křehkosti rozlišujeme:
•
nízkoteplotní popouštěcí křehkost
•
vysokoteplotní popouštěcí křehkost
Příčinou nízkoteplotní popouštěcí křehkosti (v oblasti 250 až 400 0C, v intervalu T0 až T2 –
čára 2 obr. 5.21) je precipitace cementitu na povrchu útvarů martenzitu, ke kterým dochází při
rozpadu zbytkového austenitu. Potlačení této složky popouštěcí křehkosti možno dosáhnout
zvýšením pevnosti hranic austenitických zrn (např. Al) nebo tepelně mechanickým zpracováním
(zvýšení pevnosti hranic austenitických zrn, snížení možnosti precipitace na těchto hranicích a
částečným vylučováním fáze uvnitř zrn). Zvýšením teploty popouštění se dá odstranit a při
opakovaném popouštění se neobjeví (dochází k nevratné sferoidizaci vyloučených cementitických
66
částic). Proto se tato nízkoteplotní popouštěcí křehkost také nazývá jako nevratná popouštěcí
křehkost (trvalá).
Vysokoteplotní popouštěcí křehkost (v oblasti okolo
550 C, v intervalu T1 až T3 – čára 3 obr. 5.21) souvisí se
segregací některých nečistot a stopových prvků (P, S, Sn, Sb,
Bi) na hranice původních austenitických zrn K této segregaci
přispívají některé legující prvky, které buď samy také
segregují (Ni) nebo se segregace neúčastní (Cr). Legující
prvky, které zvyšují termodynamickou aktivitu nečistoty ve
feritu, podporují její segregaci (např. interakce Ni-Sb).
Legující prvky, které působí opačně a tvoří s nečistotou
samostatné fáze, segregaci potlačují (např. Mn-S). Tento druh
zkřehnutí se vyvíjí buď přímo za popouštěcí teploty, tzn.
izotermicky, nebo při pomalém ochlazování z popouštěcí
Obr. 5.21: Schéma vlivu teploty teploty, tzn. anizotermicky. Anizotermická složka vzniká i za
popouštění
na
vrubovou teplot vyšších (nad teplotou T3), kdy už izotermická složka
nevzniká. Anizotermická složka je odstranitelná novým
houževnatost zušlechtěných ocelí
ohřevem a rychlým ochlazením z popouštěcí teploty
(zabránění difúze nečistot). Další ohřev a pomalé ochlazení zkřehnutí opět vyvolá. Proto také tento
druh popouštěcí křehkosti je označován jako křehkost vratná tzn. odstranitelná. Sklon oceli
k tomuto druhu zkřehnutí omezuje přísada molybdenu, slaběji působí i přísada wolframu.
0
Pro potlačení popouštěcí křehkosti lze doporučit:
•
vyhnout se teplotám, při kterých dochází k rychlému rozvoji izotermické složky křehkosti
•
volit zrychlené ochlazování po popouštění na vyšší teploty
•
použít ocel s minimálním obsahem nečistot nebo ocel legovanou molybdenem či wolframem
5.5 Povrchové kalení
Účelem povrchového kalení je
zvýšit tvrdost pouze povrchové vrstvy a
zachovat měkké a houževnaté jádro
kaleného výrobku. Rozdílných vlastností
se dosahuje rychlým ohřevem povrchu na
kalící teplotu a následujícím rychlým
ochlazením. Ohřívá-li se povrch kaleného
předmětu větší rychlostí než jakou se
přiváděné teplo odvádí směrem dovnitř
součásti, vzniká v jeho povrchové vrstvě
tepelný spád, který umožňuje dosáhnout
kalící teploty jen do určité hloubky pod
povrchem.
Obr. 5.22: Vliv rychlosti ohřevu na kalící teploty
Mechanismus fázových přeměn se
i při těchto vysokých rychlostech (až několik set C.s ) ohřevu zásadně nemění. Vznik austenitu,
rozpouštění zbytků perlitického cementitu a vyrovnání koncentrace uhlíku v austenitu jsou difúzní
děje. Proto při nepřetržitém ohřevu probíhá přeměna perlit-austenit v rozmezí teplot, které se
zvětšuje se vzrůstající rychlostí ohřevu. Vytvoření austenitu s vyhovující chemickou homogenitou
0
67
-1
vyžaduje v podmínkách rychlého plynulého ohřevu tedy podstatně vyšší kalící teploty (až o 200 0C)
/obr. 5.22/.
S rostoucí rychlostí ohřevu se také zvětšuje rychlost nukleace zárodků austenitu. Vzniklé
zrno austenitu je jemné a následkem krátké doby ohřevu nehrubne. Zakalením se získá jemnozrnná
martenzitická struktura. Její tvrdost je zpravidla vyšší než tvrdost dosažení při obvyklých způsobech
objemového kalení stejné oceli. Tento jev (v zahraničí označovaný jako superhardness) lze vysvětlit
nepřítomností zbytkového austenitu a značným pnutím v povrchové vrstvě.
Obr. 5.23: Průběh tvrdosti v povrchové
vrstvě po indukčním kalení /ocel 0,5 %C
zušlechtěná na: 1-1750 MPa, 2-1400
MPa, 3-1000 MPa/
Obzvlášť důležitá je při povrchovém kalení
výchozí struktura. Čím jemnější a rovnoměrněji
rozložené jsou karbidy ve struktuře, tím snáze se
rozpouštějí a austenit se lépe homogenizuje. Proto
nejvhodnější výchozí strukturou je sorbit a pak jemný
lamelární perlit. Z tohoto důvodu i vzhledem
k mechanickým hodnotám jádra je nejvhodnější
výrobky před povrchovým kalením zušlechťovat nebo
alespoň normalizačně žíhat. Zušlechťování na vysoké
pevnostní hodnoty však není vhodné, protože pod
tvrdou zakalenou vrstvou vzniká nepříznivá
mezivrstva, která snižuje mez únavy při cyklickém
namáhání /obr. 5.23/.
Kalící teplota (viz výše) musí být vzhledem
k velkým rychlostem ohřevu a krátké výdrži podstatně
vyšší než při ohřevu v peci. Jemné austenitické zrno
hrubne mnohem pomaleji a charakter přehřátí má
struktura až po dosažení vysokých, při obvyklém kalení nepoužitelných teplot. Nedostatečný ohřev
(nízká teplota austenitizace pro danou rychlost ohřevu) má za následek nedostatečnou
homogenizaci austenitu, což se projeví zvýšením kritické ochlazovací rychlosti a výskytem troostitu
v martenzitické struktuře kalené vrstvy. V praxi nízká tvrdost povrchové vrstvy bývá dávána za
vinu nedostatečnému přívodu chladící vody, místo zvýšení kalící teploty (zlepšení homogenizace
austenitu). Velký pokles kalící teploty má za následek neúplnou fázovou přeměnu (výskyt feritu ve
výsledné struktuře). Překročením kalící teploty
může dojít ke zhrubnutí zrna, výskytu
zbytkového austenitu a tím také k poklesu
tvrdosti. Při nejvyšších rychlostech ohřevu je
maximální kalící teplota omezená natavováním a
oxidací povrchu kaleného výrobku.
Obr. 5.24: Diagramy IRA oceli Ni-Cr-Mo po
indukčním ohřevu a ohřevu v peci
Od chemicko-tepelného zpracování se
povrchové kalení liší tím, že chemické složení
tvrdé povrchové vrstvy a houževnatého jádra je
stejné. Výrobky určené k povrchovému kalení se
proto vyrábějí z kalitelných ocelí s obsahem
uhlíku vyšším než 0.35 %. Nejvíce se osvědčily
uhlíkové oceli s obsahem 0.4 až 0.5 %C, u nichž
nehrozí nebezpečí popraskání a u nichž lze docílit
vysokou povrchovou tvrdost. Při vyšších
požadavcích na pevnostní vlastnosti a
houževnatost se používá středně legovaných
konstrukčních ocelí (CrV, CrMo, CrNi).
68
Legované oceli s vyšším obsahem slitinových prvků působí při povrchovém kalení značné obtíže a
některé se pro tento účel vůbec nehodí. Na obr. 5.24 je znázorněn diagram IRA
niklchrommolybdenové oceli po indukčním ohřevu a ohřevu v peci. Potřebné ochlazování vodní
sprchou způsobuje vznik prasklin v povrchově zakalené vrstvě. Jako ochlazovací médium pro
kalení uhlíkových a nízkolegovaných ocelí se používá voda, legované oceli se mohou kalit do oleje.
Požadovaná hloubka kalené vrstvy je obvykle vyšší než u chemicko-tepelného zpracování
(zpravidla 0.5 až 3 mm) a je dána velikostí součásti a účelem jejího použití. Jen ve zvláštních
případech se požaduje vrstva tenčí nebo tlustší. Důležitá však je stejnoměrnost tloušťky kalené
vrstvy a její pozvolný přechod do jádra.
Poněvadž se při povrchovém kalení ohřeje jen tenká vrstva, vznikne po zakalení podstatně
menší deformace než při objemovém kalení. Velikost těchto deformací závisí na tvaru a rozměrech
kalených výrobků, na velikosti zbytkových pnutí od předchozích výrobních operací, na poměrné
tloušťce zakalené vrstvy a na zvolené metodě povrchového kalení. Nejmenší deformace obdržíme u
symetrických předmětů při rovnoměrném kalení. U dlouhých předmětů při jednostranném kalení se
mohou objevit nepřípustné deformace. Ke snížení zbytkových pnutí v povrchově kaleném výrobku
se obvykle používá popouštění za nízkých teplot do 200 0C. K tomuto účelu se používají externí
zdroje ( např. olejové lázně), ale je možno využívat i vnitřního tepla kaleného výrobku.
Druhy povrchového kalení.
Podle způsobu přivádění ohřevu rozeznáváme tři základní druhy povrchového kalení:
Obr. 5.25: Jednorázové kalení za klidu
Obr. 5.26:
(přerušované)
Jednorázové
kalení
za
otáčení
Jednorázové kalení
je nejjednodušší metodou, při které je během ohřevu zdroj (hořák nebo induktor) i kalený
výrobek nehybný /obr. 5.25/, tzn., že místo, které se má zakalit se celé najednou ohřeje a po
dosažení kalící teploty celé zakalí. Tímto způsobem lze zpracovávat nejrůznější tvary vnějších
i vnitřních ploch, obvykle menších rozměrů. Předností tohoto způsobu je možnost automatizace,
možnost samopopouštění vnitřním zbytkovým teplem i možnost volby ochlazovací lázně (voda,
olej).
Přerušované (integrační) kalení
zdroj tepelné energie při integračním ohřevu zasahuje pouze část kalené plochy. Ohřevu celé
plochy se dosáhne vhodným pohybem výrobku nebo zdroje tepelné energie /obr. 5.26/. Teplota
69
povrchu tedy nestoupá rovnoměrně a závisí na rychlosti vzájemného pohybu zdroje a součásti. Po
dosažení kalící teploty na celém povrchu se výrobek ochlazuje způsoby obvyklými při
jednorázovém ohřevu (sprchou, ponorem do lázně). Tloušťky kalených vrstev tímto způsobem jsou
obvykle větší než při jednorázovém kalení (menší měrný výkon, delší doba ohřevu).
Postupné kalení
Předmět se postupně ohřívá na kalící teplotu a ohřátá vrstva se v plynulém sledu ochlazuje.
Existuje řada způsobů postupného kalení:
- postupné kalení přímočaré /obr. 5.27/, zdroj tepelné energie
(hořák nebo induktor) se pohybuje stálou rychlostí po délce
kalené plochy, tj. v přímce a za ním následuje ihned kalící
sprcha. Tímto způsobem lze kalit všechny přímé plochy, jak
rovinné, tak i tvarovaného profilu. Kratší plochy se kalí
obvykle ve svislé poloze (vhodnější chlazení). Ochlazování
se provádí nejčastěji vodní sprchou, přičemž optimální sklon
vodních paprsků ke kalené ploše je 450. Rychlost posuvu
bývá od 50 do 300 mm.min-1. Tloušťka zakalené vrstvy
závisí na tepelné kapacitě zdroje, na rychlosti jeho posuvu,
na jeho vzdálenosti od povrchu výrobku a na vzdálenosti
mezi zdrojem tepla a vodní sprchou.
- postupné kalení se švem /obr. 5.28a/ se používá pro kalení
válcových nebo tvarově nepravidelných uzavřených ploch
(vačky), které se kalí po celém obvodu. Od předcházejícího
způsobu se liší tím, že obvykle zdroj tepelné energie stojí a
otáčí se výrobek. Zakalení celé rotační plochy se provede při jedné otáčce. Nevýhodou postupu je,
že v místě styku vzniká měkký proužek buď nespojením počátku a konce kalené vrstvy nebo tím, že
se popustí vrstva již zakalená. Obvykle se nedokaluje, aby nevznikly "kalící" trhliny.
Obr. 5.27:
přímočaré
Postupné
kalení
- postupné kalení ve šroubovici
se používá pro kalení dlouhých
válcových
ploch
velkých
průměrů. Hořák (induktor) se
upíná většinou vodorovně ve
směru poloměru válce, aby se
na povrchu vodorovně upnutého
a otáčejícího výrobku, vytvářela
zakalená vrstva ve tvaru
šroubovice, jejíž stoupání je
šířkou hořáku nebo induktoru.
Mezi
jednotlivými
závity
šroubovice
vzniká
úzký,
nezakalený šev.
a)
b)
- postupné kalení za otáčení
/obr. 5.28b/ se používá pro Obr. 5.28: Postupné kalení se švem /a/ a za otáčení /b/
kalení rotačních ploch menších
průměrů. Omezení je dáno výkonem tepelného zdroje. Zdroj se pohybuje ve směru osy válcové
plochy, která se při kalení otáčí. Pro příznivější ochlazování i z hlediska deformací, je vhodnější
volit upínání mezi svislé hroty.
70
Hloubka kalené vrstvy při postupném
kalení se dá řídit jen v úzkých mezích rychlostí
posuvu a intenzitou ohřevu. Postupné kalení
dvěma (nebo více) hořáky /obr. 5.29/ umožňuje
ohřev mnohem tlustší vrstvy na kalící teplotu bez
nebezpečí, že se povrch přehřeje a se
stejnoměrnějším rozložením teploty. Na tepelný
spád lze působit nejen rychlostí posuvu, ale i
intenzitou a vzájemnou vzdáleností prvého a
druhého hořáku (induktoru). V intervalu mezi
prvým a druhým ohřevem teplota povrchu klesá
Obr. 5.29: Postupné kalení více hořáky
(vedením tepla dovnitř a sáláním ven), zatím co
v podpovrchových vrstvách se zvyšuje. Je-li interval příliš dlouhý, vyrovná se teplota do velké
hloubky, nebo v celém průřezu výrobku. Prvý hořák pak nahrazuje jen předehřev celé součásti,
který lze provést v peci. Má-li se dosáhnout zvláště tlustých kalených vrstev, může se použít
i většího počtu hořáků.
Podle zdroje a způsobů ohřevu povrchové vrstvy na kalící teplotu lze nejčastěji používané
způsoby rozdělit na povrchové kalení plamenem, indukční povrchové kalení a kalení v lázních
(ponorné)a kalení vysokoenergetickými zdroji.
Povrchové kalení plamenem
Zdrojem tepelné energie je plamen vhodného topného plynu s kyslíkem. Nejčastěji se
používá kyslíko-acetylenového plamene, který má vysokou rychlost hoření a tím i vysoký příkon
tepelné energie. Směsi svítiplynu, propanu a zemního plynu s kyslíkem mají rychlost hoření menší a
tím i menší výkon. Tvar a typ hořákové trubice se navrhuje podle tvaru a velikosti kalené plochy a
upravuje se dle výsledků technologických zkoušek. Hubice hořáků se vyrábějí z čisté mědi (dobrý
odvod tepla, odolnost proti opalu), při použití hořáků z chromniklové nerezavějící oceli je nutno
zajistit dobré chlazení. Povrch součástí určený ke kalení (stejně jako u ostatních způsobů
povrchového kalení), musí být kovově čistý, nejlépe obrobený. Ostré hran nutno srazit a drážky
nebo otvory zaplnit jílem nebo uzavřít měděnými, popř. ocelovými vložkami.
Ve srovnání s indukčním kalením jsou rychlosti ohřevu dosahované při povrchovém kalení
plamenem všeobecně poněkud nižší, tloušťka zakalené vrstvy větší a rovnoměrnost struktury
zakalené vrstvy horší. K nevýhodám tohoto způsobu přistupuje i pracnější výroba hořáků a jejich
nižší životnost, nutnost plynového hospodářství a práce s hořlavými plyny. Na druhé straně existují
nesporné výhody jako např. výrazně nižší pořizovací a udržovací náklady, velké rozmezí výkonu,
snadnější technologická přizpůsobivost atp.
Povrchové kalení indukčním ohřevem
Ohřev se uskutečňuje indukovanými vířivými proudy převážně střední nebo vysoké
frekvence (kap. 4.1). Při povrchovém kalení volíme frekvenci a specifický výkon induktoru
s ohledem na efektivní hloubku vířivých proudů h´. Pro konstrukční oceli se uvádí přibližný vzorec:
25
h´=
/cm/ f-frekvence /cykl.s-1/
f
Tloušťka ohřáté vrstvy nad kritickou teplotu se zvětšuje odváděním tepla do středových
partií a to tím více, čím delší byla doba ohřevu a čím větší byl časový interval mezi ukončením
ohřevu a začátkem ochlazování. Pro zvětšení tloušťky lze použít přibližného vzorce:
h´´= 0,001.t /cm/
t-doba ohřevu /s/
71
Celková
hloubka
ohřáté
vrstvy je:
h c = h´+ h´´
Chceme-li
např.
zmenšit
tloušťku zákalné
vrstvy
musíme
buď
použít
proudu o zvýšené
frekvenci (snížit
efektivní hloubku
Obr. 5.30: Diagram pro určení doby ohřevu pro zvolenou hloubku zakalení
vniku)
nebo
použít větší specifický výkon induktoru (zkrátit dobu
ohřevu). Vztah mezi měrným výkonem induktoru,
dobou ohřevu a hloubkou kalené vrstvy můžeme
odečíst i z diagramu obr. 5.30.
Určení výkonu zdroje však nemůže zcela
postihnout všechny vlivy (viz kap. 4.1). Účinnost
indukčního ohřevu je dána tzv. činitelem vazby
induktoru ki, který je dán vztahem:
ki =
I2 L2
.
I1 L io
I2/I1-poměr indukovaného a indukujícího proudu
(činitel přenosu proudu), L2/Lio-poměr indukčnosti
dráhy indukovaného proudu a indukčnosti prázdného
induktoru
Obr. 5.31: Základní typy jednozávitových
induktorů
Dle tvaru induktoru a ohřívané plochy možno
induktory rozdělit na čtyři skupiny /obr. 5.31/:
A - induktory obepínající předmět z vnější strany (těsná vazba k = 0.7 až 0.85)
B - induktory přiložené k ploše (střední vazba k = 0.5 až 0.7)
C- induktory vložené
do dutiny (volná až
stř. vazba k = 0.4 až
0.6)
Dinduktory
přiléhající jen částí k
ohřívané ploše (volná
vazba k = 0.3 až 0.5)
a)
b)
Obr. 5.32: Jednozávitový (a) a mnohozávitový (b) induktor
72
Konstrukčně
mohou být induktory
upraveny
jako
jednozávitové nebo
mnohozávitové /obr.
5.32/. Obvykle jsou zhotoveny z měděných trubek (kruhového, eliptického i čtvercového průřezu),
jimiž protéká chladící voda. U menších induktorů může být této chladící vody využito i pro
chlazení ohřátého povrchu (otvory vyvrtané do pláště induktoru). Velké induktory mají přívod
chladící vody oddělený. Ve zvláštních případech může být prostor kolem induktoru uzavřen a
naplněn ochrannou atmosférou, získáme pak kovově čistý povrch kaleného výrobku.
Nevýhodou indukčního kalení jsou vysoké investiční náklady a nutnost konstruovat pro
každý výrobek induktor odpovídajícího tvaru. Z toho vyplývá hospodárnost využití při práci ve
velkých sériích. Zařízení neovlivňuje negativně pracovní prostředí a je je možno zařadit do výrobní
linky. Při vhodné automatizaci je reprodukovatelnost výsledků vysoká (jednoúčelové automaty).
Povrchové kalení v lázních
Obr. 5.33: Doba ohřevu v lázni
pro dosažení vhodné vrstvy /aBaCl2-KCl 1100 0C,
a-litinová
1250 0C, c-bronzová 1100 0C/
Ponorné kalení je méně užívaný způsob povrchového
kalení. Základem je prudký ohřev povrchu v solných lázních
nebo v roztavených kovech. Teplota lázně je 1100 až
1200 0C a doba ponoření závisí na požadované hloubce
zakalené vrstvy a velikosti kaleného výrobku. Pokud není
lázeň dostatečně velká, závisí hloubka kalené vrstvy i na
poměru velikosti lázně a kaleného výrobku. Rovněž druh
použité lázně, hlavně její měrné teplo a tepelná vodivost, má
podstatný vliv na tloušťku zakalené vrstvy /obr. 5.33/. Aby
se dosáhlo větší hloubky kalené vrstvy a snížilo pnutí při
ohřevu, je možno celý výrobek předehřát na teploty o něco
nižší než byla teplota původního popouštění u zušlechtěné
oceli. Nevýhodou ponorného kalení je větší prokalení na
hranách. Předměty s příliš rozdílnými průřezy nelze tímto
způsobem vůbec kalit.
Povrchové kalení Ac1 je zdokonalení ponorného
kalení použitím oceli eutektoidního složení, u níž téměř splývá poloha bodu Ac1 a Ac3. Teplota lázně
je potom mnohem nižší, těsně nad teplotou Ac1. Tepelný spád v ohřívaném výrobku je menší a tím
se sníží i pnutí vznikající jak při ohřevu, tak při ochlazování.
Kalení způsobem O-Ce vytváří rovněž povrchovou vrstvu zakalenou, ale nikoli ohřevem
kaleného výrobku do určité hloubky, nýbrž použitím oceli s vyšším obsahem uhlíku a omezenou
prokalitelností. Kalící teplota i ochlazovací rychlost musí být přesně dodrženy. Použitá ocel má
obsah uhlíku 0.85 %, obsahem
Tab. 5.1: Charakteristika různých zdrojů ohřevu
manganu a niklu je určena tloušťka
kalené vrstvy podle průměru výrobku
Zdroj energie
Nejmenší
Maximální
nebo modulu ozubených kol. Způsob
plocha ohřevu měrný výkon
2
-2
se příliš neujal pro použití úzkého
/cm /
/W.cm /
rozmezí chemického složení taveb.
Sluneční světlo
10-3
5
Kalení v elektrolytu je
Indukční ohřev
1
102
založené na tom, že výrobek se zavěsí
jako katoda do elektrolytu (např.
Kyslíko-acetylenový
10-2
5.102
Na2CO3, MgCl2, NaOH ap.). Teplota
plamen
elektrolytu bývá 50 až 70 0C, napětí
Elektrický oblouk
10-3
103
200 až 300 V, hustota proudu 2 až 6
-4
8
A.cm-2. Vodík vylučovaný na katodě
Laserové záření
10
10
vytváří vrstvu s velkým odporem, kde
Elektronové záření
10-7
5.108
dochází k vytváření elektrických
výbojů mezi elektrolytem a katodou.
73
Rychlost ohřevu dosahuje až 200 0C.s-1. Po přerušení proudu se proces zastavuje, elektrolyt smáčí
povrch výrobku a ohřátá vrstva se zakalí.
Tepelné zpracování koncentrovanými zdroji energie
Použití moderních způsobů ohřevu dává nové perspektivy při tepelném zpracování povrchů
výrobků. V tab. 5.I jsou porovnány různé druhy ohřevu.
Laserový ohřev
Laserovým zářením lze velmi rychle dosáhnout ohřev v tenké povrchové vrstvě výrobku. Při
vzájemném pohybu paprsku a výrobku teplo vzniklé v tenké povrchové vrstvě se intenzivně odvádí
dovnitř výrobku. Povrch se rychle ochlazuje a není nutno, na rozdíl od ostatních způsobů, používat
chladícího média.
Parametry paprsku, který je vhodný pro
kalení, se určují různými způsoby. Hloubka
zakalené vrstvy je závislá na měrné energii Q
dodávané laserem (absorbované povrchem) a na
rychlosti v pohybu paprsku (event. povrchu
výrobku). Měrný výkon možno měnit nastavením
výkonu paprsku a jeho defokusací. Hloubku
tepelně ovlivněné vrstvy určuje též tepelná
vodivost výrobku. Výsledky kalení ocelového
válce o průměru 28,6 mm (výkon laseru 11 kW,
Obr. 5.34: Vliv rychlosti pohybu válce na šířka paprsku 7,6 mm, koeficient absorpce 0,8)
při konstantním
hloubku zakalené vrstvy a maximální teplotu jsou uvedeny na obr. 5.34
-1
přívodu
tepla
3550
J.mm
.
Hloubka
zakalené
povrchu při Q/v = konst.
vrstvy narůstá se vzrůstem rychlosti pohybu
výrobku, protože povrch výrobku se na austenitizační teplotu ohřívá rychleji než je možno větší
množství tepla odvést tepelnou vodivostí dovnitř materiálu. Chladnější jádro je schopné intenzivně
ochlazovat austenitizovaný povrch. Výsledkem rychlejšího pohybu je efektivnější kalení a hlubší
kalená vrstva. Rychlost pohybu má však také omezení vyplývající jednak z možnosti natavení
povrchu (stoupající teplota), jednak z dokonalosti homogenizace výchozí struktury (podíl
feritických zrn, morfologie cementitických částic).
Vzrůstem měrného výkonu vzrůstá
teplota povrchu výrobku a vzrůstá i hloubka
zakalené vrstvy. Při velkých měrných
výkonech je však nebezpečí natavení
povrchu. Obvykle pro odhad parametrů
kalení nízkolegovaných ocelí kontinuálně
pracujícím laserem slouží diagram na obr.
5.35. V diagramu hloubka zakalené vrstvy
P
závisí na parametru :
D. v
Obr. 5.35: Závislost hloubky zakalené vrstvy při
povrchovém kalení nízkouhlíkových ocelí laserem
na parametrech procesu
74
v – rychlost pohybu paprsku /mm.s-1/, P –
výkon paprsku /kW/, D – průměr paprsku
/mm/
Zvýšení měrného výkonu může
způsobit natavení tenké povrchové vrstvy.
Rychlosti ochlazování dosahují 103 až 105 K.s-1. Následkem těchto extrémních rychlostí ochlazování
vznikají vysokometastabilní struktury. Mluvíme o kalení po natavení (neb z kapalného stavu –
v zahraničí např. laser glazing). U ocelí dendritickou krystalizací vznikají jemné rozvětvené
dendrity a u rychlořezných ocelí také drobné karbidy, což vede k prodloužení trvanlivosti řezného
nástroje 1,5 až 3x. U litin všech druhů probíhá eutektická krystalizace metastabilně, takže
v povrchové vrstvě vzniká jemný ledeburit, což vede k výraznému zvýšení tvrdosti (na 700 až 800
HV). Kvalita zakalené litiny může být podstatně snížena póry, které vznikají vylučováním plynů
z nataveného kovu.
Povrchové kalení laserem možno využít pro výrobky s nepravidelnými tvary, ostrými
hranami, drážkami apod. Hlavním nedostatkem laserů jsou současné relativně vysoké náklady.
Proces tepelného zpracování je vhodný pro ovládání počítačem, což umožňuje zvýšit výrobnost
zařízení. Z hlediska bezpečnosti je nutno při provozu chránit pracovníky před přímým i odraženým
laserovým zářením (nebezpečí popálení, zejména oči).
Elektronový ohřev
Proti laserovému povrchovému kalení má použití elektronového ohřevu své zvláštnosti.
Elektronový paprsek možno pozorovat pouze podle vznikajícího ohřevu materiálu. Tepelné
zpracování výrobku je možno uskutečnit pouze ve specielních zařízeních (vakuových komorách).
Při dopadu elektronového svazku na materiál vznikají další jevy (odraz elektronů, sekundární
elektronová emise, vznik rtg. záření apod.) před kterými musí být obsluha chráněna. Výhodou
zpracování pomocí elektronového paprsku je použití vakua (interakce s prostředím) a vyšší využití
dopadající energie až 70 % .
K vlastnímu tepelnému zpracování se elektronový ohřev používá méně často. Při
zpracování uhlíkových ocelí bez natavení hloubka zakalení dosahuje 0,1 až 2,5 mm a mikrotvrdost
ocelí až 1100 HVm. Martenzit je jemnější, karbidy disperznější a podíl zbytkového austenitu větší ve
srovnání s tradičním tepelným zpracováním. Na povrchu výrobku vznikají tlaková pnutí. Při kalení
po natavení povrchu výrobku může (vzhledem k vysokému měrnému výkonu) dojít až k amorfizaci
slitin (rychlosti ochlazování řádu 105 až 106 K.s-1). Amorfního stavu po zpracování elektronovým
svazkem bylo dosaženo u některých uhlíkových a rychlořezných ocelí. Odolnost proti opotřebení
vzrostla oproti tradičně zakaleným slitinám až trojnásobně.
Plazmový ohřev
Použití plazmového ohřevu v procesech tepelného zpracování je poměrně řídké. Ojediněle
se využívá pro ohřev velmi tenkých povrchových vrstev ocelových výrobků před následujícím
samozakalením odvodem tepla do jádra výrobku. Dle měrného výkonu může jít o kalení bez
natavení nebo z kapalného stavu (po natavení). Je třeba uvažovat vysoké výtokové rychlosti
plazmového plynu (kap. 4.1).
5.5 Tepelné zpracování ocelí
Mnohoznačné působení uhlíku a přísad v oceli v kombinaci s tepelným a mechanickým,
event. chemicko-tepelným zpracováním umožňuje dosahovat téměř stejných a rozmanitých
vlastností různými cestami.
Konstrukční oceli běžné jakosti, třídy 10 a 11, se nejčastěji využívají ve stavu tepelně
nezpracovaném. Ušlechtilé konstrukční oceli třídy 12 až 16 představují základní konstrukční
materiál s možností výběru vlastností odpovídajících technicky i ekonomicky podmínkám provozu
strojních součástí. Optimálních vlastností těchto ocelí se dosahuje nejen legováním (kromě třídy
75
12), ale hlavně tepelným event. chemicko-tepelným zpracováním. Jejich použití v tepelně
nezpracovaném stavu není proto technicky ani ekonomicky žádoucí. Podle obsahu uhlíku můžeme
oceli rozdělit na vhodné k cementování (do 0,25 %C) a vhodné k zušlechťování (nad 0,35 %C).
Tepelné zpracování ocelí k cementování je uvedeno v kap. 6.
Do skupiny ocelí k zušlechťování patří oceli se středním obsahem uhlíku, které se ponejvíce
po kalení popouštějí na vyšší teploty, aby se dosáhlo vysoké houževnatosti i při zachování vhodné
pevnosti. Hlavní úlohu ve výběru těchto ocelí hraje jejich prokalitelnost. Zlepšení mechanických
vlastností zušlechtěním je způsobeno získáním jemné a rovnoměrné struktury popuštěného
martenzitu v co největší části průřezu. Přítomností feritu se snižuje houževnatost a mez únavy oceli.
Uhlíkové oceli s vyšším obsahem se zpravidla jen normalizačně žíhají a popouštějí na vyšší teploty.
některé z těchto ocelí (pro strojní součásti, kde se vyžaduje vysoká tvrdost povrchu) jsou vhodné
k povrchovému kalení, k nitridování event. karbonitridování. jiné oceli je možno využít i v kaleném
stavu s popouštěním na nízké teploty, kde při vyšší tvrdosti získají i dobré ostatní mechanické
vlastnosti. Důležitou pomůckou nejen při volbě oceli, ale hlavně při jejich tepelném zpracování,
jsou materiálové listy, popouštěcí diagramy, pásy prokalitelnosti a diagramy rozpadu austenitu.
Tepelné zpracování nástrojových
ocelí má ve srovnání se zpracováním
ocelí konstrukčních zvláštnosti, které
vyplývají z jejich specifických vlastností
i účelu použití. Většinou jde o oceli
s vyšším obsahem uhlíku a obvykle také
legujících přísad. Je nutné mít na zřeteli i
nízkou tepelnou vodivost, která přispívá
ke zvýšení vnitřních pnutí. Zvláštnosti
tepelného zpracování se projeví při
porovnání
diagramů
izotermického
rozpadu austenitu jednotlivých typů
nástrojových ocelí /obr. 5.36/.
Při tepelném zpracování nástrojů
z uhlíkových a legovaných ocelí s kalící
0
Obr. 5.36: Diagramy IRA nástrojových ocelí /a- teplotou do 900 C se volí obvykle jen
0
uhlíková s 1 %C (19192), b-chromová s 2 %C a 12 jednostupňový předehřev při 650 C.
%Cr (19436), c-rychlořezná s 0,8 %C, 9 %W, 4 %Cr, Obvyklé je nepřetržité ochlazování ve
nebo
v oleji,
u
tvarově
1,2 %V (19800); P-perlit, K-karbidy, B-bainit; kalící vodě
0
0
0
komplikovaných nástrojů se doporučuje
teploty: a-790 C, b-950 C, c-1260 C/
kalení v solných lázních s teplotou mírně
pod počátkem martenzitické přeměny. Nástroje se vesměs popouštějí při nízkých teplotách.
Větší odlišnosti vykazuje tepelné zpracování ledeburitických nástrojových ocelí s vysokým
obsahem a specifickou kombinací přísadových prvků. Vyznačuje se oddělenou oblastí bainitické a
perlitické přeměny. Počátek transformace austenitu je posunut k delším časům, takže ocel je možno
kalit na vzduchu. Pro volbu rychlosti ochlazování je důležitá i hranice vylučování nadeutektoidního
karbidu. Při příliš pomalém ochlazování se karbidy vylučují po hranicích zrn austenitu a následkem
toho klesne houževnatost nástroje. Intenzivním tvářením za tepla se útvary karbidů rozruší a
jednotlivé částice se obalí plastickým austenitem, který tvoří souvislou základní matrici. Při kalení
nástrojů z rychlořezné oceli se vzhledem k výši austenitizační teploty a k nižší tepelné vodivosti
používá vícestupňového předehřevu /obr. 5.37/. Tvarově jednoduché nástroje se kalí do oleje,
většinou se používá kalení termálního do solných lázní vyhřátých na teplotu 500 až 550 0C.
Nezbytné je vícenásobné popouštění, jež je nutné k popouštění martenzitu vzniklého přeměnou
76
zbytkového austenitu (při prvém
popouštění se ochudí zbytkový
austenit o uhlík, čímž stoupne
teplota Ms) i ke stabilizaci
struktury.
Výše
kalící
teploty
u těchto ocelí neodpovídá plně
rovnovážnému diagramu Fe-C.
Zvyšováním této teploty vzrůstá
podíl rozpuštěných karbidů a na
druhé straně jejich rozpouštěním
na hranicích zrn se omezuje
blokování těchto hranic a zrno
hrubne. Zvyšuje se i nebezpečí
vzniku trhlin a deformací po
Obr. 5.37: Postup základního tepelného zpracování nástrojů kalení. Úměrně ke kalící teplotě je
z rychlořezných ocelí ( I/1 - hrubování, I/2 - žíhání ke snížení nutno volit i teploty popouštění.
pnutí, I/3 - opracování načisto, II/1 - ohřev s předehřevem, Při vyšších teplotách vzniká po
vysoké
množství
II/2 - prodleva na kalící teplotě, II/3a - kalení v oleji nebo na zakalení
zbytkového
austenitu.
vzduchu, II/3b - kalení v solné lázni, III/1 až 4 - trojnásobné
Popouštěním se zbytkový austenit
až čtyřnásobné popouštění, III/5 - broušení načisto)
rozpadá a vylučují se jemné
karbidy, které zvyšují tvrdost (sekundární tvrdost), zvyšuje se řezivost a životnost nástrojů. Vztah
mezi kalící a popouštěcí teplotou v závislosti na tvrdosti možno vyčíst z komplexních diagramů
(např. 5.20) i z diagramů sestrojených na základě popouštěcího parametru.
5.6 Tepelné zpracování litin

Tepelné zpracování bílé litiny
Bílá litina nemá jako konstrukční materiál podstatný technický význam. Je tvrdá, křehká a
prakticky neobrobitelná.
Kalení
Martenzitickým kalením je možno ještě zvýšit tvrdost a tím odolnost proti opotřebení bílé
litiny. Tvrdost bílé litiny s perliticko-ledeburitickou strukturou (cca 45 HRC) se po zakalení zvýší
na cca 62 HRC (cementiticko-martenzitická struktura). Pro špatnou tepelnou vodivost se volí
stupňovitý ohřev. kalící teplota je 820 až 860 0C. Kalí se do vody nebo oleje, popouštěcí teploty se
volí v rozsahu 200 až 280 0C.
Temperování
Větší význam má bílá litina jako výchozí materiál pro výrobu temperovaných litin.
Temperování je založené na grafitizaci ledeburitického, popř. i perlitického cementitu nebo
oduhličování bílé litiny. Cílem obou zpracování je odstranění tvrdé a křehké fáze - cementitu. Podle
převládajícího pochodu a rozsahu grafitizace cementitu lze z odlitků bílé litiny získat tepelným
zpracováním tři druhy temperované litiny: temperovanou litinu s černým lomem, temperovanou
litinu s bílým lomem a temperovanou litinu perlitickou.
77
Bylo zjištěno, že grafit
přednostně nukleuje na fázovém
rozhraní cementit-tuhý roztok a
roste hlavně do tuhého roztoku.
Morfologie temperového grafitu
(vločkový, zrnitý) a původních
útvarů cementitu jsou výrazně
odlišné. Grafitizaci je možno
považovat za rozpad přesyceného
roztoku. Stav přesycenosti je
důsledkem vyšší rovnovážné
koncentrace uhlíku v austenitu,
který
je
v
rovnováze
s
cementitem, vůči rovnovážné
koncentraci uhlíku v austenitu,
který je v rovnováze s grafitem
/obr. 5.38/. Existuje tedy během
grafitizace trvalý koncentrační
spád (a tím i difúze atomů uhlíku
Obr. 5.38: Schéma koncentračních poměrů v austenitu při ve směru koncentračního spádu)
grafitizaci
od
mezifázového
rozhraní
austenit-cementit k mezifázovému
rozhraní austenit-grafit.
Kinetiku grafitizace ovlivňuje nukleace grafitu.
Nukleační schopnost se zvyšuje vzrůstem obsahu
křemíku v litině. Na průběh grafitizace má významný
vliv stav výchozí struktury (zvýšení množství
strukturních defektů, např. zjemnění struktury rychlým
tuhnutím, kalení bílé litiny ap.). Grafitizace je difúzním
procesem, nukleaci a růst grafitu ovlivňuje tedy teplota a
čas. Rychlost růstu grafitu (izotermického rozpadu
Obr. 5.39: Kinetické křivky grafitizace austenitu) udávají typické kinetické křivky /obr. 5.39/.
cementitu
Proces grafitizace se však může zastavit ještě před
úplným rozpadem cementitu. jedná se o případy
obohacování cementitu karbidotvornými prvky (Cr, Mn), čímž se stává termodynamicky stabilní.
Temperovaná litina s černým lomem má strukturu matrice feritickou a v ní je uložen
vločkový grafit /obr. 5.40/. K dosažení feritické matrice je třeba tepelným zpracováním rozložit jak
ledeburitický, tak i perlitický cementit výchozí bílé litiny (americký způsob). Grafitizační žíhání
odlitků z bílé litiny probíhá v neutrálním prostředí (plynném či sypkém), proto veškerý uhlík v
odlitku je po tepelném zpracování přítomen jako grafit, lomová plocha má černošedý vzhled.
Ledeburitický cementit se rozkládá v I. stupni grafitizace za teplot 950 až 1000 0C (za vyšších teplot
vzniká grafit s nepříznivým lamelárním tvarem), grafitizace perlitického cementitu probíhá ve
II. stupni za teplot pod A1. Feritické matrice lze také dosáhnout pomalým ochlazováním odlitků (2
až 3 0C.h-1) přes eutektoidní rozmezí teplot, kdy probíhá eutektoidní přeměna austenitu v souladu
se stabilní rovnováhou (A+F+G). Přímá přeměna austenitu na ferit a grafit je ve srovnání
s
izotermickou grafitizací perlitického cementitu rychlejší, a proto z provozního hlediska výhodnější.
Celková doba temperování může být podle chemického složení výchozí bílé litiny a druhu
zpracování velmi rozdílná. Rozpad ledeburitického cementitu výrazně urychluje křemík. Rychlost
grafitizace snižuje obsah uhlíku a karbidotvorných prvků (Cr, méně Mn). Složení temperovaných
78
litin se pohybuje v rozmezí
2.2 až 3.2 %C, 0.6 až
1.5 %Si, 0.3 až 1.2 %Mn,
max. 0.1 %P, 0.05 až
0.15 %S. V moderních
průběžných pecích s plynnou
atmosférou (směs CO a CO2
aj.)
a
při
optimálním
chemickém složení litiny
může být doba žíhání
v rozmezí 25 až 30 h.
Temperovaná
litina
s bílým lomem se vyrábí
tepelným zpracováním bílé
litiny v prostředí oxidačním
Obr. 5.40: Výroba temperované litiny s černým lomem /a-schéma (směs CO a CO2 o vhodném
tepelného zpracování, b-výsledná struktura: ferit (F) a vločkový poměru, ev. zásyp železné
rudy - oxidů Fe) a základním
grafit (G)/
pochodem je oduhličování
odlitku (evropský způsob) /obr. 5.41/. Struktura odlitku na počátku výdrže při 1000 až 1050 0C je
tvořena ledeburitickým cementitem a austenitem. Oduhličováním povrchu se sníží koncentrace
uhlíku v austenitu povrchové vrstvy a poruší se rovnováha na hranici austenit-cementit
(koncentrace uhlíku na této hranici poklesne).
K obnovení rovnováhy se musí určitý podíl
cementitu v austenitu rozpustit a tak dochází k postupnému snižování koncentrace uhlíku
v
austenitu povrchové vrstvy. Vytvořený koncentrační spád je hybnou silou pohybu atomů směrem k
povrchu. V jádře silnějších průřezů může současně probíhat také grafitizace ledeburitického
cementitu. Z hlediska menší rychlosti rozpouštění grafitu v austenitu je tento děj pro oduhličování
nepříznivý, a proto je
nutno volit chemické
složení litiny tak, aby její
grafitizační
schopnost
byla co nejmenší (nízký
obsah Si). Úplného
oduhličení lze dosáhnout
u tenkostěnných odlitků
(tloušťka do cca 6 mm)
za cca 60 h. Výsledná
struktura je tvořena
pouze feritem (lomová
plocha je stříbřitě bílá).
U odlitků s větší
tloušťkou
stěny
se
a
b
úplného
oduhličení
Obr. 5.41: Výroba temperované litiny s bílým lomem /a-schéma nedosahuje, povrchová
tepelného zpracování, b-schéma změny koncentrace uhlíku při vrstva je feritická, jádro
obsahuje určitý podíl
oduhličování (pro čas τ1 až τ7)/
perlitu a grafitu.
Temperovaná litina perlitická se získá rozkladem ledeburitického cementitu v I. stupni
grafitizace (žíhá se v neutrálním prostředí) a následujícím ochlazováním vedeným tak, aby se
79
uskutečnila
eutektoidní
přeměna podle metastabilní,
rovnováhy
výsledná
struktura
je
tvořena
lamelárním
perlitem
a
vločkovým grafitem /obr.
5.42/. Zařadí-li se po
ochlazování pod teplotou
A1
prodleva,
pobíhá
sferoidizace
perlitu
výsledná struktura matrice
je tvořena houževnatějším
zrnitým perlitem.
a
b

Obr. 5.42:
Výroba perlitické temperované litiny /a-schéma
tepelného zpracování, b-výsledná struktura: lamelární perlit (Pl),
zrnitý perlit (Pz), vločkový grafit (G)/
Tepelné
zpracování
grafitických litin
Mikrostruktura
grafitických litin se skládá
(s určitým zjednodušením)
z matrice a grafitu, který vznikl přímo z taveniny (šedá, očkovaná nebo tvárná litina), případně
tepelným zpracováním (temperovaná litina). Struktura matrice v podstatě odpovídá struktuře ocelí
(lze ji ovlivnit tepelným zpracováním). Tepelným zpracováním není však možno podstatně měnit
tvar a rozložení grafitu.
Změna struktury matrice vyvolává změny vlastností litiny. Rozsah změn však výrazně závisí
na tvaru grafitu. V případě lupínkového grafitu je podstatně narušená celistvost matrice a tepelným
zpracováním lze především ovlivnit ty vlastnosti, na které nemá tvar grafitu výrazný vliv (např.
tvrdost). U litin s kompaktnějším tvarem grafitu se uplatňuje změna vlastností matrice v širším
rozsahu. Cílem tepelného zpracování šedé a očkované litiny je tedy nejčastěji snížení zbytkových
pnutí, zlepšení obrobitelnosti nebo zvýšení tvrdosti a odolnosti povrchu odlitku proti opotřebení.
Tepelné
zpracování
ke zvýšení
pevnostních vlastností při zachování
dobré houževnatosti a plasticity lze
využít především u litiny tvárné nebo
temperované.
Žíhání
Žíhání ke snížení zbytkových
pnutí
Obr. 5.43: Způsoby žíhání grafitických litin /a-na
snížení pnutí, b-sferoidizační, c-feritizační, d-na snížení
tvrdosti (ve výchozí struktuře ledeburit), e-normalizační
80
Odlitky se zavážejí do vychladlé
pece a ohřívají na teplotu až 650 0C
/obr. 5.43a/. Doba setrvání na teplotě je
zpravidla 1 až 2 hodiny (cca 1 h na
tloušťku stěny 25 mm) - za těchto
podmínek se úroveň vnitřních pnutí
sníží přibližně na 10 až 20 % původní
hodnoty. Při volbě žíhání si nutno
uvědomit, že již od teploty 400 0C se
začíná snižovat pevnost vlivem
sferoidizace a grafitizace cementitu. Ochlazování ze žíhací teploty musí být dostatečně pomalé 20
až 80 0C.h-1), aby nová pnutí v odlitku nevznikala. Žíhání ke snížení zbytkových pnutí se používá
zejména u tvarově složitých odlitků ze šedé litiny, u nichž je požadována tvarová a rozměrová
stálost a u odlitků z tvárné litiny, které nejsou tepelně zpracovány jiným způsobem.
Žíhání ke snížení tvrdosti (na zlepšení obrobitelnosti)
Nadměrná tvrdost a ztížená obrobitelnost šedé nebo tvárné litiny mohou být způsobeny
určitým množstvím ledeburitického cementitu (důsledek nevhodného chemického složení, málo
účinného očkování ap.) nebo velmi jemným lamelárním perlitem tvořícím matrici.
Sferoidizační žíhání. Není-li ve struktuře přítomen ledeburitický cementit, stačí zpravidla
žíhání při teplotách pod A1,1 (obvykle při teplotách 650 až 700 0C, po dobu 2 až 8 hodin) /obr.
5.43b/, kde dochází ke sferoidizaci lamel perlitického cementitu (Pl, Pz).
Feritizační žíhání. Dalšího snížení tvrdosti se dosáhne prodloužením doby prodlevy za
teploty pod A1,1, kdy sferoidizace perlitického cementitu pokračuje jeho grafitizací (cemp→F+G) a
vzrůstá podíl feritu v matrici /obr. 5.43c/ - po dostatečně dlouhé době (4 až 12 h) je matrice čistě
feritická. Feritická tvárná litina je měkká s vysokou tažností a houževnatostí při nízké pevnosti.
Jeli v odlitku přítomen ledeburitický cementit, používá se k jeho rozložení (ceml→A+G)
žíhání v I. stupni grafitizace za teplot 850 až 950 0C. Doba prodlevy je několik hodin a závisí na
množství ledeburitu. Z žíhací teploty se odlitky ochlazují tak, aby se dosáhlo požadované struktury
matrice /obr. 5.43d/. U odlitků z tvárné, popř. temperované litiny, u nichž se požaduje vysoká
plasticita a houževnatost, je nutno volit nízký obsah přísad (Mn, Cr), které stabilizují cementit.
Normalizační žíhání
Účelem normalizačního žíhání je zvýšit pevnost a tvrdost odlitků z grafitických litin.
Používá se zejména u tvárné, ale i u šedé litiny v případech, kdy je ve struktuře po odlití přítomen
ve větší míře ferit. Po austenitizaci za teplot 850 až 900 0C se odlitky ochlazují volně na vzduchu
/obr. 5.43e/, austenit se převážně mění na perlit. Při relativně rychlém volném ochlazování na
vzduchu vznikají v odlitku vnitřní pnutí, které je vhodné odstranit ihned po normalizaci žíháním při
teplotách 550 až 600 0C.
Normalizační žíhání se používá zejména u odlitků, které mají mít zvýšenou odolnost proti
opotřebení, může však sloužit také jako přípravná operace pro následující povrchové kalení odlitku
(zvyšuje se obsah vázaného uhlíku v matrici a zkracuje doba austenitizace).
Kalení
Obr. 5.44:
Vliv obsahu křemíku
v grafitických litinách na teploty A1,1 a
A1,2
Účelem kalení grafitických litin je zvýšení
jejich tvrdosti a pevnosti. Částice grafitu, jejich tvar a
množství i rozložení působí negativně na výslednou
tvrdost odlitku po kalení. Lupínky grafitu, které
působí jako koncentrátory napětí, jsou příčinou
značného sklonu šedé litiny k praskání při kalení.
Teploty přeměny A1,1 a A1,2 závisí na obsahu křemíku
v litině /obr. 5.44/. Prokalitelnost běžných litin je
poměrně malá. Z diagramu IRA perlitické šedé litiny
/obr. 5.45/ je zřejmé oddělení oblasti perlitické a
bainitické
transformace.
Maximální
rychlosti
perlitické přeměny je dosahováno v okolí 600 0C,
nejvyšší rychlosti bainitické transformace při
teplotách okolo 300 0C.
81
Martenzitické kalení. Ohřev na kalící teplotu se vzhledem k nízké tepelné vodivosti
doporučuje stupňovitý. Nejčastěji se litinové odlitky kalí nepřetržitě do studené lázně (voda, olej). Z
hlediska menšího sklonu k deformacím a praskání je výhodné termální kalení do teplé lázně. Kalící
teploty se volí 50 až 80 0C nad teplotou A1,2. Se zvyšující se kalící teplotou vzrůstá obsah uhlíku
v austenitu, snižují se teploty Ms a Mf a vzrůstá množství zbytkového austenitu v zakalené matrici,
tvrdost litiny se snižuje. Po zakalení se u šedé litiny dosahuje tvrdosti do 500 HB, u tvárné litiny až
600 HB. Pro zmenšení vnitřních pnutí po kalení se odlitky ihned popouštějí. Výška popouštěcí
teploty se volí dle požadovaných mechanických hodnot. Výška teploty může být omezena zvýšením
grafitizační schopnosti litiny po kalení (prudký pokles pevnostních hodnot a tvrdosti nad 600 0C).
Obr. 5.45: Diagram IRA šedé litiny
s obsahem 2,9 %C, 1,8 %Si a 0,8
%Mn
Izotermické kalení /zušlechťování). Účelem tohoto
zpracování je zvýšit pevnost, tvrdost a odolnost proti
opotřebení odlitků. Výhoda izotermického zušlechťování
je nízká úroveň zbytkových pnutí, tzn. minimální
deformace odlitků a výrazné snížení náchylnosti odlitků
k praskání - po izotermickém zušlechťování se odlitky
nepopouští. U temperované a zejména tvárné litiny se
dosahuje velmi příznivé kombinace mechanických
vlastností. Izotermické zušlechťování se uplatnilo např.
u vložek válců spalovacích motorů (šedá litina),
izotermicky zušlechtěná tvárná litina je vhodná zejména na
ozubená kola. Bainitická přeměna probíhá izotermicky,
obvykle v solné lázni o teplotě 300 až 400 0C.
Povrchové kalení. Pro povrchové kalení jsou
především vhodné podeutektické perlitické litiny s malým množstvím jemného, rovnoměrně
rozloženého grafitu. V některých případech se leguje malou přísadou niklu příp. molybdenu nebo
vanadu. Feritické litiny nejsou vhodné pro povrchové kalení proto, že při intenzivním ohřevu
povrchových vrstev nedochází k dostatečně rychlému nasycování austenitické matrice uhlíkem
z grafitu. Obsah fosforu a síry má být co nejmenší. Větší podíl fosfidického eutektika - steaditu způsobuje zhoršení kvality kaleného povrchu (natavování). Pro povrchové kalení šedé litiny je
vhodné volit teploty nižší než u oceli. Přítomnost feritu v povrchově zakalené vrstvě snižuje tvrdost
a zhoršuje kluzné vlastnosti povrchu ("svařování za studena"), výskyt volného cementitu
(ledeburitu) zvyšuje nebezpečí vzniku trhlin. Používá se povrchové kalení plamenem nebo indukční
- kalící prostředí voda nebo olej. Hloubka zakalené vrstvy bývá obvykle 1 až 5 mm. Tvrdost
povrchové vrstvy šedé a temperované litiny dosahuje 45 až 55 HRC, u tvárné litiny až 58 HRC. Po
kalení se popouští na 150 až 200 0C.
82
6.0
CHEMICKO-TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ
Při tepelném zpracování dochází vždy k reakcím mezi zpracovávaným výrobkem a okolním
prostředím. Výměna hmoty na povrchu výrobku s okolním prostředím může být uskutečňována
záměrně (chemicko-tepelné zpracování) nebo samovolně. Obecně v reakčním systému (reakční
prostředí a zpracovávaný materiál) mohou existovat tři způsoby výměny hmoty:
•
látka přechází z reakčního prostředí do předmětu (např. cementace, nitridace apod.)
•
látka přechází z předmětu do reakčního prostředí (např. odvodíkování, oduhličování apod.)
•
přenos hmoty je v obou směrech stejný (např. zpracování v řízených atmosférách).
Chemicko-tepelným zpracováním rozumíme procesy, při kterých dosahujeme požadované
změny struktury a vlastností tepelným zpracováním provázeným změnami chemického složení
zpracovávaného výrobku. Změna chemického složení může probíhat v celém objemu výrobku
(objemové chemicko-tepelné zpracování – např. odvodíkování), nebo jen v povrchových vrstvách
(povrchové chemicko-tepelné zpracování). Povrchové chemicko-tepelné zpracování je základním
typem těchto technologií. Difúzním sycením povrchu výrobku různými prvky (kovy i nekovy) je
možno dosáhnout rozdílných mechanických nebo fyzikálně-chemických vlastností povrchu a jádra.
Těchto vlastností je možno v zásadě dosáhnout dvěma způsoby:
•
úpravou chemického složení povrchu výrobku a následujícím tepelným zpracováním (např.
cementace apod.)
•
pouze samotnou úpravou chemického složení (např. nitridace apod.)
Cílem chemicko-tepelného zpracování bývá nejčastěji zvýšení tvrdosti povrchu, odolnosti
proti opotřebení, zvýšení odolnosti proti cyklickému namáhání (únavě) – to vše při zachování
houževnatého jádra. Řada způsobů chemicko-tepelného zpracování zvyšuje také (nebo převážně)
odolnost výrobků proti korozi a proti žáru (např. hliníkování, difúzní chromování, boridování
apod.), proto také těmto metodám je věnována větší pozornost v předmětu „Povrchy a jejich
úpravy“.
6.1 Základy chemicko-tepelného zpracování
Chemicko-tepelné zpracování je kombinovaný proces přenosu hmota a tepla. Požadovaných
vlastností se dosahuje buď přímo, tzn. pouze obohacením povrchové vrstvy příslušným prvkem za
zvýšených teplot a pomalým ochlazováním (nitridování) nebo následujícím tepelným zpracováním,
kterým bývá obvykle kalení s popouštěním při nízkých teplotách (např. cementování). Obecně při
chemicko-tepelném zpracování můžeme rozlišit pět základních etap (obr. 6.1):
•
reakce v reakčním prostředí (tvorba složky zabezpečující přenos difundujícího prvku)
•
difúze v reakčním prostředí (přívod difundujícího prvku k povrchu výrobku, odvod produktů
reakce vytvářejících se na fázovém rozhraní)
•
reakce na fázovém rozhraní kov–reakční prostředí
•
difúze v kovu
83
•
reakce v kovu
Chemické
reakce
v reakčním
prostředí
∆G
(T, P, pi)
↔
Difúze
v reakčním
prostředí
ji
↔
(T,
proudění)
Reakce na
fázovém
rozhraní
(adsorpce,
desorpce)
Difúze
v kovu
↔
↔
Fázové
přeměny
v kovu
ji
(T, ai, εi)
(T, pi,
povrch)
∆G
(T, εi)
Obr. 6.1: Základní etapy chemicko-tepelného zpracování /T–teplota, P–celkový tlak, pi –parciální
tlaky reakčních složek, ai –aktivity prvků, εi –interakční koeficienty/
Chemické reakce v prvé etapě, kterými se vytváří aktivní přenosové prostředí, mohou být
prostorově odděleny od ostatních etap, což je z technického hlediska výhodné. Ve druhé a čtvrté
etapě se jedna či více složek transportuje ve stejném směru - nejprve k fázovému rozhraní
prostředí-výrobek a potom od tohoto rozhraní. Mechanismus dějů, které probíhají na fázovém
rozhraní ve třetí etapě je velmi komplikovaný, ale jejich výsledek lze formálně popsat sytícím
(odsycujícím) potenciálem aktivního prostředí. Fázové přeměny v páté etapě jsou důsledkem
koncentračních změn (např. vznik sekundárního cementitu při překročení rozpustnosti uhlíku
v austenitu během cementování).
Proces, při kterém dochází k rozkladu molekul chemických sloučenin za vzniku aktivních
atomů, nazýváme disociací. Přesto, že aktivní přenosová prostředí mohou být tuhá, kapalná nebo
plynná, dochází ve většině případů k přenosu hmoty prostřednictvím plynné fáze. Průběh se řídí
zákony chemických reakcí, především zákonem Guldberg-Waagovým, z kterého vyplývá, že
všechny reakce směřují k rovnovážnému stavu, ve kterém poměr součinu koncentrace látek do
reakce vstupujících a součinu koncentrace látek reakcí vznikajících je stálý. Vyjadřuje se tzv.
rovnovážnou konstantou chemické reakce v dané soustavě. Např. pro reakci
aA + bB ↔ yY + yZ
a, b, y, z – počty molů látek A, B, Y, Z
pak rovnovážná konstanta je dána vztahem
Kc =
c yYc zZ
caAcbB
Kp =
pro ideální plyny
p yYp zZ
p aAp bB
cA, cB, cY, cZ – koncentrace příslušných látek, pA, pB, pY, pZ – parciální tlaky příslušných plynů
Všeobecně platí, že rychlost chemické reakce za daných podmínek (teplota, tlak) závisí na
koncentrace reagující látky. Při její vysoké koncentraci je reakční rychlost vysoká, přiblížením
k rovnovážnému stavu klesá.
Zvýšení koncentrace molekul okolního prostředí na povrchu tělesa vlivem nerovnováhy sil
na fázovém rozhraní nazýváme adsorpcí. Podle charakteru sil působících mezi adsorbentem (tuhým
tělesem) a adsorbovanou látkou (adsorbátem) rozlišujeme adsorpci fyzikální (van der Waalsovy
síly) a adsorpci chemickou (chemisorpci – síly chemické vazby). Průběh adsorpce silně ovlivňuje
stav adsorpčního (nasycovaného) povrchu. Molekuly totiž nejsou adsorbovány celým povrchem, ale
pouze jeho aktivními centry. Oxidace a znečistění může silně snížit počet aktivních center a tím
snížit rychlost růstu difúzní vrstvy, event. ovlivnit její tloušťku a strukturu. Adsorpce může být
ovlivněna průběhem disociace a naopak. Produkty disociace mohou mít větší adsorbovatelnost než
rozkládající se molekuly a zamezovat jejich přístupu k aktivním centrům povrchu.
84
Tab. 6.I: Difúzní charakteristiky vybraných prvků ve slitinách
železa
Difúzní
prostředí
Difun. Dio
prvek i /m2.s-1/
∆Hi
/kJ.mol-1/
Fe α (δ) H
C
N
Al
Cr
Mn
2.10-7
2,0.10-6
1,5.10-6
5,2.10-4
2,3.10-4
7,6.10-5
12,1
84,1
79,9
245
239
225
Mo
Ni
6,6.10-5
2,4.10-4
224
242
Si
Ti
V
W
H
B
C
A
Cr
Mn
Mo
Ni
Ti
V
W
7,4.10-5
6,8.10-3
3,1.10-4
2,0.10-4
6,7.10-7
2,0.10-7
4,0.10-5
2,0.10-5
1,7.10-5
1,8.10-5
3,6.10-6
1,1.10-5
1,5.10-5
2,8.10-5
5,1.10-5
219
261
239
246
45,1
87,9
140
151
264
264
240
273
251
264
272
Rozmezí teplot
/0C/
20 až 900
20 až 850
500 až 600
900 až 1100
770 až 1500
790 až 900 a
1450 až 1490
775 až 1500
800 až 900 a
1470 až 1490
900 až 1430
850 až 1300
800 až 1450
800 až 1490
350 až 1050
950 až 1300
500 až 1100
900 až 1350
900 až 1350
900 až 1300
1050 až 1350
950 až 1350
1050 až 1250
1100 až 1350
1000 až 1300
Absorpcí je označován
proces
pohlcování
aktivních
atomů nasycovaným povrchem.
Aktivními atomy mohou být jen
atomy ve stavu zrodu tj. vzniklé
chemickým rozkladem (disociací)
v bezprostředním
kontaktem
s povrchem. Princip absorpce není
zcela objasněn. Ukazuje se, že jen
malá část atomů vzniklých
disociací molekul na katalytickém
povrchu zůstává tímto povrchem
absorbovaná.
Difúze je pochod aktivních
atomů od povrchu dovnitř
součásti.
Mezi přenosem hmoty a
tepla existuje podobnost vyjádřená
kvantitativně
Lewisovým
a
Fe γ
Le =
kriteriem
(D
=
D
difuzivita), takže také formulace
základního zákona pro stacionární
a nestacionární přenos tepla
(Fourierovy zákony) a přenos
hmoty (Fickovy zákony) jsou
podobné. Přenosové jevy ve
výrobcích z tuhých kovových
materiálů
jsou
zpravidla
charakterizovány
velkými
hodnotami Le, neboť jestliže
teplotní vodivost a je řádově 10-6
-8
2 -1
až 10 m .s potom D je u prvků vytvářejících substituční tuhé roztoky v nejpříznivějším případě
řádově 10-12 m2.s-1. Několik řádů rozdílu mezi rychlostí přenosu tepla a rychlostí přenosu hmoty je
příčinou rozdílu ve vzdálenostech, na které se přenos uskutečňuje. Z toho dále vyplývá, že přenos
určitého chemického prvku můžeme ve většině případů pokládat za jednosměrnou difúzi
polonekonečným nebo nekonečným tuhým prostředím. Výjimkou může být difúze intersticiálních
prvků, která je až o 5 řádů rychlejší než difúze substitučních prvků, což vede k pojmu
kvazistacionární difúze. Ten se osvědčil ve spojení s termodynamickou aktivitou jako hybnou silou
difúze v mnohosložkových soustavách, kterými je většina technických slitin. V nich často dochází
k obrácené difúzi a složitým změnám koncentrace složek v závislosti na poloze, teplotě, čase a
fázovém složení. Obvykle hledáme koncentrační profil i-té složky jako funkci ci = ci ( x, t ) při
konstantní teplotě v jednofázové soustavě. Při chemicko-tepelném zpracování se však nevyhneme
úvahám o koncentračních profilech v mnohosložkové a mnohofázové soustavě.
Mnohosložkové kovové soustavy s gradientem koncentrace
Když chceme popsat jednosměrný tok jedné složky (prvku) v mnohosložkové soustavě,
nemůžeme zanedbat fyzikálně-chemickou interakci této složky s ostatními složkami. V n-
85
komponentní soustavě je hustota toku složky i vztažená k nějakému nepohyblivému rozhraní ve
n− 1
∂ cj
ji = − ∑ n Dij .
výrobku pak dána rozšířeným I. Fickovým zákonem
(i = 1,2,,....n-1)
∂x
j= 1
V tomto zákonu symbol nDij představuje n.(n-1)/2 difúzních součinitelů.
∂ cj
∂ ci
∂ n− 1
=
∑
n Dij .
∂t
∂ x j = 1, i = 1
∂x
II. Fickův zákon pro i-tou složku v n-komponentní soustavě má tvar
Jsou-li difúzní součinitelé nDij závislí na koncentraci, je řešitelný aplikací BolzmannovyMatanovy metody, která pomocí parametru λ = x. t převede na obyčejnou diferenciální rovnici.
Znázornění vlivu interakce mezi složkami v ternární soustavě na difúzní dráhu a tím i na
koncentrační profil jednotlivých složek je na obr. 6.2. Tento obrázek se vztahuje k difúzi mezi
dvěma polonekonečnými tuhými tělesy, z nichž první má složení vyjádřené molárními zlomky
Nx=0,9 a Nz=0,1 a ve druhém tělese je Ny=0,7 a Nz=0,3. Čárkovaně je na obr. 6.2a vyznačena
ideální difúzní dráha, která je přímá, a na obr. 6.2b jsou ideální koncentrační profily pro ideální tuhý
roztok α (se stejnou interakcí mezi všemi složkami). Plné čáry v obou částech obrázku odpovídají
difúzní dráze a koncentračním profilům v reálném tuhém roztoku α. Pro zdůraznění souvislosti
mezi difúzní drahou a koncentračními profily jsou na difúzních drahách zvoleny body 1´, 2´ a 1, 2,
3. Každému z těchto bodů odpovídají stejně označené tři body na příslušných koncentračních
profilech N′x, N′y, N′z a Nx, Ny, Nz. Už ze srovnání průběhu ideální a reálné difúzní dráhy je patrné,
že interakce X↔Z < Y↔Z, takže ve druhém tělese (základní složka Y) budou mezi profily N′y a
Ny resp. N′z a Nz větší rozdíly než v prvním tělese (základní složka X). Ve druhém tělese
dokonce dochází pro Ny=0.4 až 0.7 k obrácené difúzi složky Z, takže přinejmenším jedna
z difuzivit 3Dz1 a 3Dz2 je záporná.
a
b
Obr. 6.2: Difúze substitučních prvků X, Y, Z v ternární soustavě při konstantní teplotě
/ a – difúzní dráhy v ternárním rovnovážném diagramu, b - koncentrační profily /
Změny v rozložení koncentrace složek, ke kterým dochází difúzí při vyšších teplotách
v jednofázové oblasti α, mohou během ochlazování nebo po ochlazení na nižší teploty vést
k precipitačnímu rozpadu přesyceného tuhého roztoku α a ke vzniku nové fáze β. Taková fázová
86
přeměna je obecně pravděpodobná, neboť s klesající teplotou obvykle klesá i rozpustnost složek
v tuhém roztoku α, ale je zvláště pravděpodobná v těch místech difúzní vrstvy, kde došlo ke
zvýšení koncentrace nějakého prvku obrácenou difúzí.
Mnohosložkové kovové soustavy s gradientem termodynamické aktivity
Podle obecné fenomenologické teorie přenosu hmoty je jednou z možných hybných sil
difúze gradient chemického potenciálu ∇µi složky i, nebo s přijatelnou nepřesností gradient
termodynamické aktivity ∇ai složky i. Potom lze Fickovy zákony pro jednorozměrný difúzní tok
∂a
∂ ai
∂ 2a
j′i = − γ i .a Di . i
psát takto:
a
= γ i .a Di . 2i
∂x
∂t
∂x
j′i = v mi . ji /m.s-1/ - hustota transformovaného difúzního toku složky i, vmi /m3.mol-1/ - molární
objem složky i, γi - aktivní součinitel složky i, aDi - difuzivita složky i definovaná uvedeným
vztahem.
Termodynamická aktivita složek i charakterizuje její interakci se všemi složkami tvořícími
danou soustavu, což lze vyjádřit pomocí Wagnerových interakčních součinitelů εij takto:
 n

a i = γ i .N i = γ i∞ . exp ∑ ε ij .N j  .N i
 j= 1

Ni, Nj - molární zlomky složek i, j;
roztoku základní složky a i-té složky.
γi∞ - aktivní součinitel v nekonečně zředěném binárním
Vliv teploty je implicitně obsažen prostřednictvím difuzivity a interakčního součinitele:
 ∆ Hi 
B
Di = Dio . exp −

ε ij = A −
a
T
 R .T 
Difuzivita Di složky souvisí s aDi vztahem Di = γ i2 .a Di . Některé hodnoty součinitele Dio a
aktivační entalpie difúze ∆Hi ve slitinách železa uvádí tab. 6.I.
Známe-li rozložení aktivity
ai=ai(x,t), mohli bychom zdánlivě zpětně získat rozložení
koncentrace vyjádřené molárním zlomkem Ni=Ni(x,t). Problém je v tom, že γi=γi(Nj) a Nj=Nj(x.t),
neboť se mění současnou difúzí prvků j. Tyto prvky relativně znehybňuje kvazistacionární model
difúze, který je založen na řádově menší rychlosti difúze substitučních prvků oproti intersticiálním
prvkům. Model předpokládá, že rozložení intersticiálních prvků se téměř okamžitě přizpůsobí
rozložení koncentrace substitučních prvků,
jinak řečeno, nová rozložení intersticiálních
prvků zpětně neovlivní rozložení substitučních
prvků, které jsou prakticky stálé. Při spojitém
rozložení aktivity intersticiálního prvku aI
mezi oběma částmi difúzního článku mohou
pak, v závislosti na koncentraci nějakého
substitučního legujícího prvku Y
a na
interakčním součiniteli εIY, vznikat na fázovém
rozhraní (x=0) ternární soustavy
X-I-Y
nespojitosti (skoky) v koncentraci NI.
Na obr. 6.3 jsou zobrazeny nežádoucí
koncentrační změny uhlíku ve svarovém spoji
s velmi rozdílným ekvivalentem chromu
v základním materiálu (ocel 15 128) a ve
Obr. 6.3:
Koncentrační profily uhlíku ve
svarovém spoji po ohřevu na 900 0C, po žíhání
650 0C, 6 h a ochlazení na vzduchu
87
svarovém kovu (elektroda E-B 420). Chrom a další karbidotvorné prvky (Mo,V,Ti) mají εCCr < 0,
takže snižují aktivitu uhlíku. Jak při normalizačním žíhání, kdy dochází k difúzi uhlíku z austenitu
do austenitu, tak zejména při žíhání pod teplotou Ac1, kdy uhlík difunduje z feritu do austenitu, se na
fázovém rozhraní vytvoří koncentrační skok. V oceli 15 128 došlo kromě oduhličení také k rozpadu
perlitu (bainitu), nevyhnutelně provázenému ztrátou pevnosti. Ve svarovém kovu došlo naopak
k silnému nauhličení, vzniku karbidů Cr23C6, tedy také ke snížení houževnatosti a odolnosti proti
mezikrystalové korozi.
Mnohofázové kovové soustavy
Řešení II. Fickova zákona umožňuje vypočítat koncentrační profil c=c(x,t)T určitého
difundujícího prvku X v povrchové vrstvě za předpokladu, že jeho povrchová koncentrace cξXo je
menší než maximální rozpustnost cξXmax tohoto prvku ve fázi ξ, která je termodynamicky stabilní
při teplotě T. Jestliže cξXo > cξXmax,, mohou ve shodě s příslušným rovnovážným diagramem
vznikat v difúzní vrstvě další fáze. Zvláštností izotermické difúze v takové mnohofázové soustavě
je, že v průběhu difúze vznikají pouze tuhé roztoky a intermediární fáze, takže koncentrační profil
ztrácí spojitý charakter.
Obr. 6.4: Příklad rovnovážného diagramu kovu A
a prvku B s výskytem intermediárních fází AxBy a
AmBn
Obr. 6.5: Postup vytváření difúzní vrstvy
(koncentrační profily) v sytému dle obr. 6.4.
Souvislost koncentračního profilu difundujícího prvku B s příslušným rovnovážným
diagramem A-B je ukázána dále. Obr. 6.4 zobrazuje binární diagram A-B, ve kterém se vyskytují
dvě intermediární fáze AxBy a AmBn. Předpokládejme, že proces difúzního nasycování probíhá při
teplotě T1. Postup vytváření difúzní vrstvy (koncentrační profil) je schématicky znázorněný na obr.
6.5. Na počátku procesu sycení se na povrchu kovu A počíná vytvářet tuhý roztok prvku B
v kovu A. Koncentrace prvku B na povrchu kovu A se zvyšuje (viz křivka t 1 na obr. 6.5). Po
dosažení hranice maximální rozpustnosti prvku B v kovu A při teplotě sycení T1 (koncentrace c1)
se počne na povrchu nasycovaného kovu vytvářet intermediární fáze AxBy (nemůže se vytvářet
heterogenní struktura, která by odpovídala rovnovážnému diagramu v blízkosti koncentrace c1). Na
fázovém rozhraní tuhý roztok-intermediární fáze AxBy vzniká koncentrační „skok“, jehož výška
odpovídá rozdílu koncentrací c2-c1 v rovnovážném diagramu A-B. S časem roste celková tloušťka
difúzní zóny i tloušťka intermediární fáze AxBy. V čase t2 dosáhne koncentrace prvku B
v intermediární fázi AxBy hodnotu maximální rozpustnosti (koncentrace c3). Při těchto podmínkách
se na povrchu začne tvořit další intermediární fáze AmBn. (křivka t3 na obr. 6.5). Jak z obrázku
vyplývá, vytváření difúzní vrstvy je složitým dějem.
88
Z hlediska teorie přenosu hmoty v mnohofázových soustavách je významné jednak určit
difuzivitu rozhodujících prvků v jednotlivých fázích, které tvoří difúzní povrchovou vrstvu, jednak
vyjádřit časovou závislost tloušťky vrstev tvořených jednotlivými fázemi. Difuzivita prvků
v jednotlivých fázích se určuje metodou Boltzmannovou-Matanovou. Empiricky bylo poznáno, že
tloušťka vrstvy tvořená určitou fází roste tím rychleji, čím větší je difuzivita prvků v dané fázi a čím
menší je v sousedních fázích, dále čím větší je koncentrační interval homogenity dané fáze a
konečně čím menší je koncentrační interval sousedních dvojfázových oblastí. Časová závislost
1/n
h i = k i .( t − t 0 )
tloušťky i-té vrstvy je popsána vztahem:
t0 - inkubační doba
Pokud mocnitel n = 2, nazýváme rovnici parabolickým zákonem růstu, což je nejčastěji
pozorovaný případ. Výše uvedené faktory, které ovlivňují tloušťku vrstvy jsou zahrnuty do
konstanty ki, k jejímuž vyjádření musíme nejprve definovat koncentrační interval homogenity i-té
fáze ∆ c i = c i , i − 1 − c i , i + 1 a koncentrační interval sousedních dvoufázových oblastí
∂ c i , i + 1 = c i , i + 1 − c i + 1, i
∂ c i , i − 1 = c i − 1, i − c i , i − 1
Vlastní sytící (odsycující ) potenciál prostředí závisí také na chemickém a fázovém složení
materiálu výrobku. Uvedené zákonitosti tvorby difúzních vrstev platí pro binární diagramy, když
proces sycení probíhá v rovnovážných podmínkách. V sytícím prostředí musí být dostatečná
koncentrace (aktivita) difundujícího prvku. V reálných podmínkách jsou poměry složitější (použití
slitin, strukturní a fázová nehomogenita apod.). Celkový přenos hmoty jsme si zpočátku rozdělili do
pěti podprocesů. V každém z nich probíhají děje ne zcela detailně objasněné. Proto v technické
praxi bývá proces přenosu hmoty sledován sumárně – bez detailní znalosti fyzikálně-chemické
podstaty jednotlivých procesů. Sumární přístup analýze procesu sycení v případě tvorby tuhého
m i = β µ iR − µ Me
roztoku je znázorněn obecnou závislostí:
i
(
)
mi – množství látky i , která přešla v systému jednotkou povrchu za jednotku času, µiR – chemický
potenciál látky i v reakčním prostředí, µiMe – chemický potenciál látky i v kovu, β - celkový
koeficient přenosu hmoty.
Rozdíl chemických potenciálů je možno nahradit rozdílem aktivit aiR – aiMe. Uvedený
rozdíl ukazuje směr přenosu látky. Koeficient β nemá jednoznačný fyzikální význam, jeho hodnota
závisí na tom, který podproces významně ovlivňuje rychlost celého procesu.
6.2 Objemové chemicko-tepelné zpracování
Na rozdíl od povrchového chemicko-tepelného zpracování, kdy zvyšujeme obsah některého
prvku v povrchové vrstvě výrobku, je pro současné postupy objemového chemicko-tepelného
zpracování charakteristický požadavek snížení obsahu některého prvku v objemu výrobku. Někdy
je tento způsob charakterizován jako difúzní odstraňování příměsí. Obvykle se jedná o snížení
obsahu vodíku a uhlíku, odstraňování jiných příměsí není v praxi rozšířené.
Odvodíkování
Vodík se do oceli dostává z různých zdrojů. Je to především při výrobě oceli (vodní pára
v pecní atmosféře, vlhkost kovové vsázky). Významným zdrojem vodíku jsou další technologické
procesy jako elektrolytické vylučování kovů, možnost pohlcování atomárního vodíku vzniklého
v oblouku při elektrickém svařování, moření kovů v kyselinách, elektrolytické odmašťování apod.
V železe se vodík rozpouští jen v atomárním stavu. Vodík se umisťuje do intersticiálních
poloh mřížky železa. Rozpustnost vodíku v kapalné oceli je mnohem větší než v tuhé fázi a je asi
89
25 ppm při tlaku 0,1 MPa. Rozpustnost v tuhém stavu je větší v mřížce krychlové plošně středěné –
austenitu (nad 4 ppm) než v tělesně středěné – feritu (pod 3 ppm). Rozpustnost vodíku v železe α
dále s teplotou klesá a při teplotě místnosti činí jen asi 0,002 ppm. Pro rozpustnost vodíku mají
značný význam i mikrodefekty přítomné ve struktuře. Kromě vodíku rozpuštěného v oceli může být
vodík přítomen i v téměř nepohyblivé formě jako chemická sloučenina – methan (vodíková koroze
oduhličení a ovlivnění pevnosti hranic zrn). Uvolňování atomárního vodíku a jeho vylučování
v molekulární formě je doprovázeno silným místním napětím. Tato napětí mohou porušit
soudržnost materiálu a vyvolat typické vady jako jsou vlasové trhliny nebo vločky (praskliny
charakteristického tvaru typické pro účinek vodíku). I nízké obsahy vodíku působí negativně
snižováním plastických vlastností oceli. Projevuje se i při malých rychlostech deformace, kde vodík
absorbovaný na dislokacích stačí sledovat jejich pohyb. Velikost zkřehnutí oceli je tím větší, čím je
větší pevnost oceli.
Vločky nejsou způsobeny pouze tlakem vodíku, jehož rozpustnost se s klesající teplotou
snižuje. Na jejich vzniku se kromě pnutí způsobených vodíkem podílejí i pnutí vzniklá při tváření,
ochlazování a fázové přeměně. Kromě toho se během tuhnutí a ochlazování mění i koncentrace a
rozložení vodíku v oceli. Výrazné poklesy rozpustnosti vodíku jsou při tuhnutí taveniny a při
přeměně fáze γ ve fázi α. Protože k těmto přeměnám nedochází v celém objemu najednou,
zvětšuje se nerovnoměrnost rozložení vodíku v oceli. Největší nebezpečí vzniku vloček je až při
martenzitické přeměně, tj. při teplotách pod Ms. Je to tím, že ve zbylém austenitu se zvyšuje obsah
vodíku, jehož rozpustnost při těchto nízkých teplotách je již velmi malá a k těmto pnutím se ještě
přidávají fázová pnutí vznikající při martenzitické přeměně.
Účelem
protivločkového
žíhání je snížení obsahu vodíku
v oceli v celém objemu a tím
zabránění vzniku trhlin (vloček).
Provádí se ponejvíce u ocelí
náchylných ke vzniku vloček. Jsou to
zejména oceli chromniklové a
chromniklmolybdenové
s obsahem
legur nad 3,5 %, také oceli
wolframové
(uhlíkové
a
nízkolegované oceli jsou méně
náchylné). Některé typy zpracování
výrobků jsou uvedeny na obr. 6.6.
Ocelové polotovary (ingoty, výkovky)
Obr. 6.6: Schéma postupů protivločkového žíhání
se po tváření za tepla nebo odlévání
0
-1
bezprostředně ochlazují velmi pomalu v peci (asi 5 C.h ), nebo se volí prodleva cca 15 hodin na
teplotě 600 0C (postupy 1 a 2). Tyto postupy však nejsou dostatečnou zárukou pro zabránění
výskytu vloček. Vlastní žíhání spočívá v podstatě v dlouhodobé výdrži (cca 100 hodin) na teplotě
těsně pod Ac1 (obvykle 650 až 700 0C), při níž je rychlost difúze vodíku dostatečně vysoká,
s dalším řízeným ochlazováním. Před tímto žíháním se polotovary ochlazují na teploty mezi Ms a
A1 (cca 300 0C – postup 3). Jinou alternativou (postup 4) je podchlazení asi 150 0C pod A1 a krátká
prodleva 20 až 30 0C nad Ac1.
Žíhání k odstranění křehkosti po moření (vodíkové křehkosti) má za účel odstranění vodíku,
který při moření pronikl do povrchových vrstev oceli a tím i odstranění tzv. vodíkové křehkosti.
Vodík ve stavu zrodu difunduje do výrobku nejen při klasickém moření v kyselinách, ale i při
galvanických povrchových úpravách, např. zinkování, chromování, odmašťování apod. Křehkost se
nejvíce projevuje u drobných součástí jako jsou výrobky nebo polotovary určené k tažení nebo
lisování za studena a u součástí zušlechťovaných na vyšší hodnoty jako jsou např. pružiny apod.
90
Vlastní proces sestává z ohřevu oceli na teplotu, při níž se zrychluje difúze atomárního
vodíku z oceli (obvykle 200 až 450 0C), z výdrže na této teplotě (4 až 10 hodin) a z dalšího
ochlazování na vzduchu nebo v peci.
Oduhličování
Jako chemicko-tepelné zpracování se oduhličování provádí při zpracování temperované
litiny s bílým lomem (kap. 5.7) a zpracování magneticky měkkých křemíkových ocelí.
Tzv. elektroplechy
(transformátorové a
dynamové plechy) jsou vyráběny z křemíkových
feritických ocelí bez polymorfní přeměny s obsahem
1,8 až 4,6 %Si. Vyžaduje se u nich velká maximální
permeabilita, velká magnetická indukce a nízká cena.
Hlavním měřítkem jakosti jsou měrné hysterézní
(wattové) ztráty ve střídavém magnetickém poli
vztažené na 1 kg plechu. Elektromagnetické vlastnosti
elektrotechnických plechů zejména ovlivňuje chemické
složení oceli, napět v materiálu, krystalografická
orientace a struktura oceli. Vyžaduje se nízký obsah
příměsí (0,15 %Mn, 0,01 %P, 0,015 %S atd.) a velmi
nízký obsah uhlíku (pod 0,04 %). Obsah uhlíku
významně ovlivňuje wattové ztráty /obr. 6.7/. Značné
Obr. 6.7: Vliv obsahu uhlíku na wattové požadavky se kladou na velikost zrna (kap. 5.2), tvar a
rozložení precipitátů a vměstků. Nejnižších ztrát je
ztráty dynamové oceli (1,6 %Si)
dosahováno orientováním výsledné rekrystalizační
struktury (tzv. orientované trafoplechy – ztráty nižší jak 0,6 W.kg-1).
Oduhličovací žíhání transformátorových plechů se provádí ve vakuu, v atmosféře vodíku
nebo ve štěpeném čpavku. Žíhací teploty jsou vysoké (okolo 1100 0C), protože se zároveň požaduje
zhrubnutí zrna. Žíhací doba pro oduhličení ve vakuu je poměrně dlouhá (5 hodin). Pro snížení
obsahu uhlíku je vhodnější ohřev ve vlhkém vodíku (případně podobné atmosféře) za teplot 850 až
900 0C. Oduhličovací proces za podmínek proběhne již během několik minut.
6.3 Cementování
Cementování je sycení povrchu uhlíkem v kapalném, plynném nebo tuhém prostředí při
teplotě nad Ac3. Účelem cementování je obohacení povrchové vrstvy nízkouhlíkové oceli (cca do
0,3 %) uhlíkem podeutektoidní nebo nadeutektoidní koncentrace. Vzniklá povrchová vrstva se po
zakalení vyznačuje vysokou tvrdostí a odolností proti otěru. Cementování zvyšuje současně
únavovou pevnost. K dosažení zvýšené koncentrace uhlíku v povrchové vrstvě je třeba
cementovaný předmět ohřát nad teplotu Ac3, kdy je struktur nízkouhlíkové oceli tvořena austenitem,
tzn. fází, v níž se uhlík rozpouští rychleji a ve značném rozsahu. Ve správně nauhličeném povrchu
má být obsah uhlíku 0,85 %. Hloubka cementované vrstvy je nejčastěji do 1 mm (0,8 mm), jen
zcela ve výjimečných případech více než 2 mm. Vyšší obsah uhlíku v cementované vrstvě než 1 %
se projeví vyloučením nadeutektoidních karbidů, které jsou nebezpečné zejména tehdy, jsou-li
rozloženy na hranicích zrn, neboť velmi snižují houževnatost cementované vrstvy. Obsah a
rozložení uhlíku v cementační vrstvě závisí na použitém cementačním prostředí, na výši cementační
teploty, době výdrže na cementační teplotě a na chemickém složení cementované oceli, především
na obsahu uhlíku a karbidotvorných prvků.
91
Termodynamický rozbor přenosu uhlíku
Pro přenos uhlíku mezi plynným prostředím a výrobkem jsou důležité tyto dvě reakce:
2CO ↔ C + CO 2
Cn H 2n + 2 ↔ nC + ( n + 1) H 2
Z Boudouardovy reakce a z reakce v nasycených uhlovodících metanové řady lze odvodit
podmínky rovnováhy složek atmosféry s uhlíkem rozpuštěným v austenitu. Uhlík C(g) obsažený
v plynné fázi v atomární formě vyvozuje parciální tlak pC(g), který závisí na parciálním tlaku
ostatních složek atmosféry, což vyjadřuje příslušná rovnovážná konstanta, tedy např.
p CO
K B = p C( g ) . 2 2
z Boudouardovy reakce:
p CO
Parciální tlak uhlíku je mírou nauhličující nebo oduhličující schopnosti prostředí, neboť
přenos přes fázové rozhraní mezi prostředím a výrobkem je popsán rovnicí:
C(g) (v plynné fázi) ←→C(γ) (rozpuštěno v austenitu)
Je-li uhlík rozpuštěn v austenitu, vytváří se nad austenitem určitý parciální tlak uhlíku pC(γ)
(a také železa) a o tom, ve kterém směru bude probíhat reakce rozhoduje změna volné entalpie:
p C( γ )
Λ G = R .T. ln
p C( g )
Nauhličování bude možné, když ∆G < 0, tedy když pC(g)>pC(γ). Protože měření parciálních
tlaků uhlíku je obtížné, nahrazují se termodynamickými aktivitami, přičemž aC(g) =pC(γ). Z podmínky
rovnováhy ∆G=0, aC(g)=aC(γ) a z výše upravené rovnice pak plyne molární zlomek uhlíku
2
1
pCO
N
=
.
K
.
v austenitu:
C( γ )
B
γ C( γ )
pCO 2
Veličina NC(γ) se označuje za nauhličující potenciál prostředí, který představuje rovnovážný
obsah uhlíku na povrchu výrobku. K jeho stanovení je třeba změřit parciální tlaky CO a CO 2,
vypočítat γC(γ) a znát teplotní závislost KB. Ta je určena experimentálně pro termodynamickou
8870
log K B =
− 9,06
aktivitu uhlíku vztaženou ke grafitu jako standardnímu stavu:
T
γ C( γ )
Pro binární slitiny Fe-C pak v souladu s obecnými vztahy je:
1
 4800

=
. exp
− 1,48 
NC - celkový obsah uhlíku v dané oceli
1 − 5 .N C
 T

Jestliže se v aktivním přenosovém prostředí vyskytují nasycené uhlovodíky, např. metan,
určíme nauhličující potenciál prostředí a příslušnou rovnovážnou konstantu obdobným postupem:
K M = p C( g ) .
p 2H 2
log K M = 5,77 −
pCH 4
4650
T
V multikomponentním aktivním přenosovém prostředí (C, CO, CO2, CnH2a+2, H2, H2O),
kterým jsou reálné cementační atmosféry, dochází k ustavení termodynamické rovnováhy v dílčích
soustavách např. CO-CO2 a CH4-H2. Ta je určena rovností parciálních tlaků (termodynamických
2
p CH
p CO
a
=
K
.
= KM . 2 4
aktivit) plynného atomárního uhlíku v každé z dílčích soustav:
C( g )
B
p CO 2
pH2
Praktický význam spočívá v tom, že za rovnovážného stavu stačí znát parciální tlaky
plynných složek pouze jedné z dílčích soustav, abychom mohli jednoznačně určit nauhličující
92
potenciál atmosféry. V některých případech je výhodné posuzovat nauhličující potenciál atmosféry
podle parciálních tlaků dvojice H2O-H2 (při měření rosného bodu), neboť v cementačních
atmosférách se tyto složky běžně vyskytují. Vztah mezi parciálními tlaky dvojic CO-CO2 a
H2O(g)-H2 určíme na základě rovnovážné hodnoty reakce vodního plynu:
KW =
H 2 + CO 2 ↔ H 2O( g ) + CO
p H 2 O .pCO
p H 2 .p CO 2
Tato teplotní závislost je experimentálně určena,
takže změřením (pH2O/pH2) je určen i poměr (pCO/pCO2).
Rovnováhu obou dílčích soustav lze graficky
zobrazit v Neumannově diagramu /obr. 6.8/.
Boudouardova reakce (čárkovaná přímka) odděluje
zplynování volného uhlíku atmosférou od jeho
nežádoucího vylučování ve formě sazí. Plné čáry
vyznačují podmínky nasycení feritu uhlíkem a to
v rovnováze s cementitem (pod teplotou 723 0C) nebo
v rovnováze s austenitem a nasycení austenitu uhlíkem
v rovnováze s cementitem (nad 723 0C). V oblasti
austenitu jsou zakresleny izokoncentrační čáry
rozpuštěného
uhlíku,
jehož
obsah
odpovídá
nauhličujícímu potenciálu atmosféry daného složení,
které je určeno buď (p2CO/pCO2) nebo (pH2/pCH4). Jestliže je
obsah uhlíku v oceli menší, bude se ocel nauhličovat a
Obr. 6.8:
Rovnovážný diagram naopak. Protože Boudouardova čára leží nad čarou
nasycení austenitu uhlíkem v rovnováze s cementitem
soustavy Fe-C-CO-CO2-CH4-H2
(γ + Fe3C), mělo by při pCO větším než odpovídá
rovnováze s grafitem, dojít k vylučování uhlíku ve formě sazí. Naštěstí je kinetika tohoto děje tak
pomalá, že meze nasycení v rovnováze s cementitem lze dosáhnout bez sazení. Na druhou stranu
nelze nalézt atmosféru, která by vzhledem ke směsi ferit-cementit (pod teplotou 723 0C) byla
neutrální a nevylučovala saze.
S rostoucí teplotou se nauhličování ztěžuje, neboť k určitému
nasycení povrchu je třeba stále nižších podílů CO2. Naopak
zvětšováním tlaku se nauhličování usnadňuje.
Omezení platnosti rovnovážných stavů
Obr. 6.9:
Vliv průtokového
množství CO na nauhličení
povrchové vrstvy
Vylučování uhlíku z atmosféry do povrchu oceli
způsobuje změnu jejího chemického složení. Průtokové
rychlosti plynných aktivních přenosových prostředí v tepelném
zařízení bývají tak velké, že složky, které tvoří danou atmosféru
nedospějí do úplné termodynamické rovnováhy. Ze zkušenosti
vyplývá, že rovnováha složek vodního plynu se ustavuje
mnohem rychleji než rovnováha s metanem. V soustavě COCO2 se proto vytváří pC(g), který závisí hlavně na rovnováze
s H2 a H2O(g). V soustavě CH4-H2 se udržuje pC(g) do určité
míry nezávislý na pC(g). Proto přidáním malého objemového
podílu metanu k nosnému endotermickému plynu, který
představuje soustavu blízkou k rovnováze, stane se atmosféra
nerovnovážnou. Vlivem pomalého rozkladu CH4 zůstává
v soustavě CH4-H2 po celou dobu průchodu atmosféry pecí
93
vyšší nauhličující potenciál než v soustavě CO-CO2 a skutečný nauhličující potenciál je mezi
potenciály obou dílčích soustav.
Dále se při rovnovážných stavech předpokládá, že odvod reakčních zplodin z místa reakce
(povrch výrobku) je tak rychlý, že zpětně neovlivní složení a tím i účinek atmosféry. Tuto
podmínku nesplňuje především dílčí soustava CO-CO2. Při reakci s nauhličovaným povrchem se
v adsorpční vrstvě atmosféry hromadí CO2, přičemž i malé zvýšení jeho obsahu značně sníží
nauhličující potenciál atmosféry. Ten je proto velmi závislý na průtokové rychlosti (nucené
cirkulaci) atmosféry v peci /obr. 6.9/. Naopak v atmosféře CH4-H2 ovlivňuje H2 reakci vznikající
v adsorpční vrstvě jen málo, což platí obecněji pro všechny uhlovodíky metanové řady, které mají
proto silný nauhličující potenciál a jsou také méně závislé na nucené cirkulaci v prostoru pece.
Jednotlivé nauhličující atmosféry jsou schopné vylučovat různé množství uhlíku při stejném
poklesu jejich uhlíkového potenciálu. Jako porovnávacího kritéria se používá tzv. „disponzibilní“
množství uhlíku, tj. množství uhlíku v gramech, které se vyloučí z 1 m3 atmosféry při poklesu
uhlíkového potenciálu z 1 %C na 0,9 %C. Toto je možno vypočítat ze vztahu:
R = ( ∆ CO + ∆ CO 2 + ∆ CH 4 ) .
536
100
∆CO, ∆CO2, ∆CH4 – procentuální rozdíly obsahů těchto složek v atmosféře při potenciálech 1 %C a
0,9 %C
Při předpokladu, že dochází k nasycování oceli uhlíkem, tok uhlíku z atmosféry do
nasycovaného povrchu Ja bude záviset na rozdílu aktivity uhlíku v atmosféře aca a aktivity uhlíku
na povrchu oceli acp a na koeficientu přestupu uhlíku β:
J a = − β .( aca − acp )
resp.
J a = − β .( ca − cp )
když namísto aktivity uhlíku dosadíme uhlíkový potenciál atmosféry resp. obsah uhlíku na povrchu
oceli. Tok uhlíku v oceli získáme z I. Fickova zákona:
dc
J a = − D.
dx
tedy
dc
β .( ca − cp ) = − D.
dx
Obr.
6.10:
Rozložení
uhlíku
v nauhličených
vrstvách
různých
tloušťek /t1 až t4 – doby nauhličování/
resp.
dc ca − cp
=
D
dx
β
Z uvedeného vyplývá, že tečna ke křivce
udávající obsah uhlíku v povrchové vrstvě protíná čáru
uhlíkového potenciálu ve vzdálenosti D/β /obr. 6.10/.
Z obr. 6.10 je patrná závislost povrchového obsahu
uhlíku na době nauhličování (ustavení tzv. dynamické
rovnováhy). Rozdíl mezi uhlíkovým potenciálem
atmosféry a obsahem uhlíku na povrchu oceli je závislý
na difúzním koeficientu a koeficientu β. Hodnota
koeficientu β závisí od typu reakce nauhličování,
chemického složení atmosféry a jejího uhlíkového
potenciálu. Koeficient β má největší hodnotu při
maximálním součinu procentního obsahu CO a H2
v atmosféře. Zředění atmosféry snižuje jeho hodnotu
(atmosféry z endoplynu mají nižší přestupní koeficient
než atmosféry vyrobené rozkladem kapalin.
U legovaných ocelí je třeba uvážit změnu sytícího potenciálu, která je vyvolána změnou
termodynamické aktivity uhlíku v austenitu vlivem přísadových prvků. Vliv legujících prvků na
94
změnu aktivity uhlíku v austenitu znázorňuje obr. 6.11 (uvedený
diagram platí v rozsahu teplot 800 až 1100 0C). Nauhličující
potenciál aktivního prostředí zvyšují ty prvky (zejména V, Cr),
které snižují součinitel termodynamické aktivity. Naopak jiné
legující prvky (Si, Ni) působí opačně. Změnou aktivity možno
objasnit řadu jevů vznikajících při chemicko-tepelném zpracování
jako např. „obrácenou“ difúzi uhlíku pod vrstvou při difúzním
křemíkování, boridováním event. alitováním. Křemík, bór a hliník
zvyšují aktivitu uhlíku v austenitu, což způsobuje vznik gradientu
aktivity uhlíku (difúzi uhlíku z povrchových vrstev do jádra).
Hybnou silou této difúze není koncentrace, ale aktivita.
Cementační prostředí
Pro nauhličení povrchové vrstvy oceli lze využít prostředí
sypké, plynné nebo kapalné.
Cementování v sypkém prostředí (v prášku) je nejstarším
způsobem. Předměty určené k cementování musí být suché a čisté.
Obr. 6.11: Vliv legujících Tuhé prostředí (zásyp) se skládá z dřevěného uhlí (s event.
prvků v oceli na změnu přísadou drobného koksu) a aktivátoru (7 až 20 % BaCO3 – méně
častěji
Na2CO3). Výrobky se vkládají do krabic
aktivity uhlíku v austenitu
z nízkouhlíkového
nebo
žárovzdorného
plechu
spolu
s cementačním práškem tak, aby jím byly rovnoměrně obklopeny. Krabice se uzavře víkem a utěsní
jílem.
Při cementační teplotě reaguje dřevěné uhlí s kyslíkem uzavřeným v krabici za vzniku CO.
Oxid uhelnatý se ve styku s povrchem oceli rozkládá na oxid uhličitý a uhlík dle rovnice:
CO2 + C ↔ 2 CO
Poněvadž by se spotřebováním kyslíku uzavřeného v krabici celý proces zpomalil, přidává
se potřebný aktivátor, který se za cementační teploty rozkládá a v dalším se regeneruje
prostřednictvím CO2:
BaCO3 + C ↔ 2 CO + BaO
BaO + CO2 ↔ BaCO3
Obr. 6.12:
Závislost mezi složením
atmosféry (CO/CO2 v obj. %) a obsahem
uhlíku na povrchu oceli po nauhličení za
různých teplot
Cementační teplota se obvykle pohybuje
v rozmezí 880 až 920 0C. Nižší teploty se používají
výjimečně (malé průřezy a tloušťky). Použití vyšších
teplot je nevýhodné vzhledem k nežádoucímu růstu
austenitického zrna a nemožnosti ovlivnění
cementační atmosféry. Zvyšováním teploty se sice
zvyšuje difúzní koeficient (rychlost růstu
cementované vrstvy), ale snižuje se obsah uhlíku na
povrchu výrobku /obr. 6.12/. Pro dosažení optimální
koncentrace uhlíku na povrchu výrobku by pro
cementační teplou 950 0C bylo potřeba v cementační
atmosféře zajistit poměr CO:CO2 až 99:1. Kontrola
složení cementační atmosféry při cementování
v prášku je nesnadná a získání rovnoměrné vrstvy,
jak z hlediska koncentrace, tak i hloubky vrstvy, je
obtížné. Čas potřebný k nauhličování se přibližně
stanoví z nauhličovací rychlosti, která se udává za
běžných podmínek cementace asi 0,1 m.h-1. Vlastní
doba cementace vsázky se upravuje dle vyhodnocení
zkoušek odebraných z víka cementační krabice.
95
Tento způsob cementace je sice na ústupu, ale stále ještě zůstává důležitou metodou
cementování. Proces je zdlouhavý a málo produktivní. Nevýhodou tohoto způsobu jsou značné
hmoty, které je nutno společně s výrobky ohřívat na cementační teplotu. Provoz též vyžaduje
prostor a zařízení pro regeneraci cementačních prášků, jež způsobuje zhoršení pracovních
podmínek. Proces není vhodný pro automatizaci. Jedinou výhodou je adaptabilnost procesu, tedy
možnost zpracovávat různé výrobky v běžných , např. komorových pecích, čehož se často využívá
v kusové výrobě.
Cementování v kapalném prostředí je vhodné pro drobné a střední výrobky, zvláště pokud
nevyžadují silné cementační vrstvy. Hlavními složkami kapalných prostředí jsou uhličitany
alkalických kovù (Me) a karbid křemíku, které reagují takto:
Me2CO3 ↔ Me2O + CO2
a
SiC ↔ Si + C
Si + CO2 ↔ SiO2 + C
a
Me2O + SiO2 ↔ Me2SiO3
Původně se používaly lázně roztavených chloridových solí (NaCl, KCl, BaCl 2) a jako nositel
aktivního uhlíku byly používány kyanidy (NaCN, KCN). U kyanidových lázní, při cementačních
teplotách 880 až 920 0C se obohacuje povrch zpracovávaných výrobků především uhlíkem. Při
nižších teplotách dochází i k obohacení dusíkem (viz nitrocementace). Nauhličení nastává za
spoluúčasti vzdušného kyslíku a jeho průběh lze vyjádřit těmito reakcemi:
2 NaCN + O2 = 2 NaCNO a
4 NaCNO = 2 NaCN +Na2CO3 + CO + 2 N
Rychlost nauhličování je hlavně ovlivněna koncentrací kyanidů v cementační lázni, jež se
pohybuje od 10 do 70 %. Aby nedocházelo k přílišné oxidaci, pokrývá se hladina těchto lázní
vrstvičkou grafitu. Pro uvažované teploty je rychlost cementace v soli asi o 30 % vyšší než při
cementaci v prášku.
Výrobky určené k cementování musí být kovově čisté a suché. Protože se jedná o vysoce
jedovaté látky (kyanidy) je nutné přísné dodržování bezpečnostních předpisů při práci s těmito
solemi a při jejich skladování. Je nutno počítat i s likvidací jak tuhých, tak tekutých odpadů. Tyto
solné lázně také nesmějí přijít do styku s ledkovými lázněmi, za pracovních teplot spolu reagují a
došlo by k výbuchu.
Také v kapalných prostředích nelze regulovat nauhličující potenciál, objem výrobků může
činit maximálně jednu třetinu objemu vany, pracovní podmínky jsou špatné.
Cementování v plynném prostředí je moderní,
technologicky výhodný a produktivní způsob. Plynná
prostředí jsou multikomponentní směsi plynů (CO, CO2,
CnH2a+2, H2O, H2, N2). K jejich výrobě se používá plynů
nebo látek kapalných.
Obr. 6.13:
Závislost uhlíkového
potenciálu endoatmosféry při 900 0C
na přídavku zemního plynu
Při cementování s použitím nosného plynu se
používá průběžných nebo víceúčelových pecí. Aktivní
atmosféra je v peci již před vložením vsázky. Obvykle
cementační atmosféru tvoří nosná endoatmosféra
s přídavkem obohacujícího plynu /obr. 6.13/. Složení
pracovní atmosféry neodpovídá výchozímu složení
přiváděnému do pece (ohřevem a přívodem obohacujícího
plynu probíhají reakce mezi jejími složkami). Zemní plyn
obsahující přes 90 % CH3 a směs propan-butan dávají tolik
sazí, že samotné nejsou použitelné; ředí se chudými plyny.
Naproti tomu hutní generátorový plyn je třeba obohacovat.
Svítiplyn je třeba sušit a obohatit propanem. Složení
96
pracovní atmosféry bývá cca 20 %CO, pod 40 %N2, pod 40 %H2, 0,4 %CO2, 3 až 15 %CH4.
Množství atmosféry přiváděné do pece se pohybuje dle velikosti pece od 10 do 50 m3.h-1..
Teploty cementování, které se pohybují v rozmezí 850
až 1050 0C, výjimečně až 1150 0C, závisejí především na
druhu oceli, ale i na složení nauhličujícího prostředí a
velikosti výrobku. Nižších teplo se používá u CrNi ocelí a
drobných výrobků. Pro cementování uhlíkových ocelí se
nejčastěji používají teploty 900 až 950 0C. Pouze jemnozrnné
cementační oceli (CrMnTi), odolné proti hrubnutí
austenitického zrna, je možno dlouhodobě cementovat při
vyšších teplotách (1000 až 1050 0C). Zvyšováním teploty se
cementování urychluje zejména v důsledku zvětšení
difuzivity
uhlíku
v austenitu
(nebezpečí
hrubnutí
austenitického zrna a zvětšení opotřebení pecních agregátů);
hloubka nauhličené vrstvy roste, ale při daném průtočném
Obr. 6.14: Koncentrační profily
množství atmosféry začíná od určité teploty klesat její
uhlíku při různých teplotách
nauhličující potenciál /obr. 6.14/. Určité snížení
cementování
nauhličujícího potenciálu při zvětšené hloubce cementační
vrstvy je příznivé. Vysoký koncentrační spád (vyloučíme-li vytváření sazí na povrchu výrobků)
může mít v povrchové vrstvě vyšší obsah uhlíku jak 0,9 %, což má za následek vyloučení křehkého
sekundárního cementitu ve tvaru síťoví nebo jehlic, který znehodnocuje vzniklou cementační
vrstvu. Vysoký koncentrační gradient zvyšuje i vnitřní pnutí při tepelném zpracování. Pro zvýšení
rychlosti je vhodné při stálé teplotě rozdělit nauhličování na dvě etapy:
•
sytící - při použití maximálního možného nauhličujícího potenciálu (1,2 %C)
•
difúzní – ve které se sníží vysoká povrchová koncentrace uhlíku snížením uhlíkového
potenciálu příslušné atmosféry na požadovanou hodnotu (0,8 %C). Difúzní stadium
cementování činí asi jednu čtvrtinu z celkové doby působení atmosféry, dochází jednak
k částečnému oduhličení povrchu, jednak k difúzi uhlíku směrem do jádra výrobku /obr. 6.15/
Uvedený technologický postup vede ke zkrácení doby cementování. Velikost zkrácení je
závislá na rozdílu sytícího a difúzního potenciálu uhlíku /obr. 6.16/.
Nejúčinnější cementační atmosféry se
získávají pyrolýzou tekutých organických
látek často přímo v peci. Nauhličující
potenciál atmosfér je možno regulovat, jsou
Obr. 6.16: Zkrácení doby cementace /v %/
v závislosti na rozdílu sytícího a difúzního
potenciálu
Obr. 6.15: Koncentrační profily uhlíku při
různých uhlíkových potenciálech atmosféry –
teplota 900 0C /A-výsledný, B-sytící, C-difúzní/
97
vhodné pro cementování velkých výrobkù, proces lze automatizovat a přináší dobré pracovní
podmínky. Používá se většinou plynotěsných šachových elektrických pecí s nucenou cirkulací (typ
Monocarb – kap. 9.1). Jako cementační kapalina se používá tzv. Teral (40 % terpentýnu, 30 %
etylalkoholu, 30 % acetonu), směsi petroleje a etylalkoholu (30 % + 70 %), lakového benzinu apod.
Množství vkapávané cementační kapaliny se pohybuje dle velikosti pece od 300 do 500 cm3.h-1.
Složení atmosféry je v rozsahu: 0,1 % CO2, 25 až 30 % CO, 60 až 65 % H 2, 2 až 5 % CH4, 6 % N2,
rosný bod bývá 12 až 16 0C. Pro kvalitní a ekonomický chod pece je důležitá její těsnost.
Nauhličující potenciál je ovlivňován i velikostí povrchu vsázky.
Dobu nauhličování můžeme výrazně zkrátit vakuovým cementováním, jehož základními
parametry jsou teploty 950 až 1050 0C a tlak 1 až 10 Pa. Po dosažení cementační teploty je do pece
vpuštěn čistý uhlovodík (CH4, C3H8) pod tlakem 5 až 50 kPa. Tok plynů může být kontinuální nebo
se střídavě opakuje plnění a evakuování. Nauhličující stadium (30 až 60 minut) je vystřídáno
difúzním stadiem (10 až 20 minu), při němž se evakuuje. Vzhledem k vysoké teplotě procesu se
doporučuje ochlazovat výrobky vpuštěním dusíku, znovu evakuovat a ohřát na teplotu těsně nad Ac3
pro zjemnění austenitického zrna kalit do oleje. Výhodou této cementační technologie jsou krátké
výrobní cykly a její čistota, k nevýhodám počítáme vysoké investiční náklady a nerovnoměrnou
tloušťku vrstvy u výrobků nepříznivě umístěných vzhledem
k toku atmosféry.
Obr. 6.17:
Časová a teplotní
závislost hloubky cementační vrstvy
oceli v různém aktivním prostředí
Jinou časově úspornou technologií je cementování
v doutnavém výboji, které probíhá za sníženého tlaku
metanu (0,1 až 3 kPa). Mezi výrobkem (katodou) a anodou
je potenciálový rozdíl několika kilovoltů. Tím vznikne tenká
vrstva plazmatu dokonale obalující výrobek, dokonce i při
jeho nepravidelném tvaru. Uhlíkový potenciál v plazmatu je
vysoký, takže postačí krátké nauhličující stadium (10
minut), které musí být následováno dalším difúzním stadiem
(30 minut). Výhodou této cementační technologie je
mimořádná rovnoměrnost nauhličené vrstvy, dokonce na
površích zastíněných vzhledem k anodě a malá spotřeba
plynu.
Vliv druhu a teploty cementačního prostředí na
kinetiku sycení oceli uhlíkem je zachycen na obr. 6.17.
Ochrana proti cementaci
V některých případech je zapotřebí, aby některé části povrchu cementovaných výrobků
zůstaly po zakalení měkké a dobře obrobitelné. Tyto části povrchu, jako např. otvory, drážky, závity
apod., se chrání proti nauhličení. Nejdokonalejší ochranou ve všech cementačních prostředích je
přídavek na opracování, jehož tloušťka odpovídá hloubce cementační vrstvy – po nauhličení se
přídavek odebere obráběním, které se provádí před kalením. Velmi dobrou ochranou je galvanické
pomědění v kyanidové a kyselé lázni zpravidla vrstvou 20 až 50 µm. Nelze však použít tuto vrstvu
v solných lázních, kde dochází k jejímu narušení; při ohřevu v oxidační atmosféře v peci
s rozkladem cementační kapaliny. Jako vhodná ochrana se též osvědčila pasta Anticarb (50 % B 2O3,
10 % polystyren, 40 % toluen), kterou dodává Severochema Liberec. Tato směs je ve vodě snadno
rozpustná a proto se její zbytky snadno odstraňují. Pro cementování v tuhém prostředí se používá
jako ochrany různých nátěrů a past ze směsi vodního skla, skelného prášku a mastku, případně
omazání jílem a azbestem.
Naopak k místnímu nauhličování výrobků je též možno použít nejrůznějších past a nátěrů.
Poměrně dobře se osvědčila pasta složená z jemně mletého koksu (60 %), s přísadou uhličitanu
98
barnatého (35 %) a žluté krevní soli (5 %). Takto lze zpracovávat méně důležité výrobky o malé
tloušťce cementační vrstvy.
Tepelné zpracování po nauhličení
Podmínky pro tepelné zpracování výrobků po nauhličení mají některé zvláštnosti
vyplývající ze samotné technologie cementování a vlastností cementovaných vrstev. Rozdílný
obsah uhlíku na povrhu a v jádře výrobku má za následek nepříznivé rozložení vnitřních pnutí a
komplikuje volbu kalící teploty. Volba způsobu tepelného zpracování závisí tedy na druhu
nauhličujícího prostředí, použitého postupu cementování a úrovně zatěžování cementované strojní
součásti.
Z
ekonomického
i
ekologického
hlediska
existuje snaha o využití
cementační
teploty.
Po
cementování
je
nutné
výrobky
před
kalením
ochlazovat na teplotu okolí
buď
tehdy,
bylo-li
nauhličováno
v zásypu
(očistění povrchu), nebo je-li
potřebné
výrobek
ještě
obrábět.
Nejjednodušší způsob
Obr. 6.18: Schéma způsobů kalení po nauhličení /A-přímé z tepelného
zpracování
je
cementační teploty, B-přímé s přichlazením, C-s podchlazením, kalení z cementační teploty
D-na jádro, E-na vrstvu, F-dvojité kalení/
/obr. 6.18A/. Uhlíkové oceli
se kalí do vody, legované
obvykle do oleje (nebo solné lázně). Tato teplota je pro kalení cementační vrstvy příliš vysoká,
navíc poměrně dlouhým setrváním na cementační teplotě zhrubne zrno austenitu. Proto se po
přímém kalení získá hrubá martenzitická struktura s velkým podílem zbytkového austenitu. Velký
rozdíl mezi cementační teplotou a teplotou kalící lázně je příčinou značných vnitřních pnutí a
deformací výrobků. Cementovaná vrstva má nižší tvrdost, menší odolnost proti únavě a je značné
nebezpečí výskytu trhlin. Tento postup je nejlevnější a jeho použití se omezuje na jednoduché,
méně namáhané výrobky z uhlíkových ocelí.
Častější způsob je kalení s přichlazením /obr. 6.18B/. Výrobky po ukončení cementace se
ochladí na teplotu nad Ac1 (po dobu nutnou pro vyrovnání teplot) a z této teploty se kalí. Nedochází
sice k překrystalizaci (nezjemní se austenitické zrno), omezí se však velikost vnitřních pnutí a
deformací, sníží se množství zbytkového austenitu. Problematickým je zachování uhlíkového
potenciálu pracovní atmosféry (ochlazováním se zvyšuje). Tento postup má širší použití i pro více
namáhané výrobky.
Kalení s podchlazením pod teplotu Ar1 /obr. 6.18C/ je výhodný postup často používaný
v moderních kontinuálních cementačních linkách nebo ve víceúčelových pecích. Výhoda tkví ve
využití velké části akumulovaného tepla vsázky a vlivem zrychleného ochlazení dojde
k překrystalizaci, takže výsledná struktura je podstatně jemnější. Také podíl zbytkového austenitu a
vnitřních pnutí je nižší. Jádro výrobku obsahuje určitý podíl feritu. V současné době
nejpoužívanější způsob kalení s velkou povrchovou tvrdostí, bez zvláštních požadavků na pevnost
jádra výrobku.
99
Existuje i několik způsobů kalení po ochlazení cementovaných výrobků na pokojovou
teplotu. Při ohřevu na kalící teplotu rovnou 30 až 50 0C nad Ac3 jádra /obr. 6..18D/ mluvíme
o kalení na jádro. Vlivem překrystalizace a následné plné austenitizace jádra se stává pevným a
velmi houževnatým. Vlastnosti vrstvy jsou obdobné postupu B.
Ohřev na teplotu 30 až 50 0C nad Ac1 /obr. 6.18E/ je správnou kalící teplotou cementované
vrstvy (jemnozrnná, tvrdá, houževnatá). Jádro je však podkaleno, má sice jemnou strukturu,
obsahuje však podíl feritu. Tento způsob zpracování býval nazýván tzv. kalení na vrstvu.
U více namáhaných výrobků se často používalo tzv. dvojité kalení. Prvním kalením z vyšší
teploty nad Ac3 se zjemní zrno a rozpustí sekundární cementit povrchové vrstvy. Druhým kalením
z teploty nad Ac1 se získá v cementované vrstvě jemný martenzit, i když jemné jádro je podkaleno.
Bylo zjištěno, že tento způsob tepelného zpracování zbytečně zvyšuje deformace výrobků a
nepřináší podstatné zlepšení houževnatosti. Navíc při dvojitém kalení dochází ke značným
energetickým a časovým ztrátám.
Po ochlazení na pokojovou teplotu se někdy oceli (zvláště legované niklem) ke zmenšení
podílu zbytkového austenitu bezprostředně po zakalení zmrazují. Závěrečnou operací tepelného
zpracování cementovaných výrobků je vždy popouštění při nízkých teplotách (150 až 220 0C) po
dobu 1 až 2 hodiny, kterým se snižuje úroveň vnitřních pnutí a výrobek se tvarově stabilizuje.
Povrchová tvrdost nemá klesnout pod 58 až 60 HRC.
Obr. 6.19: Závislost poměrné únavové
pevnosti v ohybu na poměrné hloubce
cementované nebo nitrocementované
vrstvy /r=poloměr výrobku/
K charakteristikám mechanických vlastností
cementovaných, kalených a popuštěných výrobků
patří povrchová tvrdost a její průběh v cementační
vrstvě, pevnost a houževnatost jádra, zbytková pnutí a
únavové vlastnosti. Povrchové tvrdosti je úměrná
odolnost proti opotřebení a tvrdost 58 až 60 HRC je
optimální z hlediska kontaktní únavové pevnosti.
Průběh tvrdosti v cementační vrstvě, který je podobný
koncentračnímu profilu uhlíku, nemá být příliš strmý.
Po cementování v plynu i ve vakuu dosahuje
u uhlíkových ocelí tvrdosti kolem 800 HV (63 HRC).
Nejvyšší tvrdost až 900 HV (66 HRC) má kalená
cementační vrstva po nauhličování v plazmatu.
Pevnost houževnatost jádra výrobku závisí na
chemickém složení oceli, jejím tepelném zpracování,
prokalitelnosti, tvaru a velikosti výrobku.
Pevnost jádra a zbytkové pnutí v povrchové vrstvě ovlivňují únavovou pevnost výrobku.
Vzhledem k tomu, že při kalení začíná martenzitická přeměna v jádře (nižší obsah C, vyšší teplota
Ms) a postupně se šíří směrem k cementovanému povrchu, vzniknou při normálním koncentračním
profilu uhlíku ve vrstvě příznivá tlaková zbytková pnutí, jejich maximum však často leží v malé
hloubce pod povrchem. Poměrná ohybová únavová pevnost σoC/σooC (σooC = mez únavy výrobku
bez CHTZ) ovšem také závisí na poměrné hloubce cementované vrstvy /obr. 6.19/, tato závislost se
liší pro různá aktivní přenosová prostředí.
6.4
Nitrocementování
Podstata nitrocementace spočívá v nasycování povrchu uhlíkem a dusíkem při teplotách
nižších než teploty cementační, ale vyšších než teploty Ac3, nejčastěji do 840 až 860 0C. Vrstva se
100
tedy tvoří současně difúzí dusíku a uhlíku v austenitu. Nitrocementované vrstvy jsou obdobou
vrstev cementovaných a žádoucích vlastností je tedy dosaženo jejich ochlazením z cementační
teploty takovou rychlostí, aby nastala přeměna uhlíko-dusíkového austenitu v martenzit. Přítomnost
dusíku v nitrocementovaných vrstvách je příčinou rozdílů, kterými se nitrocementované vrstvy liší
od vrstev cementovaných. Lze je shrnout asi následujícím způsobem.
Při současné difúzi uhlíku a dusíku v austenitu se účinkem dusíku urychluje difúze uhlíku.
Rychlost růstu vrstev nitrocementovaných při teplotě 850 až
860 0C se proto při menších
tloušťkách blíží rychlosti růstu vrstev cementovaných. Nižší teplota nitrocementace přispívá ke
snížení deformací, prodlužuje životnost
pecních zřízení a zejména umožňuje přímé
kalení po nitrocementaci i u ocelí, které
nemají v podmínkách cementace zaručené
jemné austenitické zrno. Vzhledem k nižší
teplotě pochodu není při přímém kalení po
nitrocementaci nutné ochlazovat výrobky
na nižší teplotu kalení.
Dusík
snižuje
překrystalizační
teploty austenitu. Při nitrocementaci za
teplot nižších než teplota jádra A3 se
v důsledku toho hranice austenitické oblasti
posouvá k menším obsahům uhlíku. Tím se
usnadňuje
difúze
uhlíku
v neúplně
austenitizované základní hmotě. Proto, na
rozdíl od cementace, nedochází při
nitrocementaci za teplot nižších než A3
jádra k brždění růstu vrstvy a k vytváření
ostrého přechodu do jádra.
Přítomnost dusíku v tuhém roztoku
zvyšuje
stabilitu podchlazeného austenitu
Obr. 6.20: Diagram izotermické přeměny austenitu
/obr. 6.20/. Nitrocementované vrstvy mají
proto vyšší prokalitelnost než vrstvy cementované. Vysoká
prokalitelnost vrstev umožňuje kalit nitrocementované
výrobky z nelegované ocele do oleje.
Obr. 6.21: Obsah uhlíku, dusíku,
tvrdost a podíl zbytkového austenitu
v nitrocementované vrstvě
Dusík zvyšuje obsah zbytkového austenitu ve
struktuře zakalených nitrocementovaných vrstev /obr. 6.21/.
Zbytkový austenit na jedné straně snižuje tvrdost vrstvy a
jeho obsah je omezen nejnižší přípustnou tvrdostí povrchu.
Na druhé straně však přítomnost zbytkového austenitu
v martenzitické struktuře zakalených nitrocementovaných
vrstev brzdí vliv únavových trhlin a zvyšuje únavovou
pevnost nitrocementovaných výrobků. Kromě toho zvyšuje
přítomnost zbytkového austenitu ve struktuře vrstvy její
plasticitu. Vzrůst plasticity vrstvy vede ke zvýšení rázové
houževnatosti a v menší míře i ke zvýšení pevnosti v ohybu
nitrocementovaných
ocelí.
Větší
plasticita
nitrocementovaných vrstev umožňuje dosáhnout postačující
houževnatosti i u výrobků z ocelí s pevností jádra 1700 až
2000 MPa.
101
Použití těchto ocelí otevřelo významnou oblast nitrocementace vysoko namáhaných
ozubených kol a hřídelí. Velká pevnost jádra dovoluje podstatně snížit tloušťku vrstvy při
rovnocenné přesnosti a odolnosti proti kontaktní únavě. V takových případech umožňuje
nitrocementace ve srovnání s cementací zkrácení doby pochodu o 60 až 70 %.
Nitrocementace ozubených kol je doprovázena podstatně menšími deformacemi než
cementace. Malé deformace souvisí s nižší teplotou pochodu, menší tloušťkou vrstvy a
s rovnoměrnějším rozložením vnitřních pnutí I. druhu v nitrocementovaných vrstvách. Velmi
namáhaná nitrocementovaná ozubená kola mají rovněž větší odolnost proti opotřebení otěrem. Jak
se zdá projevuje se zde specifický účinek dusíku na třecí vlastnosti.
Ve srovnání s přednostmi jsou nevýhody nitrocementace méně závažné. Patří k nim větší
technologická náročnost pochodu, při kterém je nutno udržovat nitridační a nauhličovací schopnost
ve vhodných mezích. V povrchových oblastech, při zvýšeném obsahu dusíku nad 0,5 %, byly
zjištěny póry na hranicích původních austenitických zrn. Za nevýhodu je možno považovat i to, že
tloušťka nitrocementovaných vrstev je omezena časovou závislostí růstu prakticky na vrstvy do
1 mm.
Vzhledem k podobnosti s cementací používá se též podobných způsobů a zařízení. Je
možné provádět nitrocementaci v prášku, kde se k cementačnímu prášku přidávají drcené organické
části (rohovina, paznehty apod.), jako zdroj dusíku. Pro místní nitrocementaci je možno použít past
obsahujících 10 až 20 % K4Fe(CN)6. Častěji se provádí nitrocementace v plynném prostředí,
např.v šachtových pecích HOA (Monocarb), kde zdrojem nitrocementační atmosféry je rozklad
kapaliny Teral s přídavkem 20 až 30 % anilinu (C6H5NH2) nebo pyridinu (C5H5N) přímo v peci.
Provádí-li se nitrocementace ve víceúčelových nebo průběžných pecích, používá se endoatmosféra
jako nosný plyn, ke kterému se přidává 2 až 5 % methanu a 2 až 7 % čpavku. K nitrocementaci lze
též použít solných lázní obsahujících kyanidy (např. sůl GS 560 + NaCN), nebo neutrální složky
(např. soli o složení 40 %NaCl, 30 %NaCN a 30 %Na2CO3).
6.5 Nitridování
Nitridování je sycení povrchu ocelového (ev litinového) předmětu dusíkem v plynném nebo
kapalném prostředí při teplotě pod Ac1 (obvykle v rozsahu 470 až 580 0C). Na rozdíl od cementování
se požadovaných vlastností povrchu dosahuje již během nasycování dusíkem, tzn. bez následujícího
tepelného zpracování. Účelem nitridování je vytvoření povrchové vrstvy obsahující vysoce
disperzní nitridy slitinových prvků s vysokou afinitou k dusíku (Al, Cr, Ti, W, V), která si zachová
velkou tvrdost a odolnost proti otěru i za vyšších teplot. Tímto zpracováním se dosahuje též co
nejmenších tvarových změn za současného zvýšení meze únavy.
Rovnovážné a nerovnovážné stavy při sycení dusíkem
Pro přenos dusíku mezi plynným prostředím a výrobkem je významná tepelná disociace
čpavku a molekulárního dusíku (při zpětné reakci jejich vznik syntézou složek) a také přenos přes
fázové rozhraní, což vystihují následující rovnice:
3
1
3
NH 3 ↔ N 2 + H 2
2
2
1
N 2 ↔ N( g ) a
2
1
2
N2
KN = p .
p H2 2
p NH 3
N ( g ) ↔ N ( γ ) tedy
NH 3 ↔ N ( γ ) +
102
3
H2
2
takže ustavení metastabilní rovnováhy mezi NH3 a H2 v atmosféře na jedné straně a obsahem
N(γ) v austenitu na druhé straně se řídí stejnými zákony jako kdyby šlo o rovnováhu stabilní.
Jestliže známe teplotní závislost KN a zvolíme jako standardní stav molekulární dusík o tlaku
0,1 MPa, můžeme vyjádřit termodynamickou aktivitu dusíku v austenitu, který je v rovnováze
s atmosférou: a N (( γ ) = p N 2 . Pro nitridační potenciál atmosféry pak dostaneme:
N N( γ ) =
1
γ N( γ )
.K 2N .
p 2NH 3
p 3H 2
Při sycení dusíkem v atmosféře obsahující čpavek, je četnost disociace molekul NH3
v adsorpční vrstvě závislá na pNH3 v atmosféře. Proto sycení dusíkem vzrůstá s rostoucím obsahem
nerozloženého NH3 v atmosféře. Tento obsah není určen termodynamickou rovnováhou s H2 a
N2, ale součiniteli ovlivňujícími rychlost tepelné disociace NH3, mezi nìž patří teplota pochodu,
rychlost průtoku atmosféry a katalytické účinky horkých částí pece a vsázky. Tak s rostoucí teplotou
klesá obsah dusíku
v nitridační vrstvě na povrchu výrobku, což je dáno především vlivem
poklesu podílu nerozloženého NH3 v atmosféře, i když to je kompenzováno příznivým růstem pN2
(fugacity fN2)
v závislosti na teplotě.
U legovaných ocelí je třeba uvážit změnu sytícího potenciálu, která je vyvolána změnou
termodynamické aktivity uhlíku nebo dusíku v austenitu nebo ve feritu vlivem přísadových prvků.
Systém železo-dusík
Obr. 6.22: Rovnovážný diagram soustavy železo - dusík
103
Základní
představu
o struktuře nitridované vrstvy
poskytuje rovnovážný diagram Fe-N
/obr. 6.22/. Rovnovážné diagramy
soustav Fe-C a Fe-N jsou si
v základě podobné. Rozpustnost
dusíku ve feritu i v austenitu je větší.
Při teplotě A1 soustavy Fe-N
(590 0C) se ve feritu rozpouští
0,10 % dusíku a v austenitu 2,35 %
dusíku. Další podobnost je v tom, že
v obou
soustavách
dochází
k eutektoidní přeměně (reakci) za
vzniku lamelárního eutektoidu.
Lamelární eutektoid v soustavě Fe-N
je tvořen feritem a nitridem Fe4N.
Nazývá
se
braunit.
Kromě
podobnosti však v obou soustavách
existují i značné rozdíly, způsobené
různými
vlastnostmi
sloučenin
železa
s uhlíkem
a
železa
s cementitem. Mezi uhlíkem a
železem se vytváří jedna stálá
sloučenina, cementit. Reakcí mezi
železem a dusíkem vzniká několik
sloučenin – nitridy železa. Ve
srovnání s cementitem se nitridy
železa vyznačují mnohem vyšší
metastabilností.
Nejnižší obsah dusíku má nitrid γ´, označovaný také Fe4N. Atomy železa v nitridu γ´ tvoří
kubickou, plošně centrickou mřížku. Atomy dusíku zaujímají v této mřížce přibližně jednu čtvrtinu
oktaedrických interstetických poloh. Jeho mřížkový parametr roste s rostoucím obsahem dusíku.
Nitrid γ´ je stálý pouze do teploty 670 0C. Při této teplotě se přeměňuje v nitrid ε. Nitrid ε je
stabilní i za teplot nižších než 670 0C, avšak při vyšších koncentracích dusíku. Atomy železa v něm
obsahují uzlové body hexagonální mřížky, zatímco dusík zaujímá proměnlivou část interstetických
poloh. Ve srovnání s ostatními nitridy se nitrid ε vyznačuje velmi širokým rozmezím složení, které
se značně mění s teplotou. Kromě nitridu ε existuje v soustavě Fe-N ještě ortorhombický nitrid ξ
o přibližném složení Fe2N. Nitrid ξ existuje v úzkém rozmezí mezi 11,07 až 11,18 % dusíku, je
stálý v rovnováze se čpavkem v okolí 450 0C. Za vyšších teplot se ve čpavkové atmosféře už při
velmi malém obsahu vodíku rozkládá.
Mimo podobnost rovnovážných
soustav Fe-N a Fe-C existují i analogie
přeměny
podchlazeného
austenitu
v obou soustavách. Při teplotách blízko
pod A1 má tato přeměna difúzní povahu
– stejně jako přeměna perlitická
u soustavy Fe-C. Jejím produktem je
lamelární eutektoid, tj. feritem a
kubickým nitridem γ´ tvořený braunit.
Tloušťka lamel u braunitu klesá
s klesající teplotou přeměny, obdobně
jako u perlitu. Existuje u obou soustav
i velká podobnost kinetiky přeměny
Obr. 6.23: Diagram izotermické přeměny eutektoidní /obr. 6.23/. S klesající teplotou přeměny
slitiny Fe-N /s 2,35 %N/
dusíkového austenitu se zkracuje
inkubační doba a rovněž doba přeměny.
V důsledku toho se na diagramu izotermické přeměny dusíkového austenitu vytváří charakteristický
nos. Při teplotách nižších než 400 0C se mění charakter struktury. Nevzniká už lamelární struktura,
ale leptáním těžko rozlišitelná struktura jehlicovitá. Její
tvrdost plynule roste až na hodnoty kolem 700 HV
(s klesající teplotou přeměny). Jsou všechny
předpoklady k domněnce, že jde o bainitickou
přeměnu dusíkového austenitu. Při teplotě kolem 35 0C
začíná u slitiny s 2,35 % dusíku martenzitická
přeměna. Vzniká struktura k nerozeznání podobná
uhlíkovému martenzitu s vysokým obsahem uhlíku.
Dusíkový martenzit je obvykle označován jako fáze α
´. Zvláštností martenzitické přeměny u slitin železa
s dusíkem je poměrně úzké teplotní rozmezí přeměny.
Při teplotě konce přeměny zůstává ve struktuře více
než 40 % zbytkového austenitu. O také způsobuje nižší
tvrdost „zákalné“ struktury do 640 HV. Tvrdost
vlastních martenzitických jehlic dusíkového austenitu
přesahuje 1000 HV. Při popouštění fáze α´ se
v počátečních stadiích tvoří metastabilní fáze α´´ Obr. 6.24: Tvrdost fází soustavy Fe-N nitrid Fe16N2, který při vyšších teplotách popouštění
/čárkovaná čára udává tvrdost feritu (nad 180 0C) se přeměňuje na nitrid Fe4N (γ´).
před nitridací/
104
Fáze ε, ξ a α nemají vysokou tvrdost /obr. 6.24/. Fáze ε má zvýšenou odolnost proti
opotřebení a vysokou odolnost proti atmosférické korozi, která není ovlivněna koncentrací dusíku.
Při vysokém obsahu dusíku v ε fázi (10 až 11 %) se tato stává křehkou.
Při nitridaci ocelí (a zejména litin), nebo při současném nasycování železa dusíkem a
uhlíkem (karbonitridaci) se na nasycovaném povrchu tvoří karbonitridy. Karbonitrid ε Fe2,3(N,C)
je v porovnání s nitridem ε méně křehký, má vyšší tvrdost (400 až 450 HV) a odolnost proti
opotřebení. Rozpustnost uhlíku v nitridu γ´ je velmi malá.
Legující prvky, přítomné v ocelích, ovlivňují rozpustnost dusíku ve feritu, rozpouštějí se ve
fázích ε a γ´ a mohou tvořit s dusíkem též samostatné nitridy. Legující přechodové prvky,
rozpustné ve feritu (např. W, Mo, Cr, Ti, V), zvyšují rozpustnost dusíku ve feritu. Nejvíce zvyšují
rozpustnost dusíku ve feritu chrom a vanad. (rozpustnost může dosáhnout 2 a 3 %). Při nitridaci
ocelí vznikají komplexní nitridy nebo karbonitridy typů: (Fe,Me)4N, (Fe,Me)3N, (Fe,Me)3(N,C)
apod. Afinita prvků k dusíku vzrůstá v tomto pořadí: Cu, Ni, Co, Fe, Mo, Cr, Mn, V, Nb, Si,
Al, Ti, Zr.
Mikrostruktura vlastní nitridační vrstvy je s ohledem na rovnovážný diagram velmi složitá.
Jednotlivé fáze jsou od sebe poměrně ostře odděleny. Vrstva je nehomogenní, fáze Fe nN i nitridy
legur mají v různých hloubkách vrstvy různou koncentraci dusíku. V ocelích, tzn. v přítomnosti
uhlíku, vznikají i složitější chemické sloučeniny – karbonitridy. Pořadí fází ve vrstvě od okraje
směrem k jádru je různé při podeutektoidním či nadeutektoidním sycení a mění se také v závislosti
na rychlosti ochlazování. Při pomalém ochlazování z teploty sycení dusíkem jsou fáze uloženy
směrem od povrchu v tomto pořadí /obr. 6.25/:
ξ → ξ + ε → ε → ε + γ´ → γ´ → α + γ´ → α
Fáze ξ, která je stabilní pod
teplotou 500 0C, při obvyklých
parametrech
nitridace
nevzniká.
Analogicky, jako při podeutektoidních
teplotách, se tvoří nitridační vrstvy při
teplotách nadeutektoidních. Při jejich
pomalém
ochlazování
dochází
k rozpadu monofázových vrstev a
vznikají dvojfázové oblasti α + γ´ a
ε + γ´.
Nitridační vrstva se tedy obecně
skládá ze dvou částí:
Obr. 6.25: Postup vzniku fází v povrchové vrstvě při
nitridaci železa pod eutektoidní teplotou 590 0C
105
•
z povrchové
vrstvy
nitridů
obsahujících fázi γ´ či fázi ε nebo
směs
ε+γ´, tato vrstva bývá
nesprávně
nazývána
spojovací
vrstvou, podle starších pramenů
lemem nitridů, nebo nejčastěji bílou
vrstvou.
Na
metalografickém
výbrusu je velmi výrazná a její
tloušťka nebývá u běžných způsobů
nitridace větší než 0,01 mm
•
z difúzní vrstvy, která leží pod bílou
vrstvou. Je z hlediska celkových
vlastností nitridační vrstvy významnější a obsahuje fáze γ´ a
α. Obsahuje tedy dusík jednak v tuhém roztoku , jednak
sloučený se železem a legovacími prvky tvořící síťoví nitridů
po hranicích zrn nebo vyloučený ve formě nitridů uvnitř zrn.
Tvrdost difúzní vrstvy je nižší než tvrdost bílé vrstvy a klesá
směrem k jádru. Tloušťka difúzní vrstvy je od několika setin
do desetin milimetru.
Vlastní struktura vylučovaných nitridických fází závisí
také na teplotě a druhu oceli. Při nižších teplotách u uhlíkových
ocelí vznikají koherentní GP zóny diskovitého tvaru o tloušťce
jedné nebo více atomových rovin /obr. 6.26A/. U legovaných
ocelí tyto GP zóny jsou tvořeny vrstvou substitučně rozpuštěných
Obr. 6.26: Schéma Guinier- legur s interstetickými atomy dusíku (uhlíku) po obou stranách
Prestonových
zón /obr. 6.26B/. Při vyšších teplotách nasycování(nad 540 0C)
v nitridované vrstvě
/A- dochází k postupné ztrátě koherence nitridických částic s tuhým
uhlíková ocel, B-slitinová roztokem α. Další zvyšování teploty vede k tvorbě větších
ocel/
nitridů, k jejich koagulaci a sferoidizaci. Struktura nitridované
vrstvy je ovlivněna nejen teplotou nasycování, ale i způsobem
ochlazování z této teploty. Při velmi pomalém ochlazování z teploty nitridace dochází k rozpadu
přesyceného feritu a v α fázi se tvoří nitridy γ´ s typickou jehlicovitou morfologií.
Disperzita a rozložení částic způsobujících zvýšení tvrdosti a pevnosti nitridované vrstvy
závisí na:
•
teplotě nitridace (s růstem teploty nitridace klesá disperzita částic)
•
koncentraci legujících prvků (s růstem koncentrace klesá disperzita)
•
afinitě legujících prvků k dusíku (s růstem afinity roste disperzita)
•
koeficientu difúze atomů legujících prvků (s růstem koeficientu difúze klesá disperzita částic)
•
vlivu legujících prvků na rozpustnost dusíku v tuhém roztoku (s rostoucí rozpustností roste
disperzita částic).
Nitridační ocele
Při nitridování se v podstatě stejným způsobem tvoří vrstva u nelegované uhlíkové oceli i oceli
slitinové. Rozdíl je jen v tom, že se u nelegované oceli dusík slučuje se železem, kdežto
u slitinové oceli ještě s jinými prvky. Dusík se slučuje nejprve s těmi prvky, které jsou mu
nejpříbuznější. Význam jednotlivých prvků přítomných v oceli hodnotíme především podle jejich
vlivu na mechanické vlastnosti oceli. Protože u oceli po nitridování se má spojovat velká pevnost
jádra s možností povrchového tvrzení, obsah dusíku se pohybuje mezi 0,2 až 0,6 %. Při nitridování
měkké oceli se snadno povrch přesytí dusíkem a vznikne tlustá povrchová vrstva, která je křehká a
snadno se drtí při broušení. Při nitridování tvrdší oceli klade cementit odpor difúzi dusíku a doba
k dosažení vrstvy určité hloubky se prodlužuje. Je také nutno počítat s tím, že se stoupajícím
množstvím uhlíku se ochuzuje ferit o část legujícího prvku, např. Cr, V, Ti, takže při vzniku nitridu
se neuplatňuje celé množství přísady. Chrom a hliník působí sice záporně na hloubku nitridace,
avšak silně působí na pohlcování dusíku - na jeho koncentraci /obr. 6.27/. Tvořící se nitridy zvyšují
tvrdost vrstvy, přičemž tvrdost závisí na disperznosti nitridů. Nejvyšší tvrdost způsobuje hliník,
tvořící velmi jemné nitridy, dále vanad, molybden, chrom a mangan. Přísada hliníku však je jednou
z příčin křehnutí oceli delším setrváním na nitridační teplotě. Nepříznivý vliv hliníku na
houževnatost oceli po nitridování se kompenzuje přídavkem molybdenu. Tyto oceli nejsou tak
citlivé k popouštěcí křehkosti, a to je vzhledem k dlouhé době nitridačního procesu a pomalému
106
ochlazování důležité. Přísada chromu, kromě kladného vlivu na tvrdost vrstvy, přispívá k větší
prokalitelnosti, větší pevnosti a dobré houževnatosti jádra po zušlechťování. Podobně působí
i vanad, který též mimo příspěvku ke zvýšení tvrdosti vrstvy poskytuje oceli jemné zrno, dobrou
houževnatost, vyšší pevnost a odolnost proti poklesu pevnosti při popouštění. Nikl sice snižuje
tvrdost nitridované vrstvy i brzdí difúzi dusíku – nitridační vrstva je však houževnatější. Přísada
niklu dává oceli dobrou pevnost, houževnatost poklesne při nitridování, není-li vyvážena přídavkem
molybdenu. U nás jsou používány a normovány nitridační oceli s hliníkem (14 340 a 15 340) a bez
hliníku (15 230 a 15 330).
K dosažení
optimálních
vlastností
jádra a tvrzené vrstvy se
výrobky před vlastní
nitridací
zušlechťují.
Popouštěcí teplota při
zušlechťování musí být
vyšší
než
teplota
nitridační.
Vhodnou
výchozí strukturou pro
nitridování je tedy sorbit.
Nepřípustný
je
oduhličený
povrch
nitridovaného předmětu.
Rovněž ferit vyloučený
Obr. 6.27: Vliv legujících prvků v železe na tloušťku /a/ a tvrdost /b/
na
hranicích
zrn
nitridované vrstvy /parametry nitridace: 550 0C, 24 hodin/
u podkalených ocelí
nebo ocelí jen normalizačně žíhaných snižuje jakost nitridované vrstvy. V měkce žíhané oceli jsou
rovněž příliš velká souvislá pole feritu, kromě toho příliš měkký podklad způsobuje prolomení
tenké nitridované vrstvy.
K ochraně před nitridací v plynném prostředí se používá galvanického pocínování vrstvou 8
až 12 µm. Tlustší vrstvy, event. vrstvy žárově pocínované, mohou při nitridační teplotě tvořit kapky,
které stékají na plochy, jež nemají být chráněny a způsobují tak měkká místa. Jako ochrany je
možno použít i některých past (Condursal).
Jsou-li splněny všechny základní požadavky (vyšší popouštěcí teplota, event. žíhání na
odstranění pnutí před nitridací, vhodné uložení do pece, rovnoměrný ohřev a ochlazování apod.),
můžeme mluvit o bezdeformačním tepelném zpracování. Je nutno však počítat s tím, že při
nitridování se mírně zvětšují rozměry a to v závislosti na tloušťce vrstvy a době nitridace v rozsahu
cca od 0,01 do 0,08 mm. Toto bývá výhodné v případech, kdy broušením chceme odstranit bílou
vrstvu. Naopak při potřebě zachovat bílou vrstvu (např. z důvodů vyšší odolnosti proti opotřebení,
lepší zabíhavosti, event. z důvodů korozivzdornosti) je nutno vhodně upravit v technologickém
postupu rozměry výrobku před nitridováním.
Způsoby nitridování
Nitridování v plynné atmosféře má analogické přednosti jako při cementování. Nitridování
v kapalném prostředí se provádí zřídka.
Nitridování v plynu
Prakticky výhradně se používá plynného prostředí, které je tvořeno buď technicky čistým
čpavkem nebo směsnou atmosférou čpavku s dusíkem.
107
Nejvýznamnějším postupem je klasická nitridace ve čpavkové atmosféře při teplotách 500
až 570 0C. Vlastní proces nitridace se skládá ze dvou neoddělitelných částí – tepelného procesu a
chemického procesu. Při výběru teploty procesu se obvykle vychází z požadavků na tvrdost a
tloušťku nitridované vrstvy /obr. 6.28/. Chemický proces je výrazně ovlivněný stupněm disociace
čpavku (tj.množství
zplodin
rozkladu
dusíku a vodíku v %
celkového
objemu
zkoušené atmosféry)
v nitridačním
prostoru. Udržovaný
stupeň disociace se
volí v závislosti na
teplotě procesu (např.
pro konstrukční oceli
viz tab. 6. II).
Řízením
průtoku
čpavku
ovlivňujeme
jeho
a
b
disociaci. Při nízkém
Obr. 6.28: Vliv teploty a doby nitridace na tvrdost a tloušťku nitridované stupni
disociace
vrstvy na oceli typu 15 340 při nitridování v plynu
dochází k přesycení
povrchu dusíkem a
Tab. 6.II: Volba parametrů nitridace
vzniká silná nitridační vrstva, naopak vysoký
Teplota nitridace
Stupeň disociace /%/
stupeň disociace nedává možnost vzniku vrstvy.
/0C/
Průměrná spotřeba čpavku bývá asi 0,4 kg.h-1.m-3
500 až 520
20 až 40
pece.
520 až 540
30 až 50
Bylo zjištěno, že jeden z produktů
540 až 560
40 až 60
disociace – vodík - má v procesu nitridace
negativní vliv. Je přednostně adsorbován aktivními
Obr. 6.29: Vliv složení výchozího plynu na podíl (parciální tlak) vodíku v nitridačním
prostoru při nitridaci
108
místy povrchu a tím brání adsorpci molekul NH3. Nitridační potenciál je tedy možno ovlivnit
i ředěním nitridační atmosféry různými plyny. Pokud použijeme inertních plynů (Ar, N) zvyšujeme
nitridační potenciál, podporujeme vznik nitridů ε a γ´ . Při ředění čpavku produkty jeho rozpadu
(N2 + H2) se snižuje hloubka bílé vrstvy (nitridů) a zvětšuje se hloubka difúzní vrstvy. Zajištění
potřebného množství dusíkových atomů při podstatně nižším parciálním tlaku negativně působícího
vodíku ukazuje obr. 6.29. Pro atmosféru odváděnou z pece s 9 %NH3 parciální tlak H2 dosahuje
0,068 MPa a stupeň disociace α = 82 %. Pro kombinovanou atmosféru (25 %NH3 + 75 %N2) při
stejném obsahu čpavku odváděného z pece (9 %) dosahuje parciální tlak H2 pouze 0,019 MPa a
stupeň disociace α = 58 %.
K vlastní nitridaci se suché, odmaštěné (v některých případech jemně opískované) výrobky
rozmístí do pece tak, aby byl vhodný přístup aktivní nitridační atmosféry. Pecní prostor se
plynotěsně uzavře a propláchne plynným čpavkem. Pec se pak vytopí na nitridační teplotu,
nejčastěji 500 až 560 0C. K dosažení hloubky 0,4 mm trvá nitridace cca 48 hodin, k dosažení
hloubky 0,6 mm až 72 hodin. Po skončení nitridace se vsázka ponechá volně chladnout v peci za
stálého přívodu čpavku až do teploty 200 0C. Výrobky se z pece vyjímají teprve po úplném
zchladnutí.
Nitridační doba je velmi dlouhá a jsou proto snahy o její zkrácení. Tyto snahy je možno
rozdělit na způsoby ovlivňující vlastní nitridační potenciál atmosféry a způsoby, jež se snaží
ovlivnit difúzní proces. V prvém případě se ke zrychlení nitridace používá přídavku kyslíku
(vzduchu) a sice obvykle 4 l O2 na 100 l NH3, nebo přídavku vodíku a dusíku, např. 23 % NH3 a
77 % (H2 + N2). Ve druhém případě je snaha (jako u procesu cementování) rozdělit vlastní nitridační
proces na dvě etapy a sice etapu sycení a etapu difúzní. Je to například tzv. Floe proces, kde prvá
etapa (sycení) probíhá při teplotě 500 0C po dobu 5 až 8 hodin a stupni disociace 15 až 25 %. Druhá
etapa (difúze) probíhá při teplotě 550 0C po dobu 5 až 42 hodin za disociace 75 až 85 %. Určitou
formou dvoustupňového nitridování je nitridování s následným difúzním žíháním (rozpracované HF
VŠT v Košicích). V prvé etapě dochází k intenzivnímu nasycování povrchu oceli dusíkem při
vysokém parciálním tlaku NH3 (nízkém stupni disociace – vzniká fáze ε). Ve druhé etapě se provádí
žíhání v neaktivní atmosféře (N2, Ar, resp. endoatmosféra), kdy dochází ke snížení koncentračního
spádu v nitridované vrstvě (rozpouštění ε fáze do difúzní vrstvy).
Mezi intenzifikační procesy nitridování možno zařadit i některé další. Jedná se např.
o nitridování v ultrazvukovém poli, v literatuře se udává, že použitím ultrazvuku v plynných a
kapalných prostředcích se proces nitridace urychluje 1,2 až 1,5krát. Dalším způsobem je
nitridování s využitím vysokofrekvenčního ohřevu. Udává se, že vysokofrekvenční (nad 300 kHz)
elektromagnetické pole podporuje disociaci čpavku. Zrychlení procesu nitridace nastává pouze
v počátku nasycování, nejefektnější použití bývá do tloušťek nitridační vrstvy 0,2 až 0,25 mm.
Pro zlepšení odolnosti proti korozi se využívá nitridačních vrstev vzniklých při vysokých
nitridačních teplotách. Výše teploty je ovlivňována pevností jádra v důsledku popouštění. Používá
teplot 600 až 700 0C, doby 30 až 90 minut při stupni disociace 40 až 60 %.
Nitridování v solných lázních
Tento proces se původně prováděl v kyanidových lázních (25 %NaCN, 75 %KCNO)
provzdušňovaných vzduchem. Technologii vyvinula fa Degussa a označila názvem Tenifer. U nás
se k nitridování vyrábí sůl NS 350 (dle ČSN 65 4121). Lázeň obsahuje 25 až 35 % kyanidů (NaCN,
KCN) a 30 až 40 % kyanatanů (NaCNO, KCNO). Tyto lázně se působením vzdušného kyslíku
event. samovolné oxidace rozkládají a uvolňují atomární dusík:
2 NaCN + O2 = Na2CO3 + CO + 2 N
2 NaCNO = 2 NaCN + Na2CO3 + CO + 2 N
109
Obr. 6.30: Hloubka nitridované vrstvy
při nitridování v solné lázni /teplota 540
až 560 0C/
Zpravidla se nitriduje při teplotě 520 až 770 0C
po dobu 60 až 120 minut. Průběh samovolné oxidace
kyanidů na kyanatany v klidné stojící nitridační lázni
je pochod prakticky nekontrolovatelný, který vyvolává
značný rozptyl v dosahovaných výsledcích. Je proto
nutno zajistit, aby se stále nová sůl dostávala do styku
se vzduchem, toto se děje probubláváním vzduchem
nebo účinným mícháním. Požadavek dosažení větší
hloubky nitridační vrstvy většinou již není hospodárný
/obr. 6.30/. Příliš vysoký obsah kyanatanu v lázni,
zpravidla nad 45 %, vyvolává již zřetelné naleptávání
povrchu ocelových výrobků.
Podle nejnovějších zkušeností se pro nitridační
lázně osvědčují kelímky vyložené vrstvou titanu. Nejčastěji se solných lázní používá pro nitridování
řezů a řezných nástrojů z rychlořezných ocelí nebo z vysokochromových ledeburitických
nástrojových ocelí, jako jsou oceli 19 436, 19 437 apod. Jsou-li nástroje správně tepelně
zpracovány dosáhne se nitridováním zvýšení jejich životnosti. Nitridovaná vrstva dosahuje hloubky
30 µm.
Tyto lázně se také využívají pro zpracování nelegovaných uhlíkových ocelí a litin. Při
nitridování za teploty 540 až 570 0C po dobu asi 2 hodin vznikají v povrchových vrstvách nitridy
železa do hloubky několika desetin milimetru a popř. i tvrdé karbonitridy ε event. γ´ v tenké
povrchové vrstvě do hloubky 10 až 15 µm. Toto zpracování zvyšuje odolnost proti korozi, proti
zadírání i opotřebení a zvyšuje mez únavy. Poněvadž tvrdost nitridovaných vrstev u uhlíkových
ocelí a šedé litiny nedosahuje tak vysokých hodnot jako u ocelí legovaných, býval tento způsob
nazýván též „měkké nitridování“. Z výše uvedených příčin však dnes považujeme uvedený způsob
tepelného zpracování spíše za karbonitridaci.
Iontové nitridování.
Obr. 6.31: Schéma dějů probíhajících při iontové nitridaci
110
Při iontové nitridaci je
sycení
povrchu
výrobků
dusíkem využíváno částečně
ionizovaného plazmatu, který
obsahuje kromě iontů a
elektronů i značné množství
neutrálních
částic.
Zpracovávané výrobky jsou
izolovaně umístěny ve vakuové
nádobě (recipientu) a zapojeny
jako katoda. Recipient je
zapojen jako anoda a udržuje
se v něm snížený tlak zředěné
směsi plynů potřebných pro
proces nitridace. Po připojení
stejnosměrného
proudu
o napětí 400 až 1000 V
vznikne mezi stěnou recipientu
(anodou) a povrchem součásti
(katodou) elektrické pole.
Elektrické systémy upravují
elektrické pole tak, aby parametry (napětí, proud, tlak), odpovídaly oblasti anomálního doutnavého
výboje. V elektrickém poli dochází k silné migraci molekul zředěného plynu a v důsledku nárazů
pak k jejich štěpení a ionizaci. Kladné ionty jsou urychlovány směrem ke katodě, tj. na povrch
nitridovaných výrobků.
Charakteristickým rysem pohybu iontů ke katodě je, že nárůst jejich rychlosti a tím jejich
kinetické energie není lineární. K prudkému nárůstu dochází teprve v bezprostřední blízkosti
povrchu součástí v oblasti katodového úbytku napětí. To má za následek, že největší intenzita dějů
je soustředěna do úzkého pásma okolo povrchu výrobku bez ohledu na jejich tvar nebo vzdálenost
od ,recipientu. Především v tomto pásmu dochází k štěpení molekul a ionizaci atomů. Anomální
výboj má proto plošný charakter a jeho svítící korona kopíruje povrch výrobků. Děje probíhající na
povrchu výrobku lze vysvětlit následovně /obr. 6.31/.
Kladné ionty neustále bombardují povrch součásti, při dopadu se část jejich kinetické
energie přemění v teplo a součásti jsou ohřívány. Kromě ohřevu vyrážejí dopadající ionty z povrchu
oceli atomy železa a dalších prvků. Tento jev, nazývaný odprašování nebo katodové odprašování, je
podle většiny autorů nejzávažnějším dějem procesu iontové nitridace. Dopad iontů na povrch
výrobku, jeho reakce s odprášenými atomy vede ke vzniku dusíkem bohatých nitridů železa. Jejich
kondenzací se vytváří povrchová absorpční vrstvička s vysokou koncentrací dusíku. Kromě železa
dochází k odprašování dalších prvků, především uhlíku, kyslíku a dusíku. Tedy chemické reakce
u iontové nitridace probíhají za zcela jiných podmínek než u klasické nitridace ve čpavkové
atmosféře. Volbou vhodných podmínek (napětí, plošná hustota proudu, tlak a složení atmosféry) lze
v podstatné míře ovládat povrchovou tvorbu vrstvičky nitridů. Odprašování oxidů má za následek
dokonalou depasivaci povrchu oceli a tím zlepšení podmínek nitridace, zvláště u vysoce legovaných
ocelí. Naproti tomu odprášení uhlíku vede k potlačení vzniku karbonitridické síťky po hranicích
zrn. Základ vzniku iontonitridačních vrstev je tedy nutno hledat ve vratných dějích: odprašování,
vznik bohatých nitridů železa, kondenzace a absorpce dusíku uvolněného z povrchové vrstvy jako
zdroje pro vznik difúzní vrstvy (obdobně jako u klasické nitridace). Někteří autoři pokládají však za
důležitý nitridační efekt přímou difúzi iontů dusíku do povrchu oceli. Hlavní podíl je přisuzován
vzniku ionizovaných molekul čpavku, které vstupují do povrchové vrstvičky nitridů. V obou
názorech je kvitován kladný příspěvek vodíkové atmosféry k přenosu náboje v katodovém procesu,
jež zvyšuje vodivost plazmy a tím se zvyšují i srážkové procesy. Dle nových poznatků přispívá
k přenosu náboje i přítomnost mezisloučenin komplexních FeNH2 a FeNH3, které byly ve výboji
prokázány.
V porovnání s klasickými metodami má iontová nitridace určité nevýhody i přednosti.
Jednou z předností, vyplývající z předchozí kapitoly je velká kinetická energie iontů, dopadajících
na povrch, jež kromě neustálé aktivace povrchu oceli odprašováním, zajišťuje také ohřev na
nitridační teplotu. Zařízení nevyžaduje tedy další externí zdroj tepla. Další předností je rychlejší
kinetika růstu vrstvy. Údaje různých autorů nejsou jednoznačné. Rozdíly lze přisuzovat vstupu řady
činitelů do procesu. Rozdíl v rychlosti růstu vrstvy ve prospěch iontové nitridace je větší u menších
hloubek, s narůstající tloušťkou vrstvy se tento rozdíl snižuje.
Iontová nitridace se zároveň vyznačuje velkou variabilitou nastavitelných parametrů a tím
poměrně snadnou eliminací povrchové bílé vrstvičky, popř. ovládání jejího vzniku a tloušťky.
O depasivaci vysokolegovaných austenitických ocelí, hlavně na bázi chromu, vlivem odprašování
již bylo jednáno. Dokonalá reprodukovatelnost ověřených postupů je zajištěna přesným nastavením
všech parametrů a jejich trvalou automatickou kontrolou.
Pracoviště iontové nitridace nevyžadují žádné zvláštní bezpečnostní nebo hygienická
opatření a proto je možno je zařadit do mechanických provozů nebo na montážní pracoviště. Po
seřízení parametrů lze provádět automaticky bez dozoru třísměnný provoz, event. provoz ve dnech
111
pracovního klidu. Spotřeba plynů a elektrické energie proti klasické nitridaci v plynné atmosféře je
nižší.
Za nevýhodu je možno považovat, že iontový proces musí probíhat ve sníženém tlaku. To
znamená nutnost odsávání, zajištění těsnosti a udržování tlaku. S tím souvisí dosti vysoké náklady
na požadovaná vakuová zařízení, ale i elektrické napájecí, elektronické řídící a kontrolní jednotky.
Určitou nevýhodou je iontová nitridace hlubokých drážek, tvarů závitů apod., kde je nutno použít
pomocných anod pro dosažení kvalitní nitridační vrstvy. Obdobně působí „kritická“ místa, kde
vznikají lokální svítivé výboje, jež jsou příčinou přehřívání v tom místě. Ochrana při iontové
nitridaci spočívá v odstranění doutnavého výboje, např. nasunutím vložek nebo krytů. Cínový
povlak nechrání.
Marstressing
Tento postup se nezabývá sytící operací (vznikem nitridované vrstvy), ale následným
tepelným zpracováním. Provádí se u výrobků, které mají vysoké požadavky na pevnost a tvrdost
jádra. U těchto výrobků ohřevem a setrváním na nitridační teplotě dochází k jejich poklesu.
Následným tepelným zpracováním nitridovaného výrobku (kalením) dochází ke vzniku vysokých
zbytkových tlakových pnutí v povrchových vrstvách zpracovávaného výrobku. Je to způsobeno
snížení teploty Ms dusíkového austenitu povrchové vrstvy a tím posunu martenzitické transformace
během kalení. Vzniklá tlaková pnutí způsobují zvýšení odolnosti proti únavovému namáhání při
současném zvýšení otěruvzdornosti.
6.6 Karbonitridování
Podstata karbonitridace spočívá opět v nasycování povrchu oceli uhlíkem a dusíkem při
teplotách nižších než teplota Ac1, obvykle za teplot 560 až 620 0C. Účelem tohoto zpracování je
vytvoření homogenní ε vrstvy karbonitridů (tzv. bílé vrstvy event. mezivrstvy), která je relativně
tvrdá, má dobré třecí vlastnosti,
vysokou odolnost proti zadírání a
zlepšené korozní vlastnosti.
Obr. 6.32: Průběh mikrotvrdosti karbonitridovaných vrstev
112
Na rozdíl od nitrocementace,
tento pochod probíhající při nižších
teplotách, je analogický nitridaci.
Při běžných nitridacích v suchém
plynném amoniaku je zvýšení
tvrdosti způsobeno hlavně nitridy
železa a legujících prvků typu γ´
(Fe4N). Rozpustnost uhlíku v těchto
nitridech je minimální. Zvýšenou
rozpustností dalších prvků (uhlík,
kyslík apod.) se vyznačuje nitrid ε
(Fe2,3N). Při tomto zpracování se na
povrchu součástí vytváří vrstva
karbonitridu (oxikarbonitridu)
ε
o hloubce 10 až 50 µm, která
obvykle obsahuje přes 8 %N, přes
2 %C a cca 1 %O2 /obr. 6.32/.
Vrstva má tvrdost blížící se
1000 HM a je vysoce odolná proti zadírání a otěru. Pod touto vrstvou nitridů proniká dusík do feritu
do hloubky až 1 mm a zpevňuje jej na 300 až 400 HV. Hloubka průniku je závislá na druhu oceli,
u legovaných ocelí se hloubka průniku snižuje. Tato tzv. difúzní vrstva podporuje nosnost vrstvy
karbonitridů a zvyšuje únavovou pevnost karbonitridovaných výrobků. Jestliže proces
karbonitridace probíhá za teplot vyšších než eutektoidní teplota v diagramu Fe-N (590 0C), je
vhodné provádět ochlazování po karbonitridaci do oleje. Tímto způsobem se dosáhne vyššího
zpevnění difúzní vrstvy, jež částečně kompenzuje určitou degradaci mechanických vlastností
vlivem zvýšené teploty depozice. Ochlazováním do oleje se zvyšuje mez únavy karbonitridovaných
výrobků.
Pro tento způsob chemicko-tepelného zpracování se používá množství obchodních zkratek a
různých názvů jako měkké nitridování, krátkodobé nitridování, nitrocementace při nízkých
teplotách apod. Co se týče vlastního provedení je možno obdobně jako u ostatních způsobů
chemicko-tepelného zpracování provádět karbonitridaci v prostředí pevném (kyanid + aktivátor),
v solné lázní nebo v prostředí plynném. Původně se proces prováděl v kyanidové lázni
provzdušňované vzduchem (25 %NaCN + 75 %KCNO). Tuto technologii vyvinula fa Degussa a
nazvala ji Tenifer. S ohledem na vysokou jedovatost prostředí vedl další vývoj ke vzniku řady
technologií karbonitridace v plynném prostředí. Zatímco čpavek je základem pro všechny vyvinuté
technologie, jsou jako zdroj uhlíku používány různé plyny. Např. fa Ipsen používá pod názvem
Nitemper směsi čpavku a endoatmosféry 1:1 s disociací 30 až 60 % a teploty 570 0C. Fa Aichelin
používá směsi čpavku a oxidu uhličitého při teplotě 560 0C pod názvem Nitroc, fa Degussa uvádí
směs čpavku a exoatmosféry event. endoatmosféry s různými disociacemi pod názvem Deganit,
technologie SVÚM Praha spočívá v přídavku 5 % propanu ke čpavku, při disociaci 60 a 70 % a
teplotě procesu 620 0C.
Předností tohoto způsobu zpracování je poměrně vysoká efektivnost (doba depozice 2 až 4
hodiny), deformace výrobků jsou velmi malé, případný nárůst rozměrů je nižší než u nitridace
(řádově 0,01 mm, což odpovídá přibližně 0,4 % hloubky karbonitridované vrstvy).
6.7 Difúzní sírování
Jedná se o sycení povrchu oceli sírou a dusíkem za teplot pod A 1. Účelem tohoto chemickotepelného zpracování je vytvoření povrchové vrstvy obsahující oxikarbonitrid (nitrid s disperzními
částicemi FeS), která má dobrou odolnost proti opotřebení a dobré třecí vlastnosti.
Příznivý vliv síry na kluzné vlastnosti povrchu vedl již dříve k několika způsobům jejího
použití, jako přídavku do mazadel i jako různých teplotních způsobů zpracování. Při těchto
zpracováních se na povrchu výrobků vytváří porézní, slabá vrstva sirníků usnadňující zaběhávání.
Po záběhu však tento vliv mizí. Tyto způsoby nízkoteplotního zpracování patří spíše mezi chemické
úpravy povrchu.
Proces difúzního sírování lze provádět jednak v solné lázni (sulfinizace), jednak v plynné
atmosféře (sulfonitridování). Sulfinizace v solné lázni se provádí ve směsi kyanidu sodného (95 %)
a siřičitanu sodného (5 %) při teplotě 570 0C a době 30 až 180 minut. Oxidací kyanidu sodného
vzdušným kyslíkem vzniká kyanatan sodný. Jeho rozkladem při teplotě pochodu se uvolňuje dusík
a současně vzniká uhličitan sodný a oxid uhelnatý a kyanid sodný (jako u karbonitridace). Síra se
uvolňuje ze siřičitanu sodného ve formě sirníku sodného při jeho reakci s kyanidem sodným dle
rovnice:
Na2SO3 + 3 NaCN = Na2S + 3 NaCNO
Vznikající sirník sodný reaguje se železem a tvoří sirník železa. Obsah kyanatanu
v zapracované lázni má být v rozsahu 20 až 40 %. Během provozu obsah kyanidu sodného v lázní
113
klesá. Mezní stav je 25 %, kdy vznikající vrstva má zvýšený obsah FeS, je křehká a ztrácí odolnost
proti zadírání. Lázeň je nutno denně kontrolovat, upravovat přidáním kyanidu sodného, event.
siřičitanu sodného a vybírat usazeniny. Stejně jako u karbonitridace je u kyanidových lázní nutno
pečlivě dodržovat bezpečnostní předpisy, protože se jedná o práce se zvláště nebezpečnými jedy.
Obr. 6.33: Rozložení prvků a mikrotvrdost difúzně
sírovaných vrstev /580 0C – 2 hodiny, lázeň 95 %NaCN a
5 %Na2S2O3/
Při těchto pochodech vzniká
difúzí síry, dusíku, uhlíku a kyslíku
povrchová vrstva /obr. 6.33/, která je
velmi odolná proti zadírání. Síra je
obsažena
hlavně
v povrchových
oblastech difúzní vrstvy ve formě
sirníků, které jsou poměrně měkčí
(kolem 400 HM) a usnadňují tak
dobré zabíhání kluzných ploch.Pod
touto vrstvou je tvrdší vrstva (až
900 HM) obsahující velmi tvrdý
karbonitrid,
v tuhém
roztoku
s kyslíkem oxikarbonitrid. Dále do
hloubky
se
projevuje
vliv
difundovaného dusíku jako tmavé
jehlice nitridů ve ferritické základní
hmotě. Ty vyvolávají určité zvýšení
tvrdosti do hloubky několika setin až
desetin milimetru. Vlastní hloubka
nasycení sírou dosahuje 10 až 30 µm.
Nárůst rozměrů podobně jako
u karbonitridace se uvažuje 0,01 mm.
U jemně opracovaných ploch povrch
po sulfonitridaci částečně zhrubne asi
na Ra = 1, po záběhu se drsnost
povrchu zlepší na Ra = 0,1.
Výrobky se vkládají do solné lázně odmaštěné a předehřáté. Po skončení procesu se
ochlazují na vzduchu a omývají teplou vodou. Pro sulfonitridování v lázni se nejlépe hodí
kelímkové odporové, zevně vytápěné pece, popř. lázně s nuceným oběhem. Elektrodové lázně jsou
méně vhodné, poněvadž průchodem proudu dochází k rychlejšímu rozkladu lázně.
Sulfonitridování v plynném prostředí se provádí v pecích určených k nitridaci. Jako
atmosféry se používá částečně disociovaného čpavku, obohaceného 1 až 2 % sirovodíku. Poněvadž
tyto vrstvy neobsahují velmi tvrdé karbonitridy, ale pouze o něco měkčí nitridy, nevyrovnají se
zcela svými kluznými vlastnostmi vrstvám získaným v solných lázních. Pouze při zpracování šedé a
tvárné litiny dodáváním uhlíku z grafitických částí vznikají vrstvy obsahující též karbonitridy. Proto
se někdy používají i atmosféry, které jsou schopny dodávat do povrchu výrobků též uhlík, event.
kyslík. Osvědčila se plynná prostředí s přídavkem propanu (C3H8), resp. prostředí vytvářená
čpavkem, parami sirouhlíku (H2S) a etylalkoholu.
Vlastní provedení sulfonitridaci v plynu spočívá v založení suchých odmaštěných výrobků
do retorty, její propláchnutí čpavkem a za jeho stálého průtoku se zvyšuje teplota. Po dosažení
teploty 560 0C se začne přidávat sirovodík, event. propan obvykle v množství 97 %NH3 a 3 %H2S.
Tento poměr se po 10 minutách změní na 98 : 2. Přitom se pec dotopí na teplotu vlastního
sulfonitridačního pochodu, tj. 570 až 600 0C. Na této teplotě se udržuje po dobu 2 až 3 hodiny,
přičemž disociace čpavku má být 20 %. Při ochlazování se pod 560 0C zastaví přívod sirovodíku a
114
za stálého vpouštění většího množství čpavku se ochlazuje do teploty 160 0C. Po vytěsnění čpavku
dusíkem se výrobky vyjmou. Vnější povrchová vrstva obsahuje sirníky a dosahuje hloubky 5µm.
Pod ní do hloubky 15 až 20 µm je tvrdá vrstva obsahující nitridy, na níž navazuje vrstva obohacená
dusíkem do hloubky řádově desetin milimetru.
Kromě uvedených způsobů chemicko-tepelného zpracování se používá v průmyslové praxi
ještě dalších způsobů zpracování ocelových výrobků, které obvykle označujeme jako difúzní
pokovování. Slouží k vytváření povrchových kovových vrstev a povlaků o rozdílných vlastnostech.
115
7.0 TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ NEŽELEZNÝCH KOVŮ
Neželezné kovy jsou typické různými technologickými, fyzikálními, chemickými a dalšími
vlastnostmi. Tyto vlastnosti pak možno v poměrně široké míře ovládat použitím teoretických
poznatků. V zásadě, podobně jako u slitin železa, se tak děje třemi pochody nebo jejich
kombinacemi:
•
legováním přísadovými prvky (substituční nebo interstetické zpevnění)
•
tvářením (dislokační zpevnění) - za studena lze většinu kovů zpevnit dvojnásobně - se změnou
průřezu plynule stoupá mez kluzu a mez pevnosti, tažnost klesá nejprudčeji v prvé části
zpevnění - velikost zpevnění závisí na struktuře a teplotě tváření –
•
tepelným zpracování (zpevnění transformační nebo precipitační) Tepelné zpracování je tedy
důležitou složkou zpevňování neželezných kovů a jeho druh závisí na struktuře zpracovávaných
materiálů. Polymorfní slitiny se kalí a popouštějí, nepolymorfní slitiny vhodného složení se
vytvrzují. Všechny neželezné kovy se různým způsobem žíhají.
Nejčastějším případem tepelného zpracování neželezných kovů je vytvrzování /obr. 7.1/. Pro
rozsah možnosti tohoto zpracování je třeba znát údaje
o mezní rozpustitelnosti přísady za teploty solidu /F/ a
za normální teploty /F´/, údaje o koncentraci při
teplotě eutektického bodu i druh rovnovážné fáze
koexistující s tuhým roztokem alfa za normální
teploty. Vytvrzování se skládá z několika
technologických úkonů, které na sebe navazují a
vzájemně souvisí tak, že jejich dílčí provedení
ovlivňuje rozhodujícím způsobem konečný výsledek.
Jednotlivé úkony po sobě následují takto:
Obr. 7.1: Schéma rozdělení slitin
•
rozpouštěcí žíhání
•
ochlazení
•
stárnutí
Rozpouštěcí žíhání je přípravnou operací. Slitina, která v rovnovážném stavu za normální
teploty byla heterogenní, se stává během rozpouštěcího žíhání homogenní. Protože interval mezi
teplotou solidu a čarou změny rozpustnosti je velmi malý, je nutno věnovat značnou péči dodržení
teploty. Výchylka směrem k nižším teplotám způsobuje nedokonalé rozpouštění segregátů a tím
omezení očekávaného zlepšení mechanických vlastností. Výchylka k vyšším teplotám znamená
většinou úplné znehodnocení slitin (počíná tavení na hranicích zrn, zrno prudce hrubne).
Natavování počíná v oblastech obohacených druhou komponentou vlivem likvačních dějů při
krystalizaci.
Délka prodlevy na rozpouštěcí teplotě závisí na tloušťce zpracovávané součásti, druhu a
velikosti fází, které je nutno rozpustit. Jemně vyloučené částice ve tvářených slitinách se rozpouštějí
rychleji než tytéž fáze vyloučené v hrubých útvarech v odlitcích. Obdobně jako výše teploty,
zbytečné prodlužování doby způsobuje zhrubnutí struktury, naopak zkrácení doby nedostatečnou
homogenitu tuhého roztoku.
116
Účelem ochlazování je získat přesycený tuhý roztok za normální teploty, tedy zabránit
segregaci fází. Rychlost ochlazování (tedy ochlazovací prostředí) závisí samozřejmě na složení
druhu slitiny. Je-li slitina ochlazována menší rychlostí nebo není-li slitina po vyjmutí z pece
ochlazována ihned, může dojít částečně k segregaci na hranicích zrn. Na rozdíl od rovnovážného
heterogenního stavu vyznačuje se přesycený homogenní stav nižšími pevnostními vlastnostmi,
vyšší tažností a houževnatostí.
Stárnutí je difúzní pochod, který spočívá v rozpadu přesyceného tuhého roztoku. Strukturní
změny zapříčiňují změny mechanických a fyzikálních vlastností. Stárnutí může probíhat již při
normální teplotě a je označováno jako přirozené, na rozdíl od stárnutí při zvýšené teplotě, které
označujeme jako umělé. Obecně rozpad přesyceného tuhého roztoku je složitým procesem závislým
na složení slitiny, výšce teploty stárnutí i době trvání stárnutí. Obecně možno tento rozpad rozložit
do čtyř základních etap, které (dle podmínek) se vzájemně prolínají ev. se mohou vyskytovat
nezávisle na předchozích etapách:
a
b
c
Obr. 7.2: Schématické znázornění: a – pásma GP I, b – pásma GP II, c – částečně
koherentního precipitátu θ´
•
v místech koncentračních rozdílů probíhá nukleace nové fáze, bohatší na přísadu než základní
tuhý roztok. Růstem těchto zárodků vznikají koherentní precipitáty, které jsou označované jako
Guinier-Prestonova pásma (zóny) /GP I/. Jedná se o monoatomární vrstvy přísadového prvku
/obr. 7.2a/
•
dochází k růstu koherentních precipitátů, vznikají vícevrstvé destičkovité útvary tvořené
několika monoatomovými, pravidelně se střídajícími vrstvami přísadového prvku. Tyto
koherentní precipitáty, označované jako Guinier-Prestonova pásma II /GP II/, již vykazují
zřetelnou krystalickou stavbu (např. tetragonální v soustavě Al-Cu) /obr. 7.2b/
•
dalším růstem koherentních precipitátů se zmenšuje jejich počet a vznikají částečně koherentní
fáze s výraznou vlastní krystalickou mříží odlišnou od matečného tuhého roztoku. Tento
přechodový precipitát je označován jako fáze θ´ /obr. 7.2c/
•
poslední etapou je vznik rovnovážného precipitátu (např. v soustavě Al-Cu stabilní tetragonální
fázi Al2Cu označovanou jako θ). Vznik rovnovážného precipitátu je doprovázen úplným
porušením koherentnosti.
Maximální tvrdosti a pevnosti po vytvrzování se dosahuje v oblasti koherentních precipitátů
(GP I a GP II), popřípadě na počátku vylučování částečně koherentní fáze θ´. Zvyšování teploty
stárnutí obvykle snižuje výslednou tvrdost a současně posouvá celý průběh precipitace ke kratším
časům. Zvýšením množství částečně koherentní fáze θ´ se zmenšuje její disperznost a dochází
k poklesu tvrdosti. Pro tento pokles se vžilo označení přestárnutí slitiny. Přestárnutí slitiny může
117
nastat prodloužením doby stárnutí, stejně
jako zvýšením teploty. /obr. 7.3/
Průběh stárnutí je ovlivněn nejen
přísadami, ale i přimíšeninami, které
mohou ovlivnit rozpustnost přísad a tím
i průběh stárnutí. Stejně tak je možno
ovlivnit průběh stárnutí plastickou
deformací. Tvářením za studena, které je
vhodné v homogenizovaném stavu, se
zvětšuje hustota dislokací a vakancí,
představující místa příznivá pro nukleaci
precipitujících fází. Deformace urychlují
průběh stárnutí a výsledná tvrdost
tvářených slitin po precipitaci se zvětšuje.
Tváření není vhodné provádět v tom
případě, kdy precipitační pochody již
pokročily, pro možnost vzniku místně
omezených vnitřních pnutí.
V souvislosti s vytvrzováním je
důležitým postupem tepelného zpracování
tzv. zpětné rozpouštění (retrogrese). Jejím
účelem je dočasně zvýšit plastické
vlastnosti a tak umožnit tváření za
studena. Ohřejeme-li vytvrzenou slitinu na
Obr. 7.3: Průběh precipitace slitin Al-Cu za různých dostatečně vysokou teplotu (nad teplotou
teplot /a-130 0C, b-190 0C/
stárnutí) a po krátké době přerušíme,
rozpustí se koherentní precipitáty dříve,
než by se mohly vytvořit částečně koherentní a nekoherentní precipitáty a slitina se po rychlém
ochlazení jeví jako homogenní. Slitina z tohoto stavu znovu přirozeně stárne a nabývá stejných
vlastností jako po předchozím vytvrzení. Nízké teploty nevyvolávají deformace slitiny.
7.1 Hliník, hořčík a jejich slitiny
Žíhání
Účelem žíhání je dosáhnout stavu blížícího se k rovnovážnému stavu soustavy. Výše teploty
je různá a řídí se stavem slitiny před žíháním a samozřejmě požadavky na konečné vlastnosti.
Odlišnosti tepelného zpracování slitin hořčíku jsou vyvolány v prvé řadě zvolna probíhajícími
difúzními pochody. Dokonala homogenizace vyžaduje proto značné prodloužení doby žíhání,
naopak rychlost ochlazování lze ve srovnání se slitinami hliníku podstatně snížit.
Žíhání ke snížení zbytkových pnutí
Účelem tohoto žíhání je snížit vnitřní pnutí u tvarově složitých výrobků získané
nestejnoměrným ochlazováním z tvářecích teplot, vyvolané místním přehřátím při svařování nebo
nerovnoměrným ochlazováním odlitku apod. Slitiny hliníku se žíhají obvykle při teplotách 200 až
350 0C, u odlitků se doba setrvání na teplotě prodlužuje na 6 až 8 hodin. Zvýšení teplot nad 300 0C
sice dokonaleji sníží vnitřní pnutí, může však zavinit i určitý pokles pevnosti.
118
Tvářené slitiny hořčíku se žíhají při teplotě 260 až 330 0C po dobu 1 až 2 h, odlévané slitiny
pak při 300 až 340 0C, 2 až 3 h; Ochlazování se vždy provádí v peci.
Rekrystalizační žíhání
Účelem žíhání je dosáhnout stavu, který se blíží rovnovážnému u výrobků zpracovávaných
tvářením za studena. Výsledné mechanické vlastnosti závisí na velikosti zrna. Aby bylo zachováno
co nejmenší zrno, je nutno tvářet mimo rozsah kritických deformací (5 až 15 %), provést rychlý
ohřev na rekrystalizační teplotu a zkrátit prodlevu na nejkratší možnou dobu. Rekrystalizační
teplota Al 99.5 po středních stupních tváření je asi 150 0C, ale používané teploty rekrystalizačního
žíhání hliníku a hořčíku jsou 300 až 400 0C podle jejich čistoty a stupně tváření. Slitiny Al-Mn a AlMg se žíhají při 350 až 410 0C, slitiny Al-Cu-Mg při 330 až 430 0C, 2 až 6 h s ochlazením na
vzduchu. Slitiny Al-Mg-Si se změkčují žíháním při 340 až 370 0C s pomalým ochlazením (max.
100 0C.h-1). Slitiny Al-Zn-Mg-(Cu) se žíhají při 390 až 420 0C a ochlazují se do 150 0C nejvýše
rychlostí 30 0C.h-1, pak na vzduchu.
Slitiny hořčíku se rekrystalizačně žíhají při 350 až 450 0C, několik hodin s ochlazením
v peci.
Stabilizační žíhaní
Účelem tohoto zpracování je stabilizovat tvar, rozměry nebo mechanické vlastnosti výrobku
před jeho uvedením do provozu za zvýšených teplot. Teplota žíhání leží výše než maximální
předpokládaná provozní teplota a bývá v rozmezí 240 až 350 0C podle druhu slitiny. Doba žíhání
může dosáhnout až několik desítek hodin.Ochlazuje se většinou na vzduchu.
Homogenizační (rozpouštěcí) žíhání
Účelem zpracování je homogenizovat fázovou nebo chemickou heterogenitu slitiny. Může
být prvou etapou vytvrzování. Teplota žíhání je nad teplotou změny rozpustnosti, tedy v oblasti
tuhého roztoku. U tvářených jemnozrnných slitin se dosáhne homogenního stavu v poměrně krátké
době ( do 1 h) kdežto hrubozrnné slévárenské slitiny s vysokou koncentrací přísad vyžadují dobu
poměrně dlouhou (3 až 16 h). Při pomalém ochlazování má výrobek minimální zbytková pnutí, ale
hrubé zrno; po rychlém ochlazení mohou vznikat vyšší zbytková pnutí, ale zachová se homogenní
tuhý roztok (např. u Al 99,5 se zvýší odolnost proti korozi).
Vytvrzování
Mnohosložkové slitiny hliníku a hořčíku se vytvrzují za různých podmínek , které závisejí
na typu slitiny (chemické složení, tvářený stav či odlitek).
Slitiny Al-Cu-Mg (tvářené) se vytvrzují většinou přirozeně nebo uměle. V obojím případě je
stejné rozpouštěcí žíhání (495 až 515 0C, 0.3 až 1 h) a ochlazení do vody. Doba přirozeného stárnutí
je 96 až 140 h (na průběh stárnutí má výrazný vliv teplota, sníží-li se např. na 0 0C prodlužuje se
inkubační doba na 10 h) . Umělé stárnutí se provádí při 185 až 195 0C po dobu 6 až 12 h s
následujícím ochlazením na vzduchu. Při zpracovávání výrobků plátovaných hliníkem je nutno pro
zachování korozní odolnosti omezit difúzi mědi do hliníku u všech ohřívacích operací.
Slitiny Al-Mg-Si (tvářené) se vytvrzují za tepla, přičemž rozpouštěcí žíhání je 495 až 535 0C
(0.3 až 1 h) se zachlazením do vody a umělé stárnutí probíhá za teplot 150 až 175 0C po dobu 5 až
15 h s konečným ochlazením na vzduchu /obr. 7.4/.
Slitiny Al-Zn-Mg-(Cu) (tvářené) se vytvrzují za tepla jednoduše nebo duplexně. Rozpouštěcí
žíhání (440 až 500 0C, 0.3 až 1 h) je následováno ochlazením do teplé vody nebo proudem vzduchu
dle velikosti výrobku.Přirozené stárnutí trvá 50 až 60 dnů. Jednoduché umělé stárnutí (115 až 145
0
C, 15 až 25 h) nezabezpečuje dostatečnou lomovou houževnatost a odolnost proti korozi. Provádí
119
Obr. 7.4: Vliv teploty a doby vytvrzování na slitinu AlMgSi1
se proto umělé duplexní stárnutí (110 až 125 0C, 3 až 10 h a
160 až 190 0C 3 až 25 h) s ochlazením na vzduchu /obr. 7.5/.
Slitiny Al-Mg-Li (tvářené) se vytvrzují uměle za
následujících rámcových podmínek: 450 0C, 1 h / voda a
170 0C, 8 až 24 h pro maximální pevnost nebo 120 0C, 12 až
48 h pro zlepšení plasticity (částečné stárnutí).
Slitiny Al-Si-Mg-(Mn) (lité) se zpracovávají buď
umělým stárnutím (po odlití do kokily nebo tlakově) při 170
až 180 0C, 5 až 15 h nebo se vytvrzují za tepla homogenizací
při 530 až 540 0C , 2 až 6 h a zachlazením do teplé vody 80 až
100 0C. Stárnutí se provádí částečné 150±5 0C, 1 až 3 h; nebo
úplné 200±5 0C, 3 až 5 h; či stabilizující 225±5 0C, 3 až 5 h;
ev. přestárnutí 250±5 0C 3 až 5 h s ochlazením na vzduchu.
Obr. 7.5: Průběh precipitačního
vytvrzování slitiny AlZn6MgCu
Slitiny Al-Cu-Ni-Mg (lité) se žíhají na rozpouštění a
stabilizují : 510 až 520 0C, 4 až 6 h, zachlazení do vody 20 až
40 0C teplé a stabilizace 160 až 180 0C, 10 h.
Slitiny hořčíku (Mg-Al-Zn a Mg-Zn-Zr) se na teplotu homogenizace v prvé etapě
vytvrzování ohřívají stupňovitě, nad teplotou 250 0C značně pomalu (slitiny se vyznačují výraznou
heterogenitou, možnost výskytu nerovnovážných eutektik mezi zrny). Během ohřevu se výrobky
chrání proti oxidaci vakuem, atmosférou s SO2 nebo solnou lázní. Teploty homogenizace bývají 380
až 425 0C, doby prodlevy 2 až 4 h u tvářených slitin a 8 až 32 h u odlitků. Slitiny hořčíku legované
vzácnými zeminami Nd nebo Y mají vyšší teplotu homogenizace a kratší prodlevy: 480 až 530 0C,
1 až 4 h u slitin tvářených a 540 až 570 0C, 4 až 12 h u odlitků. K potlačení rozpadu fáze alfa stačí
ochlazovat na vzduchu. V tomto stavu mají slitiny maximální houževnatost, a proto v některých
případech již umělé stárnutí nenásleduje. Pokud ano, jsou typické teploty a doby stárnutí 170 až
200 0C, 4 až 24 h.
120
7.2 Měď a její slitiny
Kyslík tvoří obvyklou nečistotu mědi. V odlité mědi vytváří eutektikum charakteristické
síťoví na hranicích zrn. Měď se stává křehkou za studena již při obsahu vyšším než 0.006 %
kyslíku. Je-li měď vystavena vlivům atmosféry obsahující vodík nebo uhlovodíky, dochází při
teplotě nad 400 0C k difúzi vodíku do mědi. Vodík reaguje s kyslíkem v eutektiku:
Cu2O + H2 = 2 Cu + H2O
Vznikající vodní pára nemůže difundovat do mědi a se shromažďuje v pórech, prudce zde
zvyšuje svůj tlak, čímž často vznikají rozsáhlé trhliny. Praskání mědi, tzv. vodíková nemoc,
nenastává, je-li obsah kyslíku pod 0.005 %.
Při žíhání měď snadno oxiduje. Již při ohřevu na 100 až 250 0C se tvoří na povrchu červený
oxid měďný Cu2O. Při vyšších teplotách vzniká černý, praskající oxid měďnatý CuO. Je
pochopitelné, že oxidace způsobuje kvality povrchu, náklady na další úpravy apod.). Žíhání
v podmínkách zabraňujících oxidaci je nazýváno jako lesklé žíhání. Toto lze dosáhnout žíháním ve
vakuu s tlakem menším než 1 Pa, v inertní atmosféře nebo v ochranné atmosféře (obvykle
exoatmosféry), která nesmí uvolňovat vodík a síru.
Žíhání
Žíhání ke snížení zbytkových pnutí
Tohoto typu zpracování se používá především u mosazí a cínových bronzů. Mosazi Ms 63
až Ms 90 se žíhají při teplotách 300 až 200 0C, 1 h s cílem zvýšit odolnost proti koroznímu praskání.
Nízkoteplotním žíháním se zlepšují i elastické vlastnosti např. u tombaků Ms 90 a Ms 80 (200 0C,
1 h) či CuSn6 (260 0C, 1 h) a CuSn10 (200 0C, 1 h).
Rekrystalizační žíhání a žíhání na měkko
Teploty uvedených druhů žíhání často splývají, neboť měď a její slitiny se žíhají za teplot
značně vyšších než je jejich rekrystalizační teplota. Čistá měď má rekrystalizační teplotu 200 až
350 0C, ale používané teploty rekrystalizačního žíhání jsou 500 až 700 0C (do 1 h). K potlačení
segregace příměsí a zachování přesyceného tuhého roztoku se po žíhání ochlazuje do vody.
Běžné dvousložkové mosazi se žíhají obvykle v rozmezí teplot 600 až 700 0C s tím, že
u tenkých výrobků jsou teploty nižší (500 až 550 0C) a krátké doby (v minutách). Tombak Ms 96 se
žíhá při 450 až 600 0C, Ms 6 mezi 600 až 770 0C. Vícesložkové mosazi se většinou žíhají při
teplotách 550 až 650 0C. Při žíhání mosazí za vyšších teplot nebo ve vakuu je nebezpečí
odzinkování.
Cínové a hliníkové bronzy se žíhají na měkko při teplotách 650 až 750 0C, neboť vyšší teploty
urychlují nejen změkčení, ale i homogenizaci. Při nižších teplotách se žíhají kadmiové bronzy
(600 0C), ale mnohosložkové niklové bronzy (např. CuNi30FeMn) se žíhají při 780 až 810 0C.
Vytvrzování
Ze slitin mědi se precipitačně vytvrzují beryliové, chromové a niklokřemíkové bronzy.
Niklocínové bronzy se vytvrzují spinodálním rozpadem tuhého roztoku. Z beryliových bronzů se
vytvrzují za tepla slitiny s obsahem 2 %Be následujícím tepelným zpracováním: 750 až 800 0C, 0.2
až 1 h / voda a umělé stárnutí 260 až 340 0C, do 2 h / vzduch /obr. 7.6/. Mimo čistě beryliových
bronzů lze vytvrzovat i slitiny CuNi30 ev CuNi20Mn20 s přísadou berylia (Rm až 1200 MPa,
stárnutí při 400 až 425 0C).
121
U slitin Cu-Cr-(Sn)-(Ti) jsou podmínky
rozpouštěcího žíhání 950 až 1040 0C, 1 h / voda a
stárnutí 400 až 500 0C, do 6 h / vzduch. Slitiny
Cu-Ni-Si se vytvrzují takto: 800 až 850 0C, 1 h / voda
a 450 až 500 0C, do 2h / vzduch.
Obr. 7.8: Diagram izotermického rozpadu fáze β
Obr. 7.6: Vliv teploty stárnutí na
mechanické vlastnosti slitiny Cu-Be
Kalení a popouštění
U hliníkových bronzů /obr. 7.7/ lze
kalením
potlačit
eutektoidní
rozpad
vysokoteplotní fáze β na α + γ2 a dosáhnout
martenzitické přeměny β na β´. Jehlicovitá
martenzitická fáze β´ má kubickou plošně
centrickou mřížku a je přechlazeným tuhým
roztokem. Fáze β´ se poměrně složitým
způsobem přeměňuje v eutektoid /obr 7.8/.
Vhodným tepelným zpracováním je možno tedy
získat
požadované
vlastnosti,
(např.
CuAl10Fe4Ni4 zpracováním 920 0C / voda /
650 0C / vzduch - Rm = 836 MPa a tažnost A =
13.4%). Nejčastěji se kalí a popouštějí
mnohosložkové slitiny Cu-Al-Fe-Mn za těchto
podmínek: 900 až 1000 0C, 1 h / voda a 400 až
650 0C, 1 až 2 h / vzduch.
Obr. 7.7: Rovnovážný diagram měď - hliník
122
Zvlášť vysokou rychlostí ochlazování může být též potlačena difúzní přeměna fáze β ve fázi
α u dvoufázových mosazí. Za značného podchlazení /-14 0C/ se fáze β mění bezdifúzně v novou
plošně centrovanou tetragonální fázi α´. Změna vyvolává značné pnutí a křehkost slitiny,
v technické praxi se tohoto zpracování nevyužívá.
Chemicko-tepelné zpracování
Účelem chemicko-tepelného zpracování je zvýšení povrchové tvrdosti a odolnosti proti
opotřebení (antimonování, beryliování, křemíkování, zinkování), odolnosti proti opalu (alitování,
beryliování, křemíkování), odolnosti proti korozi (antimonování, křemíkování. Byla zkoušena tuhá
(prášková) aktivní prostředí. Teploty sycení se pohybují mezi 750 až 850 0C s výjimkou zinkování
(400 až 500 0C). Použití chemicko-tepelného zpracování je ojedinělé.
7.3 Nikl a jeho slitiny
Ohřev niklu a jeho slitin nutno provádět v atmosféře prosté síry. Rozpustnost síry v niklu je
velmi malá (0.005 %). Při vyšším obsahu tvoří nikl se sírou za teploty 645 0C eutektikum výrazně
zhoršující tvárnost za tepla a částečně i za studena.
Žíhání
Nikl má poměrně vysokou rekrystalizační teplotu (asi 600 0C při 1 h prodlevě) a bývá žíhán
při teplotách 700 až 800 0C nejvhodněji v neutrální atmosféře. K odstranění vnitřních pnutí se nikl
žíhá při 300 0C. Slitiny niklu (Ni-Mn, monely) se žíhají v rozmezí teplot 800 až 900 0C. Magneticky
měkké slitiny niklu (permaloy) se žíhají při vysokých teplotách (1050 0C, 2 až 3 h), načež se
pomalu ochlazují v proudící vodíkové atmosféře.
Vytvrzování
Konstrukční slitiny niklu lze zpracovávat vytvrzováním obsahují-li 1 až 2 %Be nebo
4.5 %Al. Teploty rozpouštěcího žíhání bývají cca 1000 0C, umělé stárnutí při teplotách 500 0C dosahovaní pevnost je až 1800 MPa. podobně lze vytvrzovat i tzv. monely (slitiny cca 66 % Ni,
30 % Cu). Teploty rozpouštěcího žíhání jsou nižší 780 až 800 0C
U tvářených žáropevných slitin (ozn.
Nimonic, naše AKN) je precipitátem
intermetalická
plošně
centrovaná
uspořádaná sloučenina, označovaná jako γ´
o složení Ni3/Ti,Al/. První etapou tepelného
zpracování je rozpouštěcí žíhání 1050 až
1230 0C, 2 h / vzduch. Pro získání
maximální pevnosti a odolnosti proti únavě
při nižších provozních teplotách pak
následuje jednoduché stárnutí 760 0C, 16 h /
vzduch. Později vyvinuté slitiny obsahují
mimo Cr, Co, Al a Ti ještě přísadu dalších
Obr. 7.9: Strukturní složky žáropevných slitin niklu
prvků (Mo, W, Nb). V údobí stárnutí se
současně vylučují i karbidy. Převládající
reakce se děje dle schématu: γ + MC → M23C6 + γ´. Pro houževnatost je důležité, aby karbidy byly
vyloučeny ve tvaru blokových útvarů a nikoliv v souvislém síťoví. /obr. 7.9/. Maximální creepová
odolnost se dosahuje duplexním umělým stárnutím při 840 až 1100 0C, 24 h / vzduch a 760 0C, 16 h
/ vzduch.
123
Odlévané slitiny (ozn. Nimocast, naše LVN), které byly zrychleně ochlazovány, je možno
pouze uměle stárnout při 760 0C, 12 h / vzduch. V nejjednodušším případě dojde u některých slitin
k vytvrzení za tepla během chladnutí odlitku. U komplexně legovaných slitin je vytvrzení za tepla
vícestupňové proto, aby se dosáhlo předprecipitace karbidů a optimální precipitace fáze γ´. Např. ve
slitinách IN-738 a René 77 má následující schéma: 1160 až 1180 0C, 2 h / pec dále 1085 0C /
vzduch, 925 0C, 24 h / vzduch a 760 0C, 16 h / vzduch.
Chemicko-tepelné zpracování
Tímto zpracováním niklu a jeho žáropevných slitin se mají vytvořit povrchové vrstvy odolné
především proti vysokoteplotní oxidaci. K těmto především patří:
•
křemíkování v plynném prostředí při 1000 0C, 1 až 2 h, vrstva Ni2Si o tloušťce 50 µm
•
alitování v tuhém prostředí při 950 0C, 1 až 2 h, s mnohofázovou vrstvou tloušťky 75 µm
•
beryliování v tuhém prostředí při 800 0C, 1 až 2 h, vrstva NiBe4, tloušťka 25 µm
7.4 Titan a jeho slitiny
Titan je polymorfním kovem, teplota fázové přeměny titanu α (hexagonální těsné
uspořádání) na titan β (kubická plošně centrická mřížka) je 882 0C. Při ohřevu k tepelnému
zpracování výrobků z titanu a jeho slitin je nutné respektovat jejich vysokou chemickou afinitu ke
kyslíku, dusíku a vodíku. K ohřevu se používají nejčastěji odporová a indukční elektrotepelná
zařízení pracující buď kontaktním způsobem nebo s kapalným přenosným prostředím. Při
indukčním ohřevu je nebezpečí přehřátí povrchových vrstev výrobku, což vede k jejich intenzivní
oxidaci. Tloušťka oxidické vrstvy může dosáhnout několika mm.
Tepelné zpracování slitin titanu je v podstatě závislé na typu slitiny. Dle použitých přísad je
možné dělení do tří typů /obr 7.10/:
a
•
b
c
Obr. 7.10: Vliv přísad na charakter binárního diagramu slitin titanu
prvek se rozpouští více v hexagonální fázi α než v kubické β - teplota fázové přeměny α-β se
zvyšuje v závislosti na koncentraci přísady (Al, N, O, C) /obr. 7.10a/
124
•
prvek se více rozpouští ve fázi β než ve fázi α - teplota fázové přeměny β-α se stoupajícím
obsahem přísady se snižuje a fáze β při určité koncentraci se stává stabilní i za normální teploty
(Mo, Nb, Ta, V) /obr. 7.10b/
•
prvek se více rozpouští ve fázi β než ve fázi α a fázi β stabilizuje – za nižších teplot dochází
k eutektoidní reakci – eutektoid je tvořen tuhým roztokem α a intermetalickou fází (Mn, Fe, Cr,
Si, Cu, Ag) /obr. 7.10c/
Žíhání
Žíhání ke snížení zbytkových pnutí
Ke snížení zbytkových pnutí vzniklých tvářením, svařováním nebo obrábění se výrobky
z titanu a jeho slitin žíhají na 560 až 600 0C a pozvolna ochlazují.
Rekrystalizační žíhání
Rekrystalizační žíhání je významné u technicky čistého titanu a u jednofázových slitin α
nebo β, které se žíhají mezi 750 až 850 0C. Teplota rekrystalizačního žíhání dvojfázových slitin
musí být nižší než je teplota přeměny na fázi β, protože při vyšších teplotách dochází k rychlému
hrubnutí zrna.
Stabilizační žíhání
Tímto zpracováním se dosahuje strukturní stability, která je důležitá z hlediska žáropevnosti.
Toto žíhání má dvě varianty: žíhání izotermické (850 až 950 0C / pec → 650 až 500 0C, prodleva /
vzduch) a žíhání dvojité, které má podobný režim jako izotermické žíhání, ale s meziochlazením na
teplotu okolí. Izotermické žíhání vede k vyšším plastickým vlastnostem, dvojité žíhání k vyšším
pevnostním vlastnostem.
Kalení a popouštění
Nejsou-li
zachovány
rovnovážné
podmínky dochází při zvýšené rychlosti
ochlazování v široké koncentraci k bezdifúzní
martenzitické přeměně fáze β v přesycený tuhý
roztok α (bývá označován jako α´ a prakticky se
tvrdostně neliší od fáze α) /obr. 7.11/. Obdobně
jako u ocelí teploty Ms a Mf jsou závislé na
koncentraci a druhu přísady, mohou dosáhnout
až pokojových teplot. Mimo martenzitické
přeměny se při určité rychlosti ochlazování
objevuje ve struktuře slitin další nerovnovážná
fáze ω. Fáze ω vzniká nejen při plynulém
ochlazování /obr. 7.12/, ale také při izotermické
Obr. 7.11:
Rovnovážné a nerovnovážné β→α precipitačními pochody /obr. 7.13/. Na
rozdíl od martenzitické fáze α´ zvyšuje fáze ω
přeměny slitiny α+β
výrazně tvrdost, ale současně činí slitinu
křehkou. Při plynulém ochlazování je možno zamezit vzniku fáze ω vyššími rychlostmi ochlazování
(nestabilní fáze β) nebo naopak velmi pomalým ochlazováním. Při izotermickém rozpadu leží horní
hranice vzniku fáze ω v rozsahu teplot 400 až 450 0C. K omezení negativního vlivu fáze ω přispívá
přísada hliníku stabilizujícího fázi β.
125
Obr. 7.12: Anizotermický diagram slitiny
α +β
Obr. 7.13: Izotermický diagram slitiny α+β
Kalí se z teplot ležících v oblasti (α + β)
příslušného rovnovážného diagramu tj. z 850 až 880 0C po 1 až 2 h výdrži do vody (TiAl6V4,
TiAl6Mo2Cr2). Zpevňující popouštění je charakterizováno tímto postupem: 450 až 550 0C, 2 až 5 h
/ vzduch, přičemž nižší teplotě odpovídá větší zpevnění. Slitiny kalené z oblasti β (slitiny označené
βIII a β-C) tj. z teploty cca 790 0C je účelné popouštět duplexně (při 350 až 500 0C).
Chemicko-tepelné zpracování
Nejvýznamnějším způsobem chemicko-tepelného zpracování titanu a některých jeho slitin je
nitridování, kterým se zvyšuje odolnost proti opotřebení. Nejběžnější je nitridování v dusíku nebo
čpavku. V první atmosféře se dosáhne tvrdosti HV 780 až 850 do hloubky až 80 µm za 25 až 30 h
při teplotách 850 až 950 0C. Druhá atmosféra zároveň sytí povrchovou vrstvu vodíkem, což může
vést k vylučování hydridu TiH a k snížení vrubové houževnatosti. V obou atmosférách vzniká na
povrchu výrobku nitrid TiN, který je křehký a zpomaluje další sycení dusíkem. Zabránit vzniku TiN
lze snížením sytícího potenciálu atmosféry buď zředěním dusíku či čpavku neutrálním plynem (Ar)
nebo snížením obsahu dusíku na povrch výrobku po nasycení izotermickou výdrží ve vakuu
(10-2 Pa, 780 až 830 0C). K moderním technologiím patří nitridování titanu v doutnavém výboji
(10-3 Pa, 0,5 až 1,5 kV) nebo s indukčním či kontaktním ohřevem (950 až 1050 0C, do 20 min).
Lze provádět i další způsoby chemicko-tepelného zpracování (boridování, hliníkování,
cementování). Jejich nevýhodou je ostrý přechod mezi vrstvou a základním kovem.
7.5 Kovy s nízkou teplotou tání
Většina těchto kovů nevykazuje alotropické modifikace a jejich rekrystalizační teplota leží
v oblasti pokojových teplot (výjimkou cín - modifikace β je stálá do teploty 13,2 0C). Tepelné
zpracování těchto slitin se většinou neprovádí, i když se používá přísad ovlivňujících vytvrzovací
126
procesy (např. tzv. tvrdé olovo
- Sb, As)
Slitiny Zn-Al /obr. 7.14/
jsou charakteristické rozpadem
tuhého přesyceného roztoku α1
na α + β po ochlazení. Tento
rozpad je doprovázen kontrakcí
probíhající v dlouhém časovém
úseku (70 % do měsíce, zbytek
několik
let).
Ovlivnění
rozměrové stability odlitků je
možno
dosáhnout
jednak
vhodným legováním (přísada
Mg)
nebo
tepelným
zpracováním odlitků (100 0C
po dobu 3 až 6 h).
Obr. 7.14: Rovnovážný diagram zinek - hliník
127
8.0 NEKONVENČNÍ METODY TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ
Vedle klasických metod tepelného zpracování se rozvíjí i moderní metody, jejichž cílem je
maximální využití možných hranic pevnosti a tvárnosti materiálu. Tyto metody využívají nových
poznatků v oboru fázových transformací, precipitačních procesů i vlivů deformace a snaží se je
uplatnit v kladném smyslu při tepelném zpracování. Výraznou roli zde hraje martenzitická přeměna,
kde zpevnění martenzitu je především způsobeno:
•
existencí přesyceného tuhého roztoku, přičemž velikost zpevnění je závislá na obsahu uhlíku a
gradient zpevnění má maximum při 0,4 %C
•
zjemněním zrna, které je závislé nejen na podmínkách vzniku martenzitických krystalů, ale i na
velikosti výchozího austenitického zrna
Obr. 8.1: Závislost meze kluzu na tažnosti
některých typů tepelného zpracování
•
morfologií martenzitu (jehlice, desky) a jeho
substrukturou
•
precipitačním
a
disperzním
zpevněním,
charakterizovaným množstvím, velikostí, tvarem,
rozložením a způsobem vyloučení částic
•
distorzí mřížky, související
transformací γ→α´
•
snížením dynamických účinků desek (jehlic)
martenzitu na hranice původních austenitických
zrn
•
substitučním zpevněním tuhého roztoku
se
smykovou
Porovnání výsledků některých typů tepelného
zpracování jsou uvedeny na obr. 8.1.
8.1 Zpracování v magnetickém poli
Z praktického provozního hlediska se zásadně neliší od klasické technologie tepelného
zpracování. Vyžaduje pouze doplnění provozu tepelného zpracování zařízením, umožňujícím
současné působení ochlazovacího media a příslušně usměrněného magnetického toku určité
minimální hustoty. Tímto zpracováním dochází nejen ke zvýšení hodnoty pevnosti (vůči klasickému
zpracování), v průměru dle chemického složení o 350 až 700 MPa, ale též ke zvýšení vrubové
houževnatosti a únavové pevnosti. Významné je rovněž zjištění, že mez kluzu vzrůstá mnohem
rychleji než mez pevnosti. Z dalších výsledků uvádí autoři i snížení citlivosti vůči vrubům a zvýšení
korozní odolnosti.
Vysvětlení příčin a podstaty zvýšení pevnosti lze vyjádřit názorem Bernštejna, který
předpokládá příznivé působení:
•
„rozdrobením“ bloků v důsledku magnetostrikce, tj. zjemnění krystalů při přeměně
paramagnetické fáze na feromagnetickou fázi
128
•
výrazným zjemněním struktury ve spojení s orientovaným uspořádáním osy krystalů martenzitu
podél směru přirozené magnetizace nebo dostatečně blízko tomuto směru
•
uspořádáním krystalů martenzitu podél domén, které po magnetizaci do nasycení tvoří celkovou
magnetickou orientaci ve všech zrnech
Při spekulativním rozboru pojetí mechanismu zpracování v magnetickém poli je třeba
vycházet z prvků feromagnetismu i z mechanismu martenzitické přeměny. Je známo, že
feromagnetický materiál sestává z malých (spontánně magnetizovaných a nahodile orientovaných)
magnetických domén. Blochovy stěny, tvořící plynulý přechod mezi doménami (šířky sta
atomových vzdáleností), jsou oblastmi s vyšší energií. Při vložení feromagnetického kovu do
vnějšího magnetického pole vhodně orientované domény rostou, až při magnetickém nasycení jsou
všechny orientovány stejně a Blochovy stěny vymizí. Při velmi silných vnějších polích může dojít
i k přesmyknutí nevhodně orientovaných domén do výhodnějšího směru (Barkhausenův jev). Lze
předpokládat, že při ochlazení austenitu v silném magnetickém poli budou zárodky vznikající fáze
mít tendenci zaujmout uspořádání o nejnižší volné energii. Působení magnetického pole je
potvrzeno zjištěním, že zvyšuje teplotu Ms u ocelí, řádově o 10 0C. Protože magnetické pole působí
již při utváření nukleačních zárodků martenzitu (vhodně orientovaných) a tedy i krystalů fáze α´.
Výsledkem je zjemnění krystalů fáze α´, přičemž krystaly dané oblasti budou mít příbuznou
orientaci a tedy jejich rozhraní budou příznivě ovlivněna. Zvýšení pevnostních vlastností oceli tímto
způsobem zpracování lze přičítat příznivému vlivu martenzitických jehlic a významné souvislosti
mezi velikostí těchto desek (či jehlic) a pevností hranic původního austenitického zrna vlivem
snížení dynamických účinků. Vlivem působení magnetického pole dojde i k určitému vyrovnání a
uspořádání dislokační substruktury, tj. ke zkrácení volných délek dislokačních úseků fixováním
dislokací interakcí s ostatními dislokacemi a poruchami mřížky nebo inkluzemi k omezení jejich
pohyblivosti.
8.2 Reaustenitizace
Tento postup by mohl být
označován také jako zpracováním
ohřevem s rychlými cykly. Podstatou
tohoto způsobu zpracování je
austenitizace
(i
opakovaná)
s rychlostí ohřevu řádově 500 až
1000 0C.s-1 s velmi krátkou výdrží na
austenitizační
teplotě
a
s následujícím
velmi
rychlým
ochlazením.
Je třeba uvést, že
o reaustenitizaci se jedná tehdy, jeli
ohřev aplikován na kalený materiál
(na rozdíl od rychlého ohřevu
uplatňovaného
na
materiálu
žíhaném).
Obr. 8.2: Závislost Rm, Re, a A na množství energie při
reaustenitizaci slitiny Fe
129
Mechanické
hodnoty
zpracovávaného materiálu závisí na
množství dodané energie (závislé na
době ohřevu) při ohřevu vzorku /obr.
8.2/. Průběh je charakterizován
dvěma maximy převyšujícími hodnoty získané klasickou technologií. Plastické vlastnosti si ovšem
zachovávají příznivé hodnoty pouze v oblasti I. maxima křivky pevnosti, načež poměrně rychle
klesají s dalším ohřevem. Možno tedy říci, že praktický význam má pouze dosažení I. maxima,
které zvyšuje pevnostní vlastnosti martenzitu při zachování příznivých plastických vlastností.
Při reaustenitizaci prochází mikrostruktura těmito změnami. V oblasti prvního poklesu
tvrdosti odpovídá rozpadovým procesům obdobným popouštění. V oblasti I. maxima je tvořena
velmi jemnými jehlicemi martenzitu s dislokační substrukturou a jemnými disperzními karbidy.
Martenzitické částice jsou rozloženy podle dvojčat a končí na rozhraní původní martenzitické
desky. Mezi I. a II. maximem dochází k postupnému hrubnutí martenzitických krystalů (a k tvorbě
deskovitého martenzitu) za současného úbytku karbidické fáze. V oblasti II. maxima je struktura již
tvořena hrubými martenzitickými deskami s vnějšími dvojčaty.
Dosahované vlastnosti tedy úzce souvisí s morfologií martenzitu. Při krátké době
austenitizace zůstávají ve struktuře martenzitu vnitřní dvojčata neaustenitizována a tato dvojčata
spolu s hranicí původní martenzitické jehlice jsou nepropustnými překážkami pro nově vznikající
martenzitické jehlice (jde o nízkouhlíkový martenzit cca 0,25 %C). Se vzrůstající teplotou dochází
k postupnému rozpouštění karbidické fáze, ke vzniku nových austenitických zrn a k obohacování
austenitu uhlíkem, který způsobuje snižování teploty Ms a tedy podmiňuje tvorbu martenzitických
desek s vnitřními dvojčaty. Snížení plastických vlastností v oblasti II. maxima je vysvětlováno tím,
že vnitřní dvojčata kladou značný odpor vůči plastické deformaci i tím, že martenzitické desky
s vnitřním žebrem jsou velmi křehké.
Celkově dosahované zvýšení tvrdosti a pevnosti při zachování plastických vlastností
reaustenitizací závisí na existenci heterogenní struktury, sestávající z velmi jemného jehlicovitého
martenzitu s dislokační substrukturou a z nerozpuštěných jemných karbidů (hlavní podíl zpevnění).
Z praktického hlediska, i když tento způsob zpracování je poměrně objasněn, je dosažení takto
vysokých rychlostí ohřevu v provozním měřítku v rozsahu celého průřezu součásti prakticky
nerealizovatelné.
8.3 Precipitační vytvrzování ocelí
Martenziticky vytvrditelné (maraging) oceli patří do skupiny vysokopevných ocelí, které
mají vedle vysokých pevnostních vlastností a houževnatosti další přednosti spočívající
v jednoduchém tepelném zpracování, vysoké prokalitelnosti a velmi dobré svařitelnosti. Jejich
metalurgie je však náročná a jejich cena, v důsledku značného množství přísadových prvků, je
vysoká. Tyto oceli slouží k výrobě nejnamáhanějších strojních součástí, součástí složitých tvarů
i součástí pracujících v oblasti tepelné únavy nebo při nízkých teplotách.
Podle chemického složení martenzitické vytvrditelné oceli rozdělit na tři skupiny:
•
MV oceli s legovací bází Fe-Ni18-Co9-Mo5 a s vytvrzujícími přísadami Ti nebo Al
Obsah uhlíku u těchto ocelí je velmi nízký (obvykle 0.02 až 0.07 %). Martenzit ve slitinách
nízkouhlíkového systému Fe-Ni-C s vysokým obsahem niklu je plastický a houževnatý. Vzniká
i při extrémně malých rychlostech ochlazování (několik 0C.h-1). Pojmy jako kritická rychlost
ochlazování a prokalitelnost pozbývají u těchto slitin významu. Teplota martenzitické přeměny Ms
se podle složení slitiny pohybuje převážně v rozmezí 400 až 200 0C, zpětná přeměna martenzitu na
austenit při ohřevu probíhá mezi cca 600 0C (teplota As) a 700 0C (teplota Af).
Z dalších legujících prvků kobalt zpevňuje martenzitickou matrici a podporuje vytvrzování
tím, že zvyšuje hustotu dislokací v tuhém roztoku. Na precipitačním zpevnění se přímo nepodílí,
130
působí proti poklesu tvrdosti slitiny při vyšších teplotách vytvrzování. Molybden mimo příznivé
ovlivnění substitučního zpevnění tuhého roztoku se podílí i na precipitačním zpevnění martenzitu.
Potlačuje segregaci přísad v oblastech vysokoúhlových mezifázových hranic a precipitaci
intermetalických fází na nich. Nejvýrazněji se na precipitačním zpevnění podílejí titan a hliník /obr.
8.3/. Oba tvoří s niklem jednoduché (Ni3Ti, Ni3Al) a komplexní (Ni3/Ti,Al/) intermetalické fáze se
zpevňujícím účinkem. Titan a hliník zvyšují teplotu Ms a titan také teplotu As.
Obr. 8.3: Závislost tvrdosti na teplotě vytvrzování slitin FeNi18Ti /a/ a slitin FeNi18Al
/b/, doba vytvrzování 3 hodiny
Vlastní tepelné zpracování tohoto typu ocelí vychází z austenitizace resp. homogenizace
austenitu, tj. ohřevu nad teplotu Af. Následujícím ochlazením na vzduchu proběhne přeměna
austenitu na prakticky bezuhlíkový martenzit (ozn. obvykle jako laťkový, popř. masivní). Tento
martenzit je přesyceným tuhým roztokem pouze substitučních prvků v α železe. Je dobře tvařitelný
za studena a obrobitelný, jeho tvrdost se pohybuje okolo 300 HB. Konečné vlastnosti se získají
vytvrzením martenzitu jemnou disperzí intermetalických fází, kterými mohou být jednoduché nebo
komplexní sloučeniny (např. Ni3Ti, Ni3Al, Ni3/Ti,Al/, Fe2Mo, /Fe,Ni/2Mo aj.). Vytvrzení probíhá při
teplotě 450 až 500 0C po dobu 3 až 6 hodin. Zpracováním se dosáhne meze pevnosti 1400 až
2140 MPa (tvrdost 40 až 55 HRC) při vysoké houževnatosti a kontrakci (50 až 70 %). Objemové
změny při vytvrzování jsou minimální.
•
MV oceli s vyšším obsahem niklu (20 až 25 %) bez Co a Mo, legované Ti a vytvrzujícími
přísadami Al a Nb
Martenziticky vytvrditelné oceli tohoto typu (FeNi25TiAlNb) mají po austenitizaci a
zakalení na vzduchu strukturu martenziticko-austenitickou. Příčinou je vysoký obsah niklu,
snižující výrazněji teploty Ms a Mf oceli, jehož účinek není kompenzován ostatními legurami. Pro
získání čistě martenzitické matrice se po zakalení zařazuje žíhání při teplotě 650 až 700 0C, při
kterém se austenit precipitací intermetalické fáze Ni3/Ti,Al/ ochudí o nikl a titan (zvýší se teplota
Ms) a při ochlazení ze žíhací teploty se přemění na martenzit. Následující vytvrzování probíhá jako
u ocelí prvého typu - při teplotách 450 až 500 0C.
•
MV oceli s legovací bází FeCr13Ni6 s vytvrzujícími přísadami Cu, Ti, Nb, popř. také Mo, Al
Chrom u tohoto typu korozivzdorných martenzitických vytvrditelných ocelí se podílí na
substitučním zpevnění martenzitu, zmenšuje rozpustnost Mo, Ti, Al aj., a tím podporuje precipitaci
intermetalických fází. Podobně jako Ni a Mo snižuje chrom teplotu Ms oceli. Vytvrzovací účinek
mědi je výrazný zejména, když je měď jedinou vytvrzovací přísadou. V tuhém roztoku vznikají
131
koherentní mikrooblasti obohacené mědí, později precipituje ε fáze. Maximu tvrdosti se dosahuje
po vytvrzení při teplotách 400 až 450 0C, před vyloučením ε fáze.
Obr. 8.4: Závislost KCV MV ocelí na teplotě
(tepelné zpracování: a - 7900C/vzduch +
4600C/8h/vzduch, b - 10500C/vzduch + 480
0
C/8h/vzduch)
Vlastní
tepelné
zpracování
korozivzdorných
MV
ocelí
používá
austenitizace při nižší teplotě 820 až 850 0C,
nebo při vysoké teplotě 1050 0C, popř.
kombinované
homogenizační
žíhání
1050 0C/vzduch + 820 0C/vzduch. Po ochlazení
na vzduchu se martenzitická struktura vytvrzuje
při teplotě 450 až 550 0C. Vliv teploty
austenitizace na pevnostní vlastnosti není
výrazný, vrubová houževnatost je vyšší po
austenitizaci při nižší teplotě /obr. 8.4/. Příznivý
účinek nízké teploty austenitizace na
houževnatost oceli souvisí jednak s jemnějším
zrnem austenitu a tím i jemnější strukturou
martenzitu, jednak s vytvrzováním v oblasti
interkritických teplot (nad A1), jehož výsledkem
je nově vzniklý austenit, vyloučený jako tenké
pásky mezi laťkami martenzitu.
K dalšímu zvýšení pevnostních vlastností martenzitických vytvrditelných ocelí lze použít
také tepelně mechanického zpracování. Využívá se jak vysokoteplotní TMZ (tvářecí teplota
870 0C), tak i nízkoteplotní TMZ (tvářecí teplota 550 0C). Po tváření následuje zakalení a
precipitační vytvrzování.
8.4 Tepelně mechanické zpracování
Obecně lze za tepelně mechanické zpracování (TMZ) označit všechny procesy, které cíleně
kombinují deformaci s fázovými přeměnami za účelem zvyšování pevnostních charakteristik při
zachování vyhovující plasticity. Nejčastěji pod pojem TMZ jsou řazeny postupy spojené s rychlým
ochlazením austenitu. Kromě toho lze do TMZ zahrnout i další postupy, jako je isoforming,
dynamické deformační stárnutí martenzitu (DDSM), řízené válcování a ochlazování, zpracování
TRIP ocelí i deformační ovlivnění vytvrzovacích procesů.
Výsledek zpracování je souhrnem několika faktorů:
•
Zjemnění austenitického zrna (martenzitických desek)
•
Změna morfologie a substruktury (dislokace a vnitřní dvojčata) martenzitu
•
Precipitace uhlíku v průběhu deformace nebo po martenzitické přeměně
•
Omezení rázových účinků desek martenzitu na hranice zrn austenitu
Vlastní martenzitická transformace je výrazně ovlivněna stavem austenitické matrice.
Nakupené mřížkové vady iniciují tvorbu martenzitu, teplota Ms roste. Zvýšená hustota dislokací
přechází při kalení i do martenzitu a podílí se na příznivém ovlivnění mechanických vlastností.
Jemnější austenitické zrno vede k celkovému zjemnění martenzitu. Velikost martenzitických útvarů
je jednak přímo limitována hranicemi zrn, jednak při menších deformacích (10 až 20 %) vzniká
v austenitu buněčná dislokační struktura, která působí jako polopropustná překážka pro růst
martenzitických desek a při větších redukcích (30 až 80 %) dochází ke vzniku tzv. dvojčatových
132
pásů, které jsou pro růst martenzitické desky nepropustnou překážkou. Těmito překážkami se
snižuje i rychlost růstu martenzitických desek a jejich nepříznivý účinek na hranice původních
austenitických zrn. Tím se omezí vznik defektů , které vznikají v místech náhlého zastavení desek
martenzitu. Nejvýznamnější omezení dynamických účinků je u středních obsahů uhlíku, kde
matrice za normálních podmínek má sníženou relaxační schopnost (u nízkých obsahů matrice je
dostatečně houževnatá, u vyšších ztrácí matrice schopnost relaxace i při omezených účincích). Se
vzrůstající dislokační hustotou v austenitu je navíc upřednostňován vznik jehlicovitého martenzitu
na úkor deskového dvojčatového martenzitu (např. u eutektoidní oceli roste 40 % podíl po KZ na
60 % po VTMZ). Dynamické účinky jehlicovitého martenzitu nejsou při styku čela jehlice
s nepropustnou překážkou spojeny se vznikem mikrodefektů. Deformace austenitu neovlivňuje
pouze iniciaci zárodků martenzitické fáze, ale také výrazně ovlivňuje výskyt jemnějšího a
rovnoměrnějšího precipitátu karbidické fáze již při deformačním procesu event. v procesu
popouštění vzniklého martenzitu (tzv. stárnutí martenzitu). Vlivem termodynamicky vhodnějších
podmínek je možno další vylučování karbidů nejen na hranicích , ale i na vhodných poruchách a
dislokacích i možnost vylučování karbidu Fe3C z ε karbidu in situ, dochází i k růstu podílů
speciálních karbidů ve srovnání s cementitem. S tím souvisí i stabilita výrazného zpevnění
martenzitu při popouštění. Zpevnění zůstává zachováno do 200 0C (přičemž rozdíl mezi KZ a TMZ
je patrný až do 500 0C). Za vyšších teplot je možno počítat s rychlejší difúzí a tím i koagulací
karbidů, jež má za následek rychlejší úbytek pevnostních hodnot.
•
Vysokoteplotní tepelně mechanické zpracování (VTMZ)
Jedná
se
o
nepoužívanější formu TMZ v západní literatuře uváděnou jako
„thermomechanical treatment“. Podstatou procesu je
deformace v oblasti stabilního austenitu s následným
ochlazením vedoucím k martenzitické transformaci /obr.
8.5/. Tento postup lze užít prakticky
u všech typů ocelí.
Přednostně je využíván u konstrukčních ocelí s obsahem
uhlíku 0,4 až 0,6 %, nejčastěji legovaných (lze však využít i
u nelegovaných ocelí – u nástrojových výjimečně).
Teplota, rychlost a velikost deformace musí být
voleny tak, aby nebyla vyčerpána plasticita austenitu a
rekrystalizace austenitu plně neproběhla. Úplné potlačení
rekrystalizace není reálné a navíc byla prokázána přímá
Obr.
8.5:
Schéma
VTMZ souvislost mezi stupněm proběhlé rekrystalizace a zlepšením
v diagramu ARA podeutektoidní finálních plastických vlastností. Na základě toho vstupuje do
transformace γ→α´ (při kalení) zčásti rekrystalizované
oceli
zjemněné austenitické zrno, zčásti deformačně zpevněný
austenit. Vzájemný poměr rekrystalizovaného a zpevněného austenitu je dán podmínkami
deformace, složením oceli a dobou mezi ukončením deformace a zakalením.
VTMZ vede především k růstu pevnosti, oceli takto zpracované dosahují pevnosti až
2500 MPa. Zároveň se zlepšuje i vrubová houževnatost, klesá tranzitní teplota, rostou
křehkolomové charakteristiky, odolnost proti únavovému porušení a proti korozi.
Vyšší teploty tváření a velký stupeň deformace usnadňují rekrystalizaci austenitu a efekt
VTMZ tak snižují, nižší hodnoty deformace vedou též k pomalejšímu poklesu hodnot pevnosti při
popouštění. Rychlost deformace (závislá na způsobu tváření) může ovlivnit rovnoměrnost
deformace a tím vést k anizotropii vlastností.
•
Nízkoteplotní tepelně mechanické zpracování (NTMZ)
133
Způsob tohoto zpracování je označován jako
„ausforming“ a je zachycen na obr. 8.6. Po ohřevu do oblasti
stabilního austenitu následuje rychlé ochlazení do oblasti
metastabilního austenitu (na teplotu 500 až 600 0C), kde se
aplikuje intenzivní deformace. Stupeň deformace bývá vyšší
než při VTMZ. Po deformaci následuje kalení a nízkoteplotní
popouštění. Tento postup lze použít na rozdíl od VTMZ
pouze u ocelí s dobrou prokalitelností, tedy majících
dostatečně dlouhou inkubační dobu izotermické přeměny
austenitu a vyhovující šířku oblasti metastabilního austenitu
mezi oblastmi perlitické a bainitické přeměny.
Obr.
8.6:
Schéma
NTMZ
v diagramu ARA podeutektoidní
oceli
Teplota, rychlost, velikost a způsob deformace musí
být opět voleny tak, aby nebyla vyčerpána plasticita austenitu
(vyšší přetvárný odpor a nižší plasticita vůči VTMZ).
Při NTMZ probíhá tváření v oblasti pod rekrystalizační teplotu austenitu, k rekrystalizaci
tedy nedochází a do transformace γ→α´ vstupuje intenzivně deformačně zpevněný austenit. Stupeň
deformace přímo ovlivňuje velikost zpevnění. Ovlivnění přeměn je podobné jako u VTMZ, avšak
daleko výraznější.
NTMZ vede k výraznějšímu růstu pevnosti než VTMZ, jsou dosahovány pevnosti až 3000
MPa. Rovněž dochází k růstu vrubové houževnatosti, poklesu tranzitní teploty a zlepšování
křehkolomových charakteristik, roste i odolnost proti relaxaci a únavě. Příznivější podmínky pro
vytvoření jemné stabilní disperze karbidické fáze při popouštění vedou ke zvýšení odolnosti proti
popouštění (zvýšená pevnost se zachovává až do teploty 400 0C). Vzájemné poměry jednotlivých
zpevňujících účinků se v závislosti na popouštěcí teplotě mění. Závislost meze pevnosti na teplotě
popouštění
s vyznačením
podílů
jednotlivých zpevňovacích mechanismů
srovnává pro KZ a NTMZ obr. 8.7.
•
Obr. 8.8: Schéma isoformingu
v diagramu ARA podeutektoidní
oceli
Obr. 8.7: Srovnání vlivu klasického tepelného
zpracování a NTMZ na pevnost kalené a popuštěné
nízkolegované oceli
Isoforming
Při tomto způsobu tepelně mechanického zpracování po ohřevu do oblasti stabilního
austenitu následuje rychlé ochlazení na teplotu perlitické přeměny (600 až 700 0C), při níž je ocel
intenzivně tvářena (nad 60 %) za současného uplatnění perlitické transformace /obr. 8.8/. Následuje
dochlazení na vzduchu. Tento způsob zpracování je vhodný pro ocele stejného typu jako ocele
užívané NTMZ.
134
Při zpracování je využit efekt kombinace plastické deformace transformujícího austenitu a
vznikající feritické matrice. Určujícím dějem vedoucím k požadovaným finálním vlastnostem jsou
zotavovací procesy probíhající ve feritické matrici. Dochází zde k formování stabilních subzrn a
dislokačních polygonizačních stěn. Tyto děje natolik sníží uloženou energii, že rekrystalizace je
potlačena. Výsledná struktura je tvořena zotavenou feritickou matricí fragmentovanou na jemná
subzrna s rovnoměrně rozloženými jemnými sferoidizovanými karbidy.
Isoformingem se dosahuje především výrazného růstu houževnatosti, snížení tranzitní
teploty a růstu odolnosti proti rázovému zatížení při menším zvýšení pevnostních charakteristik.
Isoformingem vzniklá struktura podmiňující tyto finální užitné vlastnosti je stabilní až do teplot cca
350 0C.
•
Dynamické deformační stárnutí martenzitu
U tohoto typu zpracování deformace probíhá při teplotě popouštění (150 až 200 0C),
případně za teploty mezi prvým a druhým stupněm popouštění (tzv. deformační popouštění).
Deformace následuje po fázové transformaci γ→α´ a příznivě ovlivňuje děje probíhající při
popouštění. Zlepšení pevnostních vlastností je zde dosaženo kombinací deformačního zpevnění
popuštěného martenzitu (deformace 0.5 až 5 %) a stárnutí podpořeného plastickou deformací.
Dynamické deformační stárnutí martenzitu vede ke zvýšení pevnostních charakteristik při
mírném poklesu tažnosti a křehkolomových charakteristik. Kombinací NTMZ případně VTMZ a
DDSM se zpevňovací efekty umocňují a růst pevnostních vlastností je zvlášť výrazný.
•
Řízené válcování a ochlazování
Tento způsob zpracování se užívá při válcování mikro a nízko legovaných svařitelných
ocelí. Deformace u tohoto způsobu probíhá při válcování v přípravném pořadí v oblasti stabilního
austenitu nad A3, při válcování v hotovním pořadí buď ještě v oblasti stabilního austenitu (těsně nad
A3) nebo již ve dvoufázové oblasti γ-α mezi teplotami A1 a A3.
Po ohřevu do oblasti stabilního austenitu jsou zvoleny podmínky opakované intenzivní
deformace (teplota, úběr, rychlost deformace a časová výdrž na teplotě mezi jednotlivými úběry)
tak, že dochází k opakované úplné rekrystalizaci austenitu (válcování v přípravném pořadí).
Austenitické zrno tak několikrát zjemní. Poslední deformace (válcování v hotovním pořadí) probíhá
při teplotách, úběrech a rychlostech deformace, při nichž je rekrystalizace austenitu potlačena.
V případě doválcování v mezifázové oblasti γ-α je
deformován i vznikající ferit za podmínek, které rovněž
neumožní jeho plnou rekrystalizaci. Deformační zpevnění
feritu tak přispívá k finálnímu zpevnění matrice.
Deformovaný jemnozrnný austenit zrychleným ochlazením
transformuje na jemnou feritickou strukturu často
acikulárního charakteru (jehlicovitý ferit vznikající při
zrychleném ochlazení austenitu kombinací difúzní a
skluzové formy přeměny). U mikrolegovaných ocelí
dochází navíc během dochlazování (svinování), případně
při popouštění k precipitaci jemných karbidů případně
karbonitridů mikrolegur, které mají významný zpevňující
účinek.
Obr. 8.9: Schéma řízeného válcování
Řízené
válcování
a
ochlazování
vede
a ochlazování oceli /I-ohřev na
tvářecí teplotu, II-předválcování, III- k významnému zvýšení meze kluzu těchto ocelí při
nízkých
tranzitních
teplot,
příznivých
doválcování, IV-rychlé ochlazení, V- dosažení
křehkolomových
charakteristik
a
zvýšení
odolnosti
proti
pomalé ochlazení/
135
únavě již ve válcovaném stavu, bez dalšího tepelného zpracování. Finální vlastnosti u dané oceli
jsou ovlivněny především teplotou ohřevu (T1), teplotou doválcování (T2) a rychlostí ochlazování
(IV) - /obr. 8.9/.
•
Tepelně mechanické zpracování neželezných kovů
Obecně vliv deformace na tepelné zpracování neželezných kovů možno rozdělit dle druhu a
možnosti vlastního tepelného zpracování. Při martenzitických transformacích ovlivňující faktory
jsou podobné jako u ocelí. Deformace u slitin vytvrzujících kladně ovlivňuje nukleaci, rozložení a
růst precipitátů. Důležité je poznamenat, aby deformace probíhala v oblasti tuhého roztoku a ne
v průběhu precipitačního procesu.
Slitiny hliníku
TMZ bylo aplikováno na slitiny AlZnMgCu ve dvou variantách:
-
vložené TMZ: rozpouštěcí žíhání 400 0C / zachlazení / tváření při 350 až 250 0C / zachlazení /
rekrystalizační žíhání při 450 0C / zachlazení s následujícím přirozeným stárnutím
-
konečné TMZ (T-AHA): vytvrzení za tepla s duplexním stárnutím, kde mezi první a druhým
stárnutím se tváří za teploty okolí
Slitiny hořčíku
-
VTMZ: tváření za tepla vloženo mezi homogenizační žíhání a stárnutí
-
NTMZ: homogenizační žíhání / deformace 10 až 15 % za teploty okolí nebo pod rekrystalizační
teplotou / stárnutí
-
KTMZ: homogenizační žíhání / tváření za tepla (300 až 350 0C, 50 až 90 %) / tváření za studena
(5 až 10 %) / stárnutí (cca 175 0C) – výsledné zvýšení meze kluzu do teploty 300 0C až 2,5x
Slitiny mědi
-
NTMZ hliníkových bronzů: rozpouštěcí žíhání 1000 až 1050 0C / ochlazení na 550 až 650 0C a
opakované tváření (10 až 20 %) / kalení do vody / popouštění
-
Vytvrzující slitiny (CuNiSi, CuBe): rozpouštění / zachlazení / tváření za studena / umělé stárnutí
Slitiny niklu
Nové možnosti řízení velikosti zrna, precipitace karbidů (M23C6) a intermetalických fází (γ´)
přinesla prášková metalurgie žáropevných slitin v souvislosti s jejich izostatickým lisováním (ISL).
Je-li teplota ISL nad nebo pod teplotou rozpustnosti fáze γ´ je zrno fáze γ hrubé nebo jemné.
Existují tři základní způsoby TMZ aplikované na slitiny typu Astroloy:
-
ISL s pomalým nebo rychlým chlazením
-
ISL a rozpouštěcí žíhání 1070 až 1150 0C se stárnutím při 760 0C (precipitace fáze γ´)
-
ISL, rozpouštěcí žíhání a duplexní stárnutí : 980 0C (precipitace M23C6) a 760 0C
Slitiny titanu
Válcování titanu při 1100 až 900 0C (stačí 20 % deformace)s následujícím ochlazením do
vody zvyšuje jeho pevnost až o 100 MPa. Snížením doválcovací teploty na 600 0C se zvýší pevnost
o 150 MPa.
Ve dvoufázových slitinách titanu nepřesahuje zpevnění vlivem VTMZ 20 až 30 % zpevnění
dosaženého tepelným zpracováním. Optimální kombinace pevnostních a plastických vlastností se
dosahuje po tváření při nízkých teplotách v oblasti β. Nutnost zachovat určitou minimální plasticitu
136
nedovoluje snížit doválcovací teplotu pod 600 0C, což je důvodem proč se NTMZ nepoužívá. Na
zpevnění slitin β má VTMZ malý vliv při všech stupních deformace.
8.5 Deformačně vyvolaná martenzitická transformace
U některých typů austenitických vysokolegovaných ocelí se uplatňuje zaměnitelnost
chemické a mechanické síly martenzitické přeměny. Oceli TRIP jsou charakteristické vysokým
obsahem chromu (9 až 13 %), a niklu (8 až 9 %) spolu s molybdenem (3 až 4 %), manganem (1 až
2 %) a křemíkem (2 %). Jejich složení je voleno
tak, aby se teplota Ms oceli snížila přibližně na
normální teplotu a teplota Msσ ležela pod 0 0C.
Obsah uhlíku se pohybuje od 0.2 do 0.3 %. Oceli
TRIP obsahující přísadu titanu a hliníku mohou být
zpevněny také precipitací koherentní fáze
γ´ - Ni3 /Ti,Al/.
Obr. 8.10: Schéma napětí k vyvolání
martenzitické přeměny v závislosti na teplotě
/Md - teplota počátku martenzitické
transformace
indukované
plastickou
deformací/
Všeobecně se předpokládá, že chemické
hnací síly přeměny ∆Gγ→α´ klesají lineárně při
zvyšování teploty nad Ms a kritické vnější napětí
pro zahájení martenzitické přeměny vzrůstá
lineárně s teplotou. V souladu s touto představou
bylo experimentálně potvrzeno, že kritické napětí
potřebné pro vznik martenzitu vzrůstá s teplotou
mezi Ms a Msσ /obr. 8.10/, tzn. až do meze Rp0.2
austenitu. Nad teplotou Msσ (např. T1) vzniká
martenzit po plastické deformaci při napětí σb.
Mezi napětími σa a σb se deformačně zpevňuje
austenit. Hodnota σb je menší než σc, což je napětí
vyplývající z lineární extrapolace závislosti napětí teplota do oblasti nad Msσ. Tento rozdíl
(σc - σb) je připisován účinku plastické
deformace austenitu. Podle současných
představ se plastická deformace
uplatňuje při deformačně vyvolané
martenzitické
přeměně
dvojím
způsobem.
Jednak
ovlivněním
nukleace martenzitu (tzv. deformačně
indukovaná nukleace). Jednak tím, že
při plastické deformaci austenitu
dochází k lokální koncentraci napětí na
překážkách (hranice zrn, dvojčata aj.),
kde hodnota dosáhne napětí σc.
Obr. 8.11: Vliv teploty zkoušení na Rm, Rp0.2 a A5
austenitické oceli 0.26 %C, 29 %Ni
137
Změny
mechanických
vlastností TRIP oceli v závislosti na
teplotě jsou znázorněny na obr. 8.11.
Pevnost v tahu se při poklesu teploty
zvyšuje a její úroveň v podstatě
odpovídá
množství
martenzitu
vzniklého ve zkušební tyči. Pokles hodnoty Rp0.2 mezi teplotami Ms a Msσ je způsoben
transformační deformací před plastickou deformací austenitu. Tvorbu martenzitu doprovází
zvětšení transformujících se mikroobjemů austenitu, tedy se dosáhne makroskopické deformace
0.2 % s přispěním této transformační deformace při menším vnějším napětí. Tažnost dosahuje
nejvyšší hodnoty při teplotě těsně nad Msσ, což je zejména ovlivněno zvětšením rovnoměrné
deformace zkušební tyče. Deformace v průběhu zatěžování je rozložena po délce tyče
nerovnoměrně. Uskuteční-li se v určitém místě plastická deformace, dojde ke vzniku martenzitu
(tzn. ke zpevnění příslušného objemu). Další plastická deformace se uskuteční v jiném místě, kde
dosud nedošlo k přeměně A → M (lokální transformační zpevňování). Výsledkem je značný rozsah
celkové rovnoměrné deformace. Deformačně indukovanou martenzitickou přeměnou je také
omezován vznik a šíření mikrotrhlin. Koncentrace napětí a deformace může v příslušných
mikroobjemech relaxovat tvorbou martenzitu ev. v plasticky deformované zóně na čele trhliny
může vzniklá destička martenzitu bránit jejímu dalšímu šíření.
Vlastní tepelné zpracování /obr. 8.12/ těchto ocelí sestává
z rozpouštěcího žíhání při teplotě cca 1150 0C s následným
ochlazením do vody. Poté se aplikuje intenzivní cca 80 %
deformace v oblasti metastabilního austenitu při teplotě cca
450 0C. Tímto postupem se zvýší teplota Md a sníží teplota Ms.
Výsledná struktura deformovaného martenzitu a zbytkového
austenitu není optimální pro nízký podíl martenzitické fáze. Ocel
je proto dále válcována (deformace cca 15 %) při teplotě okolí
(pod Md a nad Ms), aby se deformačně indukovanou
martenzitickou přeměnou zvýšilo množství martenzitu a dosáhlo
většího deformačního zpevnění austenitu. Martenzitické útvary
Obr. 8.12: Schéma zpracování vznikající ve skluzových pásech jsou účinnou překážkou pohybu
ocelí TRIP
dislokací a zvyšují pevnostní charakteristiky. Konečné popouštění
0
při teplotě 400 C je uskutečňováno pro snížení vnitřních pnutí.
Výsledné mechanické vlastnosti podle chemického složení a podmínek zpracování dosahují
vysoké pevnosti v tahu (1400 až 2200 MPa) při vynikajících plastických vlastnostech (A = 75 až
25 %). Únavové vlastnosti ocelí TRIP lze srovnávat s martenzitickými vysokopevnými ocelemi.
Příznivé únavové vlastnosti jsou spojovány s výskytem zbytkového austenitu ve struktuře a
deformačně indukovanou martenzitickou přeměnou austenitu v průběhu zatěžování. Nevýhodou
ocelí je poměrně nízká hodnota meze kluzu.
8.6 Interkritické tepelné zpracování
Vývoj tohoto způsobu zpracování souvisí se snahou o spojení předností vysokopevných
nízkolegovaných svařitelných ocelí a ocelí určených k hlubokému tažení. Podle charakteristické
struktury, kterou tvoří feritická matrice a v ní rovnoměrně rozložené částice druhé fáze - obvykle
martenzitu, označujeme tyto oceli jako dvoufázové feriticko-martenzitické oceli. Jsou to
nízkouhlíkové nízkolegované oceli s obsahem uhlíku 0.06 až 0.13 %, 1.0 až 1.6 % manganu, 0.2 až
1.6 % křemíku, legované zpravidla ještě chromem nebo molybdenem. Používají se oceli uklidněné,
mikrolegované vanadem nebo niobem ke zjemnění zrna a k precipitačnímu vytvrzení. Základní
úroveň legování má zaručit při dané tloušťce a použitém ochlazovacím prostředí potřebné
prokalení.
Základním postupem tepelného zpracování je tzv. interkritické žíhání v teplotním intervalu
Ac1 – Ac3. Ze žíhací teploty se ochlazuje rychlostí, která zaručuje tvorbu směsi ferit-martenzit nebo
138
ferit-bainit. Martenzit má být vyloučen ve formě jemných ostrůvků na hranicích zrn feritu,
řádkovitost zhoršuje výsledné mechanické vlastnosti. Při ohřevu na žíhací teplotu dochází
k transformaci perlitu a části feritu na austenit. Uhlík (a také dusík) se asi do 30 s přerozdělí mezi α
a γ fázi, rozložení substitučních přísad se při této teplotě a dobách prodlevy (30 s až 60 min) téměř
nemění. Obvykle se volí rychlost ochlazování těsně nad kritickou rychlostí (10 až 15 0C.s-1), aby se
potlačila perlitická přeměna. S rostoucí rychlostí ochlazování se zvyšuje stupeň přesycení feritu
uhlíkem a dusíkem, tzn. zvětšení náchylnosti oceli ke stárnutí. Rychlost ochlazování je třeba také
volit s ohledem na výši žíhací teploty. Při vyšší
žíhací teplotě vzniká větší množství austenitu
(tedy i možného martenzitu),po zakalení roste
pevnost oceli a klesá tažnost. Je proto nutné
pro zachování vhodné kombinace pevnosti a
tažnosti volit nižší stupeň ochlazování.
Obr. 8.13: Závislost R-ε pro různé druhy
svařitelných ocelí
Deformační křivka (R - ε) dvoufázové
oceli nemá v okolí meze kluzu nespojitosti,
přechod z pružné do pružněplastické oblasti je
plynulý /obr. 8.13/. Oceli zpevňují velmi rychle
při nízkých napětích a deformacích, mají
nízkou mez kluzu a vysokou mez pevnosti.
Závislost pevnosti v tahu na rovnoměrné
deformaci εr (deformace do počátku lokálního
zúžení - tvorby krčku) je pro dvoufázové oceli
posunuta k vyšším hodnotám deformací /obr.
8.14/, tzn. při stejné úrovni pevnosti lepší
tvařitelnost za studena.
Fázová přeměna každého austenitického
ostrůvku je provázena objemovou změnou.
V oblasti přiléhající rozhraní ferit-martenzit se
tak zvýší hustota pohyblivých dislokací. Má se
za to, že ve dvoufázových ocelích, kde feritická
matrice je spojitou fází, začíná plastická
deformace nejprve ve feritu, přednostně ve
zmíněných oblastech se zvýšenou hustotou
dislokací. Teprve po značné deformaci feritu
dochází
k deformaci martenzitických
ostrůvků. Na rozdíl od křehkých částic karbidů,
které se vyskytují ve struktuře většiny
svařitelných ocelí, ostrůvky martenzitu se
plasticky deformují a posouvají lokální
zužování zkušební tyče k vyšším hodnotám
deformace. Naznačené deformační chování
Obr. 8.14: Závislost Rm-εr pro dvoufázovou a feriticko-martenzitické
oceli
může
být
konvenční ocel
ovlivněno přítomností dalších fází ve struktuře.
Při pomalejších ochlazovacích rychlostech
vzniká v periferních oblastech ostrůvků austenitu proeutektoidní ferit a dále se postupně tvoří
bainit a martenzit. V tom případě nebyla pozorována tak vysoká hustota dislokací ve zbytkovém
feritu. Při vyšší žíhací teplotě v rozmezí Ac1 – Ac3 vzniká austenit s nižším obsahem uhlíku a
následující martenzitickou transformací laťkový martenzit s dislokační substrukturou, pevný a
139
houževnatý. Po ochlazení z nižší teploty se získá deskový martenzit s vyšším obsahem uhlíku,
tvrdší a křehčí, ale s určitým množstvím zbytkového austenitu v sousedství desek martenzitu.
Lomové chování dvoufázové oceli je charakterizováno tvárným dutinovým porušením
(nukleace, růst a koalescence dutin). Za dominantní lze považovat nukleaci dutiny na prasklé
martenzitické částici nebo vznik dutiny dekohezí na mezifázové hranici ferit-martenzit. Růst dutiny
probíhá přednostně podél rozhraní ferit-martenzit. U komplexnějších strukturních směsí
(vznikajících při pomalejším ochlazování) nebo při větších množstvích martenzitu (vyšší žíhací
teplota) dochází ke smíšenému porušení (lom tvárný a křehký).
140
9.
ZAŔÍZENÍ A PROJEKTY DÍLEN TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ
Jednou z důležitých podmínek pro dosažení kvalitních a reprodukovatelných výsledků
tepelného zpracování je výrobní zařízení. Tato zařízení mohou být velmi rozmanitá a závisí nejen
na druhu tepelného zpracování, ale i na druhu výroby, velikosti a tvaru výrobků, požadované
přesnosti, optimalizaci a dostupnosti energetického výkonu atp.
9.1 Ohřívací pece
Základním vybavením dílen tepelného zpracování jsou ohřívací pece, v nichž se
zpracovávané výrobky ohřejí na předepsanou teplotu a případně též ochladí potřebnou rychlostí.
Obsluha pece má být jednoduchá a její provoz čistý, spolehlivý a hospodárný. Rozdělení pecí
můžeme provádět z několika hledisek:
•
druhu otopu
- palivové
- elektrické
•
výše teploty
- nízkoteplotní do 600 0C
- středně teplotní od 600 do 1100 0C
- vysokoteplotní nad 1100 0C
•
atmosféry v pecním prostoru
- s atmosférou normální (vzduch)
- s atmosférou řízenou
-
•
pohybu vsázky
vakuové
- stabilní s přerušovaným provozem
- průběžné
•
technologického postupu
- popouštěcí
- žíhací
- víceúčelové
- pro chemicko-tepelné zpracování atp.
Konstrukce pece může být čistě jednoúčelová (pro určitý druh výrobků a tepelného
zpracování) nebo zabezpečovat univerzální provoz. Základní části pece jsou /obr. 9.1/:
•
vyzdívka
•
ocelová konstrukce
•
topný systém
•
manipulace s materiálem
•
regulace,měření, automatizace
Vyzdívkou pece se označují všechny keramické materiály, které vymezují pracovní prostor
pece a z druhé strany přiléhají k jejímu plášti. Jejich účelem je odolávat tepelnému a mechanickému
141
namáhání v pracovním prostoru a
maximální snížení tepelných ztrát při
provozu. Ze žárovzdorných materiálů
se u pecí pro tepelné zpracování
nejvíce používá šamotu a jeho
odlehčených modifikací, méně již
žárobetonu. Pro zvláštní účely, např.
mufle, nosné tvarovky, průchodky, se
používá speciálních keramických
materiálů (pyrostat, korund, silimanit
apod.). Z izolačních materiálů to bývá
především termalit a různé druhy
izolačních prášků a vln event. vat.
Obr. 9.1: Konstrukční části pece /1-hořák, 2-spalovací
kanál, 3-odtahový kanál, 4-stahovací tyč, 5-dno, 6-patka,
7-základový šroub, 8-podlití patek, 9-základ, 10-noha,
11-hradítko, 12-vyztužená stěna, 13-krycí plech, 14stahovací nosník, 15-rám, 16-tepelná izolace, 17-klenba,
18-vyzdívka/
Ocelová konstrukce pece je
základním stavebním prvkem pece,
který bezpečně zachycuje všechny
váhy a síly a současně určuje vzhled
pece. Skládá se z pláště pece, čelních
stěn s dveřmi a z obsluhovacích plošin.
Pro stavbu pecí u součástí namáhaných
do 400 0C se obvykle používá
konstrukčních ocelí třídy 11 event.
šedé
litiny.
U
výše
tepelně
namáhaných dílů přichází v úvahu
žáropevné a žárovzdorné oceli.
Pece palivové
Pece na kapalná paliva jsou
u nás poměrně málo rozšířeny.
Z palivových pecí se většinou ve strojírenské výrobě používají plynná paliva. Hořáky pro spalování
topných plynů je možno rozdělit do tří skupin:
•
hořáky spalující topný plyn se vzduchem bez předchozího promíšení
•
hořáky spalující topný plyn se vzduchem po předchozím promíšení
•
hořáky zvláštní.
Z prvé skupiny jsou nejvíce rozšířeny vířivé krátkoplamenné hořáky. Jsou poměrně
jednoduché, jsou ve velkém rozsahu výkonově regulovatelné a lze je použít pro různé druhy
topných plynů. Obvykle se používají pro topné plyny o přetlaku 102 až 2.103 Pa a přetlak vzduchu
103 až 3.103 Pa. Hořák je namontován do stěny pece a svým ústím zasahuje do vyzdívky. Ve
spalovacím kanálu se topný plyn promísí se vzduchem ve směs, která spolehlivě hoří. Nevýhodou
těchto hořáků je, že nejsou poměrově samoregulovatelné.
Do druhé skupiny patří zejména injektorové hořáky. Pracují s tlakovým plynem (od 8.103 do
1,2.104 Pa), který si injekčním účinkem nasaje všechen potřebný vzduch z okolní atmosféry. Jejich
výhodou je možnost použití topného plynu o vyšším tlaku, nevyžadují vzduchový ventilátor event.
rozvodné potrubí, jsou poměrně samoregulovatelné. Velkou nevýhodou je malá regulovatelnost
výkonu. Rychlost výtoku hořlavé směsi nesmí poklesnout pod rychlost hoření směsi, jinak dojde ke
zničení hořáku.
142
Většinou hořáky jsou umístěny v bočních stěnách pecí, méně se vytváří spalovací prostor
pod podlahou pece. Umístění hořáků i odtahových kanálů musí zajistit dobrou cirkulaci pecní
atmosféry, aby docházelo ke stejnoměrnému a optimálnímu přenosu tepla. Palivové pece s přímým
ohřevem (s přímým stykem spalin se vsázkou) mohou sice urychlovat vlastní ohřev, avšak mohou
vytvářet i značný opal povrchu vsázky. K tomuto nedostatku přistupuje i obtížnost regulace a
dosažení rovnoměrnosti teploty v celém prostoru pece i potíže s odtahem spalin. Operace tepelného
zpracování, vyžadující atmosféru určitého složení nelze v pecích této konstrukce provádět vůbec.
Tomu lze odpomoci umístěním vsázky do ochranné mufle ze žárovzdorného materiálu nebo
uzavřením plamene do prostoru tzv. sálavé topné trubky.
Sálavé trubky se vyrábějí ze žárovzdorných niklchromových ocelí nebo z niklových slitin
typu Nimonic. Některé zahraniční firmy používají i keramických materiálů. Sálavé topné trubky
mívají různá konstrukční řešení. Nejjednodušší uspořádání má přímá topná trubka. Hlavní součástí
je hořákový topný systém, který musí dávat
dlouhý homogenní plamen. Pro zlepšení
účinnosti je na výstupním konci namontován
rozrážeč spalin a rekuperátor, jež využívá
tepla odcházejících spalin. Nejmodernějším
řešením jsou opláštěné sálavé topné trubky
/obr. 9.2/. Při protiproudém odvodu spalin je
velký rozdíl teplot vnitřní žárové trubky a
ochranného pláště, není dokonale zaručena
rovnoměrnost teploty podél sálavé trubky.
Obr. 9.2: Druhy opláštěných sálavých trubek /A- Tyto nevýhody odstraňuje uspořádání B se
běžný odvod, B-míšení spalin, C-keramické zpětným míšením spalin. Nejvyšší účinnosti
segmenty/
a rovnoměrnosti ohřevu je dosahováno u
opláštěných sálavých trubek
s keramickými segmenty.
V pecích bývají sálavé
trubky umístěny nejčastěji ve
svislé poloze, neboť nejsou
namáhány ohybem způsobeným
vlastní
vahou.
Množství
předávaného tepla (tepelný
výkon) je závislý na teplotě pece
a dosahuje až 40 kW.m-2 při
teplotě 850 0C.
Regulace plynových pecí
s přímým ohřevem je poměrně
složitá a ještě dnes převládá
Obr. 9.3: Teploty opláštěné sálavé trubky při zapínání po 1, 2 a regulace ruční. Regulací přívodu
vzduchu a plynu se ne vždy
4 minutách a konstantním zatížení 15 kW.m-2
dosáhne dokonalého spalování,
čímž klesá tepelná účinnost. Nepřímý ohřev sálavými trubkami používá dvoupolohovou regulaci
(zapnuto – vypnuto). Snížení tepelné účinnosti přestupem tepla přes žárovou trubku ev. plášť sálavé
trubky, je eliminováno dokonalým spalovacím poměrem, vhodným rekuperačním předehřevem a
event. nuceným pohybem, atmosféry v pecním prostoru. Obr. 9.3 ukazuje závislost teploty žárové
trubky, pláště a ve vzdálenosti 5 cm od pláště při přerušovaném provozu sálavé topné trubky v 1, 2
a 4 minutovém intervalu.
143
Pece elektrické
Elektrické pece určené k tepelnému zpracování pracují převážně s nepřímým odporovým
ohřevem. Teplo z rozžhavených topných článků se předává vsázce převážně prouděním (při nízkých
teplotách), při vysokých teplotách pak sáláním. Materiály pro topné články se dělí do dvou
základních skupin:
•
materiály kovové
•
materiály nekovové
Z kovových materiálů se do teploty 1000 0C používá austenitických niklchromových ocelí
17 253 event. 17 255. Často se používá i nemagnetických slitin Ni-Cr event. Ni-Cr-Fe.
Žárovzdornost u těchto slitin je tvořena povrchovou vrstvou oxidu chromitého, se zvyšujícím se
obsahem železa roste teplotní součinitel odporu a snižuje se pracovní teplota. Pro pracovní teploty
až do 1350 0C jsou použitelné feritické slitiny Cr-Al-Fe bez niklu. Je to např. slitina Kanthal
obsahující 20 %Cr, 5 %Al, 0,5 %Co a zbytek železo. Ochranná vrstvička oxidu hlinitého se na
vodičích tvoří až při teplotě nad 1000 0C. Topné články z těchto slitin jsou výhodné zejména tam,
kde se může vyskytovat síra. Při častém zapínání a vypínání křehnou. Z čistých kovů se platiny
(vzhledem k její ceně) používá jen pro laboratorní pece. Pro intenzivní nauhličování se nehodí
použití v redukční atmosféře. Wolframové topné články pracují ve vakuu nebo v ochranné
atmosféře až do 2600 0C. Molybden vyžaduje ochrannou atmosféru, ve vakuu se rozprašuje při
teplotě 1650 0C.
Z nekovových materiálů používaných pro topné články, se nejčastěji používá karbid
křemíku pod obchodním názvem např. Silit. Má vyšší rezistivitu než kovové materiály a
použitelnost až do 1500 0C. Technický život topných článků je od 3000 do 10000 hodin. Do této
skupiny patří i cermetové topné články vyráběné práškovou metalurgií na bázi molybdenidu
křemičitanů (MoSiO2) a oxidu křemičitého (SiO2). Pracovní teploty článků jsou 1600 až 1700 0C.
Žárovzdornost je způsobena ochrannou vrstvou oxidu křemičitého, vznikající za provozu. Články
jsou křehké – nesnášejí otřesy, jsou odolné proti různým atmosférám, ve vakuu se vypařuje křemík.
Ve vakuu nebo řízené atmosféře zabraňující oxidaci se pro pracovní teploty až do 2000 0C používá
uhlíkových nebo grafitových topných článků. V normální atmosféře nastává oxidace zhruba od 400
event. 600 0C.
Pro ohřev se používá otevřených topných článků zhotovených z drátů nebo pásů. Topné
články mají různý tvar (spirály, smyčky apod.) a různé upevnění v peci (zavěšeny na držáky,
vloženy do speciálních tvárnic atp.). Jejich rozmístění musí zaručovat co nejlepší přenos tepla
sáláním event. prouděním. Topné vodiče se mají stýkat s keramikou jen minimálně v podpěrných
bodech. Mimo dostatečnou žáropevnost má keramika nosičů mít co nejnižší obsah oxidů železa,
síry a alkálií. Tyto látky mohou z oxidů topných článků vytvářet za vyšších teplot vodivé
nízkotavitelné skloviny. Na životnost topných článků působí i atmosféra pracovního prostoru pece.
Přítomnost síry nejvíce ovlivňuje slitiny s niklem. Za tepla vzniká nízkotavitelné eutektikum mezi
niklem a niklsulfidem, čímž dochází k progresivnímu rozpadu. Stejně nepříznivě na slitiny
legované niklem působí sloučeniny uhlíku v pecní atmosféře. Naopak tyto slitiny jsou vhodné pro
řízené atmosféry s dusíkem. V redukčních atmosférách se mohou ve slitinách s chromem vytvářet
karbidy chromu, které ochuzují matrici o chrom.
Konstrukční uspořádání pecí.
Nejdůležitějším znakem palivových a elektrických pecí s různými druhy atmosfér a pohybů
vsázky je jejich konstrukční tvar. Podle tohoto kritéria rozlišujeme řadu pecí:
144
Komorové pece /obr. 9.4/ – patří k nejstarším a dosud velmi rozšířeným typům pecí. Jsou to
nejjednodušší a univerzální pece vytápěné jak elektricky, tak přímým i nepřímým spalováním
topného plynu. Směr sázení je horizontální a vsázka během ohřevu nemění svou polohu
v pracovním prostoru pece. O umístění hořáků event. Sálavých
topných trubek byla zmínka v předchozích odstavcích. Elektrické
odporové topné články jsou umístěny obvykle na bocích, někdy
v podlaze, méně často v zadní stěně, dveřích a na stropě (klenbě) pece.
Pokud je topení i ve dně pece, bývá překryto žárovzdorným
podlahovým plechem nebo keramikou. Při použití klasických hutních
vyzdívkových materiálů mají tyto pece dlouhé roztápěcí časy a obtížně
se dosahuje konstantní teploty v celém pracovním prostoru pece.
Nevýhodou je též obtížná mechanizovatelnost ohřívacích procesů.
Dveře pecí větších jednotek jsou ovládány motorem. Pece určené pro
popouštění (nízkoteplotní) je nutno vybavit nuceným oběhem
atmosféry pro zlepšení tepelné účinnosti. Komorové pece se vyrábějí
Obr. 9.4:
Schéma v nejrůznějších velikostech, od laboratorních až po provozní.
komorové pece
Limitujícím faktorem je možnost pohybu vsázky.
Vozové (vozíkové) pece /obr. 9.5/ - na rozdíl od komorových pecí mají stabilní pouze boky se
stropem a zadním čelem. Nístěj (dno) s předním čelem tvoří vůz, který vyjíždí z pece. U větších
jednotek jsou přední dveře oddělené a pojíždí pouze nístěj. Pojezd vozíku (nístěje) může být ruční
nebo motorický. Kolejiště vozu je v úrovni podlahy dílny, u větších jednotek zapuštěné tak, aby
úroveň nístěje souhlasila s podlahou dílny. Z této úpravy vyplývá snazší a méně tepelně ovlivněná
obsluha při vsazování a snímání výrobků po tepelné
zpracování jeřábem. Těsnost pece a současně ochrana
podvozku před přímým účinkem tepla se uskutečňuje těsněním
ocelovými noži po stranách vozíku zapuštěnými do pískového
lože. Topení je obvykle v pevných částech pecí. Pokud je ve
dně, event. v čele vozu, musí mít přívodní kontakty, které se
spojí při najetí pece. Pro ekonomický provoz bývají obvykle
dva vozy, jeden je v peci, druhý se nakládá nebo vykládá.
Vozové pece jsou hospodárné jen pro vsázku větších rozměrů
a hmotností až 100 tun. Výkon těchto pecí dosahuje 3000 až
Obr. 9.5: Schéma vozové pece
5000 kW.
Šachtové (hlubinné) pece /obr. 9.6/ - na rozdíl od pecí
komorových mají pracovní prostor svislý, obvykle válcový. Topné
články, stejnoměrně rozložené po stěnách šachty, jsou spolu
s vyzdívkou chráněny před poškozením při zavádění vsázky
jeřábem speciálními žárovzdornými vodítky. Pece, které jsou
určeny pro popouštění, předehřev nebo zpracování lehkých slitin
(nízkoteplotní), jsou doplněny ventilátorem zabudovaným do dna
nebo víka pece. Materiál se vsazuje do pece buď v koších přímo na
rošt nebo v přípravcích. Dlouhé válcové výrobky zůstávají během
ohřevu obvykle zavěšeny v závěsu, aby nedošlo k jejich deformaci.
Menší jednotky jsou umístěny zcela nad podlahou. Pece větších
rozměrů (až 20 m hluboké) jsou obvykle zapuštěny pod podlahou
se zřetelem na bezpečnost tak, aby jejich okraj vystupoval 80 až
100 cm nad ní. Šachtové pece nejsou tak univerzální jako pece
komorové, ale snadno se utěsní a izolují proti ztrátám tepla. Víko
pece se obvykle těsní nožovými břity v pískovém uzávěru nebo má
145
Obr. 9.6: Schéma šachtové
pece
olejové či vodní těsnění. Velkou výhodou je
snadné vkládání a vyjímání dlouhých součástí
jeřábem.
Obr. 9.7:
Šachtová pec Monocarb /1plynotěsná retorta, 2-oběhová vložka, 3ventilátor, 4-víko těsněné zásypem, 5-těsnící
zásypy, 6-přívod cementační kapaliny, 7-odvod
atmosféry, 8-topné odpory/
Samostatnou kapitolu šachtových pecí
tvoří pece určené pro cementaci (nitrocementaci)
v plynu /Monocarb – obr. 9.7/. Liší se od běžných
šachtových pecí provedením pracovního prostoru,
který je plynotěsně uzavřen. U původní koncepce
s ventilátorem ve dně je plynotěsná mufle těsněna
dvěma zásypy – ve víku a ve dně. U novějších
konstrukcí se přešlo k ventilátoru ve víku, kde
těsnění je prováděno gumovou vložkou uloženou
ve vodou chlazeném límci. Tato konstrukce
nevyžaduje použití vnitřní plynotěsné mufle.
Cementační atmosféra se získává rozkladem
kapaliny, která skapává na čočku, umístěnou pod
víkem pece. Přívod kapaliny zajišťuje
regulovatelné čerpací zařízení. Víko je vybaveno
i odvodem přebytečných zplodin, které vyhořívají
krátkým plamenem a otvorem pro odběr zkoušek.
Cementační pec je doplněna ochlazovací
jednotkou, která ochlazuje cementované výrobky
bez přístupu vzduchu. Do této jednotky se přivádí
topný plyn, který vytváří ochrannou atmosféru.
Velké využití prostoru pece, jednoduchost
konstrukce a jednoduchost výroby cementační
atmosféry z kapalin zajišťují široké použití
v závodech s kusovou a malosériovou výrobou.
Poklopové (zvonové) pece /obr. 9.8/ připomínají tvarem pracovního prostoru
šachtové pece, ale svou konstrukcí se podstatně
liší. Pec se skládá z pracovní plošiny, kam se
umisťuje vsázka určená k tepelnému zpracování,
poklopu a vytápěného zvonu. Vnitřní
žárovzdorná mufle (poklop) umožňuje ohřev a
chladnutí vsázky v řízené atmosféře. Kromě
toho chrání mufle výrobky
před
přímým
sáláním
topných článků a tím
proti
lokálnímu přehřátí. Pro zlepšení rovnoměrnosti
ohřevu a vhodné cirkulaci řízené atmosféry je
v pracovní plošině zabudován ventilátor. Tyto
pece, mimo žíhání a popouštění, se velice často Obr. 9.8: Schéma poklopové pece /1-topný
používají k chemicko-tepelnému zpracování – poklop, 2-mufle, 3-vsázka, 4-pracovní plošina,
k nitridaci ve čpavkové atmosféře. Zvonové 5-ventilátor, 6-topení/
pece se často staví s několika pracovními
plošinami a vnitřními muflemi (poklopy). Počet pracovních plošin závisí na době chladnutí vsázky.
Po skončení ohřevu se topný zvon přemístí jeřábem na sousední plošinu. Při každém cyklu se ztrácí
jen teplo akumulované ve vyzdívce pracovní plošiny a v mufli, z tepla akumulovaného v topném
zvonu se ztrácí jen asi 10 až 15 %. Poklopové pece se staví do výkonů několika set kW.
146
Elevátorové pece /obr. 9.9/ - patří k největším pecím se stabilní vsázkou podobně jako pece
vozové. Vlastní ohřívací komora je umístěna na sloupech ve výšce 3 až 4
m nad úrovní podlahy. V úrovni podlahy jsou kolejnice, po kterých
pojíždí vůz se vsázkou. Při najetí pod vlastní pec je vůz se vsázkou
zdvižen do takové výšky, aby se ohřívací komora plošinou vozu uzavřela.
Po předepsaném ohřevu sjede vůz dolů a odjede na další manipulační
místo. Pokud se má zabránit oxidaci, je možno krýt vsázku vnitřní muflí.
Pec pracuje s dobrou účinností, tepelné ztráty jsou přibližně stejné jako u
pecí poklopových. Výhodou elevátorových pecí je, že mohou být
vřazeny do průběžné linky, neboť vůz se vsázkou může prodělat několik
operací tepelného zpracování a pak pokračovat dále ve směru příjezdu
k peci. Topná část elevátorové pece netrpí nevhodným zacházením při
přenášení na jednotlivé pracovní plošiny jako pec zvonová. Tyto pece
mají vyšší životnost, jsou vhodné pro výrobky velkých rozměrů a
hmotností, staví se s výkony 500 až 2000 kW.
Vzrůstající požadavky na zvyšování produktivity práce a
reprodukovatelnosti výsledků dosažených tepelným zpracováním vedly
Schéma
ke konstrukci a výrobě průběžných pecí různých principů a výkonů. Obr. 9.9:
elevátorové
pece
/1Jejich použití pro různé technologické postupy tepelného event.
Chemicko-tepelného zpracování je rozsáhlé. V současné době jsou ohřívací komora, 23-vsázka,
4využívány téměř pro všechny operace tepelného zpracování. Pece vůz,
tunelového typu mají ve směru pohybu vsázky více teplotních pásem hydraulický válec/
(zón) se samostatně regulovatelným topením. Mohou být vytápěny
elektřinou nebo topným plynem, přičemž se s výhodou používá sálavých trubek. Vsázka tak může
procházet pecí s naprogramovatelným teplotním režimem, který odpovídá požadované technologii.
Několik pecí však může tvořit jeden zcela mechanizovaný a automatizovaný celek. Často pece
navazují nejen na tzv. chladící tunely zajišťující řízené ochlazování vsázky, ale spojují se s kalící
lázní, pračkou, suškou a kontrolní fází. Pece jsou konstruované pro trvalý provoz. Podle druhu
mechanizmu k dopravě vsázky rozlišujeme nejčastěji tyto pece:
Obr. 9.10: Schéma pásové pece
Obr. 9.11: Schéma válečkové pece
Pásové pece /obr. 9.10/ - vsázka se vkládá na dopravní pás procházející pecí, který je
vyroben ze žárovzdorného drátu spletením nebo z jednotlivých článků. Hřídel kladek se často
chladí vodou. Umístěním kladek a vratné (spodní) části pásu (řetězu) vně pece zvyšují tepelné
ztráty. Pece jsou určeny pro tepelné zpracování menších výrobků do teploty 900 0C.
Válečkové pece /obr. 9.11/ - staví se pro teploty do 900 0C. Válečková dráha prochází celou
pecí a je složena ze žárovzdorných válečků s osou kolmou ke směru pohybu. Uložení válečků,
stejně jako řetězová kola pro pohon řetězem jsou uloženy mimo pec. Vsázka se klade přímo na
válečky nebo na rošty tak, aby byla dobře unášena. Zatížené válečky se nesmí za provozu zastavit,
došlo by k jejich deformaci. Při konstrukci je nutno respektovat tepelnou roztažnost válečků a
vyzdívky pece.
147
Narážecí pece /obr. 9.12/ - pece
tohoto typu se staví pro vyšší pracovní
teploty a jsou využívány nejen k tepelnému
zpracování, ale i k ohřevu polotovarů pro
tváření za tepla. Na nístěji pece je
vytvořena dráha z keramických bloků,
Obr. 9.12: Schéma narážecí pece /1-dráha pro z vodících lišt ze žárovzdorné oceli nebo
i z trubek chlazených vodou. Na vstupu a
vedení vsázky, 2,3- válečková dráha, 4-vsázka/
výstupu může být vně pece válečková
dráha. Při nižších pracovních teplotách může být vnitřní dráha (pro zmenšení odporu) vybavená
kladkami. Vsázka se prostrkuje pecí elektromechanicky nebo hydraulicky. S každým novým kusem
zasunutým na vstupu pece se všechny kusy posunou a na konci vypadne kus ohřátý.
Obr. 9.13: Schéma střásací pece /1-žlab, 2podpěrné kladky, 3-vsázka/
Střásací pece /obr. 9.13/ - jsou určeny
k ohřevu drobné kusové vsázky na teplotu do
900 0C. Pecí prochází žlab ze žárovzdorné
oceli, který je po délce na několika místech
podepřen kladkami. Výrobky se na vstupu
vkládají na žlab, který se směrem z pece
pohybuje pomalu, směrem zpět rychle,
působením excentru a pružiny. Setrvačností se
vsázka žlabem nevrací, setřásá se a postupuje
pecí.
Krokové pece /obr. 9.14/ - se staví pro ohřev velkých výkovků a odlitků na střední a vysoké
teploty. Krokový mechanizmus je mimo pracovní prostor pece. Při pohybu vpřed se vsázka
pozdvihne a posune. Při pohybu vzad mechanizmus klesne a připraví se na další krok vpřed, je
poháněn hydraulicky nebo elektromotorem.
Protahovací pece - konstruují se pro ohřev drátů a pásů zejména z barevných kovů
(i z ocelí), které se protahují. Dosahuje se rovnoměrného prohřátí. Pro velké výkony jsou pece se
svislým pohybem drátu v několika smyčkách.
Obr. 9.15: Schéma bubnové pece /1-buben, 2-pec s topením, 3-pohon
s převodem, 4-šnekový dopravník, 5-kalící lázeň, 6-paleta/
Obr. 9.14:
krokové pece
Schéma
Bubnové pece /obr. 9.15/ - používají se s výhodou k tepelnému zpracování drobných výrobků, jako
jsou např. podložky, šrouby, matice, menší ložiskové kroužky, kuličky atp. Jsou vytápěné plynem
nebo elektricky. Drobná vsázka je zaváděna do bubnu násypkou na vstupu do pece. Buben má
uvnitř šroubovou plochu, kterou se při otáčení vsázka dopravuje k propadu na výstupním konci
bubnu. Po ochlazení je z kalící lázně vynášena šnekovým dopravníkem do připravené palety.
148
V těchto pecích je možno (při použití řízené atmosféry) také cementovat a nitrocementovat.
Moderní bubnové pece bývají provedeny též jako sklopné. Buben je tepelně i mechanicky značně
namáhán a má omezenou životnost.
Obr.. 9.16: Karuselová pec /1-těleso pece,
2-topné články, 3-podlaha pece, 4-vsázka,
5-pohon s převodem, 6-dveře, 7-otevírání a
zavírání dveří/
Karuselové (rotační) pece /obr. 9.16/ - osa
těchto pecí, na rozdíl od tunelových, má kruhový
tvar. Obdobně jako ostatní průběžné pece mohou být
vytápěny plynem nebo elektřinou a hodí se i pro
chemicko-tepelné zpracování. Konstrukce těchto
pecí bývá různá. Nejčastěji se však staví karuselové
pece s plynule otáčejícím dnem (nístějí). Vsázka se
uloží sázecím otvorem na prstencovou nístěj.
Otáčením nístěje projde celým prostorem pece a
vyjímacím otvorem (vedle sázecího) se po ukončení
tepelného cyklu z pece vyjme. Rychlost otáčení
nístěje je regulovatelná. Tyto pece se konstruují pro
nejvyšší teploty protože mechanizmy jsou zcela
mimo prostor s pracovní teplotou. Podle požadavků
na kapacitu se pece vyrábí až do průměru 10 m.
Specifickou skupinou pecí jsou pece víceúčelové /obr. 9.17/. Jedná se o pece s nepřetržitým
provozem (komorové), které doplněny mechanizačními zařízeními a dalšími moderními prvky tvoří
Obr. 9.17: Schéma víceúčelové pece /1-vsázecí zařízení, 2-dveře, 3-předkomora, 4-kalící stůl,
5-kalící lázeň, 6-dveře pracovní komory, 7-pracovní komora, 8-vytápění, 9-přívod atmosféry/
149
kompletní agregáty, ve kterých je možno žíhat, kalit, cementovat a nitrocementovat. Pece jsou
zpravidla stavěny na maximální pracovní teplotu 950 až 1000 0C a jsou konstruovány tak, že se dá
použít ochranné atmosféry – tzn. jsou vytápěny sálavými trubkami, které mohou být uzpůsobeny
pro ohřev elektrickým odporem nebo plynem. Před vlastní ohřívací komorou je předkomora
oddělená od ohřívací komory žárovzdornými, dokonale utěsněnými dveřmi. Předkomora má
několik funkcí. Odděluje vlastní ohřívací komoru od vnějšího prostoru a tím zabraňuje úniku
atmosféry a vniknutí vzduchu do komory. Je v ní umístěna zdviž, kterou je vsázka spuštěna do
olejové kalící nádrže s nuceným oběhem a event. ohřevem či chlazením. Zdviž může být ovládána
pneumatickým válcem, hydraulicky nebo mechanicky. Kalení v takto konstruované peci zaručuje,
že výrobky jsou neustále v ochranné atmosféře, tedy nedochází k jejich okujení. Vyšší využití
ohřívací komory umožňuje dvoupatrová konstrukce zdviže. Při kalení je druhé patro na úrovni
ohřívací komory, takže další vsázka může být vsunuta do ohřívací komory, těsně po ponoření prvé
vsázky do oleje. Horní polohy zdviže může být použito k ochlazení usměrněnou cirkulací ochranné
atmosféry v předkomoře. Od vnějšího prostoru je předkomora oddělena dveřmi. Uniknutí atmosféry
z předkomory zabraňuje plamenná clona, která se uvede v činnost, jakmile se zvednou dveře.
Existuje
mnoho
způsobů konstrukčního řešení
těchto pecí. Ohřívací komora
může být průběžná (dveře
z obou stran), což umožňuje
vhodnější
oboustrannou
obsluhu. Je možno oddělit
ohřívací komoru na dva
pracovní prostory, např. pro
Obr. 9.18: Schéma dvojité průběžné víceúčelové pece
předehřev a vlastní ohřev,
nebo difúzní a sytící etapu
cementace atp. / obr. 9.18/. Existuje i uspořádání s otočnou zdviží a napojení až tří ohřívacích
komor na jednu předkomoru. Stejně tak existuje řada řešení posuvu vsázky uvnitř víceúčelové pece
od válečkových tratí s krokovým mechanizmem, přes řetězové dopravníky atp. Před předkomorou
je nakládací stůl, který bývá pevný, otočný nebo pojízdný, takže lze výrobky odebírat přímo
z dopravníku.
Vakuové pece jsou moderními
zařízeními, jsou používány pro nejrůznější
účely a existuje řada konstrukčních variant:
Obr. 9.19: Konstrukční koncepce vakuových pecí
/A-teplostěnná, B-teplostěnná s vyrovnáním tlaků,
C-se studenou stěnou: 1-vsázka, 2-vakuový prostor,
3-otopná tělesa, 4-prostor se sníženým tlakem, 5klasická izolace, 6- tepelný štít/
•
podle konstrukčního uspořádání
komorové, šachtové, víceúčelové
•
podle základní konstrukční koncepce
/obr. 9.19/
-
–
teplostěnné,
tvoří
uzavřenou
vakuovou komoru, která je zvenku
ohřívána. Plášť vakuové komory je
vysoce
mechanicky
namáhán
velkými rozdíly tlaků. Starší
provedení, obvykle do 850 0C.
-
teplostěnné s vyrovnáním tlaků, částečně eliminuje nevýhody předcházející koncepce
-
se studenou stěnou je moderní řešení vakuových pecí pro tepelné zpracování. Plášť vakuové
komory je chráněn tepelně izolačními štíty před sálavým teplem topných elementů
150
•
podle určení
-
-
bez kalících lázní /obr. 9.20/ - tyto pece jsou určeny především k žíhání. Převážně se jedná
o jednokomorové pece, ke v evakuovaném prostoru je možno realizovat i chlazení
(v ochranné atmosféře). Vyrábí se ve vertikálním i horizontálním provedení a mohou být
i dvoukomorové.
s kalící lázní – nejčastější typ vakuových pecí odpovídající pecím víceúčelovým.
Předkomora může být od pracovní komory oddělena vakuově těsnou přepážkou (evropský
způsob) nebo jen tepelně izolační klapkou (americký způsob). Pec bez vakuové přepážky je
konstrukčně jednodušší, její nevýhodou je možnost úniku olejových výparů do ohřívací
komory a ztrátové časy mezi jednotlivými dávkami.
Tepelná izolace ohřívací (pracovní) komory bývá z grafitové tkaniny nebo z keramických vláken. Vytápěcí tělesa, původně molybdenové, se dnes používají grafitová (pevné neb grafitová tkanina). Důležitou součástí pecí jsou vývěvy. Pece s nízkým vakuem (do 13 Pa) mají většinou šoupátkové mechanické vývěvy, pece se středním vakuem (1,3 Pa) používají Rootsovy vývěvy,
u pecí s vyšším vakuem musí být odsávací soustava doplněna difúzní vývěvou. Vakuové pece mají relativně vysokou cenu a vysoké náklady na údržbu. Zpravidla je výhodné použití vakuových pecí pro
Obr. 9.20: Horizontální vakuová pec /1-pozorovací otvor, 2-vakuová komora, 3ventilátor, 4-horní uzávěr, 5-klasická izolace, 6-spodní uzávěr, 7-výměník tepla/
Tepelná izolace ohřívací (pracovní) komory bývá z grafitové tkaniny nebo z keramických
vláken. Vytápěcí tělesa, původně molybdenové, se dnes používají grafitová (pevné neb grafitová
tkanina). Důležitou součástí pecí jsou vývěvy. Pece s nízkým vakuem (do 13 Pa) mají většinou
šoupátkové mechanické vývěvy, pece se středním vakuem
(1,3 Pa) používají Rootsovy vývěvy, u pecí s vyšším vakuem
musí být odsávací soustava doplněna difúzní vývěvou.
Vakuové pece mají relativně vysokou cenu a vysoké náklady
na údržbu. Zpravidla je výhodné použití vakuových pecí pro
vyšší teploty ohřevu, pro nižší teploty jsou zatím výhodnější
pece s ochrannou atmosférou.
Solné lázně pracují s roztavenou směsí solí různého
chemického složení. Solných lázní se používá nejen pro
vlastní ohřev, ale i pro chemicko-tepelné zpracování. Lázně
bývají kelímkové, vanové nebo šachtové. Podle způsobů
topení se dělí solné lázně na dvě skupiny:
Obr. 9.21: Solná lázeň s nepřímým
topením
•
lázně pracující s nepřímým ohřevem /obr. 9.21/ - kelímek
se solnou lázní je ohříván topnými odpory nebo plynem.
151
Vně topení je tepelná izolace a kostra pece. Materiál van (kelímků) je závislý na složení použité
lázně a pracovní teplotě. Tohoto způsobu se používá pro nízké teploty.
•
Obr. 9.22: Elektrodová solná lázeň
/1-elektrody,
2-vana,
3-tepelná
izolace, 4-prostor pro vsázku, 5prostor s elektrodami, 6-oddělovací
přepážka/
lázně pracující s přímým odporovým topením /obr.
9.22/ - v tomto případě prochází proud elektrolytem –
roztavenou solí, která je nositelem tepla. Solné lázně,
kde proud prochází elektrolytem i vlastní vsázkou
ponořenou do elektrolytu se používá méně, protože při
jejím nevhodném tvaru dochází k jejímu místnímu
přehřátí, popř. natavení. Více jsou rozšířeny solné
lázně, kde elektrické pole je odděleno a proud vsázkou
neprochází. Příkon pecí nezávisí na vsázce.
V důsledku elektrodynamického a tepelného proudění
je v celém prostoru dobrá rovnoměrnost teploty.
Elektrody se zhotovují z nízkouhlíkové oceli nebo
ferchromitu, Obvyklé zatížení elektrod je asi
50 A.cm-2 plochy elektrody v lázni. Ze stejného
materiálu se vyrábějí i kelímky pro střední teploty (do
1000 0C). Pro vysoké teploty do 1350 0C se používají
kelímky keramické (šamotové). Tyto však nelze použít
pro kyanidové soli, jež s keramikou silně reagují.
V tuhém stavu jsou používané soli elektricky
nevodivé, proto při roztápění se zahřívají pomocnými
ponornými topnými články nebo lze použít odporové
články umístěné mezi elektrody, případně grafitové
elektrody. Regulace elektrodových solných lázní se
provádí regulačními transformátory nebo tyristorovou
regulací proudu.
9.2 Ostatní zařízení
Vyvíječe ochranných atmosfér se většinou konstruují jako samostatné přídavné zařízení
k ohřívacím pecím. Jednotlivé druhy vyvíječů se liší nejen typem a výkonem, ale hlavně druhy
zařízení
pro
čistění
atmosfér. Obvykle jsou
vyvíječe rozlišovány podle
vytvářené atmosféry:
•
Obr. 9.23: Schéma exotermického vyvíječe /1-filtr, 2,3-průtokoměr,
4-směšovač, 5-zpětný ventil, 6-hořák, 7-retorta, 8-chladič, 9odlučovač vody,
a-hořlavý plyn, b-vzduch, c-směs, d-řízená
atmosféra/
152
exotermické vyvíječe
/obr. 9.23/ - jsou
výrobně nejjednodušší.
Hlavní částí vyvíječe je
tepelně
izolovaná
retorta s katalyzátorem,
kde
probíhá
nedokonalé spalování
směsi topného plynu se
vzduchem.
Takto
vzniklá atmosféra se
ochlazuje v chladičích rekuperátorového typu nebo přímo průchodem vodní lázní. Takováto
atmosféra mívá rosný bod vyšší než 5 0C. Pro snížení hodnoty rosného bodu je možno použít
chladících strojů nebo provádět dodatečné sušení adsorpcí např. silikagelem (rosný bod až
–40 0C).
•
exo-mono vyvíječe – pro získání exo-mono atmosféry jsou exotermické vyvíječe, vytvářející
chudou atmosféru, doplněny zařízeními odstraňující oxid uhličitý event. oxid uhelnatý.
Odstraňování CO2 je možno provádět různými způsoby. Pohlcováním vodou ve válcových
věžích možno snížit obsah CO2 na 0,2 až 1 %. Lepší výsledky dává pohlcování v 10 až 20 %
roztoku monoetanolaminu (méně než 0,05 %). Moderní způsob odstraňování molekulovými síty
odstraňuje z atmosféry rovněž vodní páru, odpadá tedy sušení po předchozích metodách.
Regenerace molekulárních sít nedělá výrobní potíže. V případě potřeby odstranění CO se
provádí jeho konverzí na CO2 vodní parou při teplotách 350 až 450 0C. Tuto konverzi
uskutečňujeme před odstraňováním CO2 a sušením.
•
endotermické vyvíječe
/obr. 9.24/ - základní
částí endotermického
vyvíječe je nepřímo
vytápěná retorta (1000
až 1100 0C), v níž
probíhá
neúplné
spalování uhlovodíků
výchozího
plynu.
Dostatečně
rychlý
průběh
reakcí
je
umožněn
katalyzátorem
–
Obr. 9.24: Schéma endotermického vyvíječe /1-filtr, 2,3-průtokoměr,
obvykle
porézní
4-směšovač, 5-zpětný ventil, 6-retorta, 7-katalyzátor, 8-ohřev retorty,
keramika s povlakem
9-chladič, 10-odlučovač vody, a-plyn, b-vzduch, c-směs plynu a
obsahující nikl, měď a
vzduchu, d-endoatmosféra
oxid
hořečnatý.
Regenerace katalyzátoru (jakmile
stoupne obsah CO2 v endoplynu na
0,3 %) se provádí vypalováním při
teplotách 800 až 850 0C. Nutno
poznamenat, že vyšší obsah síry ve
výchozím plynu může nenávratně
zničit katalyzační účinek niklu.
Správný chod vyvíječe je mimo
teploty závislý na dokonalém dodržení
správných poměrů vzduchu a plynu
(zvýšení obsahu CO2 a H2O nebo
zanášení katalyzátoru sazemi). Rosný
bod ochlazeného endoplynu bývá 5 až
–15 0C.
Obr. 9.25: Schéma štěpiče čpavku /1-odpařovač, 2průtokoměr, čpavku, 3-zpětná pojistka, 4-retorta
s katalyzátorem, 5-ohřev retorty, 6-průtokoměr
produktu rozkladu,
a-kapalný čpavek, b-plynný
čpavek, c-produkt rozkladu/
153
•
štěpiče čpavku /obr. 9.25/ - podobné
vyvíječům endoatmosfér. Proces
výroby počíná odpařováním tekutého
čpavku. Pracovní teplota vyhřívané
retorty
naplněné
niklovým
katalyzátorem je 850 až 1000 0C. Štěpením je možno získat z 1 kg tekutého čpavku 2,6 m 3
ochranné atmosféry s rosným bodem –35 0C. Při dalším čištění přes molekulární síta může
hodnota rosného bodu dosáhnout –70 až –90 0C. Výsledný plyn (75 %H2 + 25 %N2) je možno
upravit dalším spalováním vodíku až na čistě dusíkovou atmosféru. Výhodné bývá nedokonalé
spalování na nevýbušný ochranný plyn (0,5 až 20 %H2 + zbytek N2), kde z 1 kg tekutého
čpavku se získá 4,1 až 4,6 m3 ochranné atmosféry. Pomocí difúzního filtru paladium-stříbro je
možno z atmosféry štěpeného čpavku získat vodíkovou atmosféru vysoké čistoty.
Kapacita vyvíječů ochranných atmosfér je dána velikostí a typem používaných pecí. Při
jejich návrhu je nutno počítat s údržbou (regenerací náplně) a možností poruch. Nepřetržitý provoz
zajišťujeme centrální výrobnou ochranných atmosfér (s možností zvýšení kapacity) nebo vhodnými
zásobníky ochranné event. bezpečnostní atmosféry.
Chladící zařízení
Zařízení pro prudké ochlazování jsou neoddělitelnou součástí
kalíren. Podle druhu ochlazovacího média je možno rozlišit několik
typů. K ochlazování součástí a nástrojů z ocelí kalitelných
vzduchem se používá vzduchových vřídel /obr. 9.26/. Vyústění
dmýchaného vzduchu musí být přizpůsobeno tvaru kaleného
výrobku, aby docházelo ke stejnoměrnému ochlazování. Pro zvýšení
intenzity ochlazování může ochlazovací vzduch být doplněn vodou a
vytvářet mlhu (mlžné vřídlo). Ochlazovací schopnost závisí na
rychlosti proudění a na poměru vody a vzduchu.
Mimo vodních sprch a výjimečně kovových desek, se nejvíce
pro prudké ochlazování používá ochlazení ponorem do vody, oleje,
popř. solných lázní. Provedení kalících nádrží je závislé na velikosti,
tvaru a druhu materiálu ochlazovaných výrobků i na druhu výroby.
Nádrže je možno rozdělit na dvě základní skupiny:
Obr. 9.26:
vřídlo
Vzduchové
•
pro cyklické kalení (obvykle u pecí cyklicky pracujících)
•
průběžné (obvykle u pecí pracujících kontinuálně)
Používaný tvar nádrže vychází buď z tvaru kalené vsázky
nebo z typu pecí, pro které je nádrž určena. Průřez nádrží bývá obdélníkový nebo válcový.
V případě šachtových nádrží, stejně jako u pecí, se z bezpečnostních
důvodů horní okraj nádrže staví 80 až 100 cm nad úrovní podlahy.
Obvykle se olejové a vodní nádrže svařují z jednotlivých dílů
ocelového plechu a vyztužují žebry z válcovaných profilů.
K zajištění rovnoměrného a účinného ochlazování jsou lázně
vybaveny cirkulací, která může být spojena s ochlazováním event.
úpravou kalícího média. Promíchávání olejových i vodních lázní
vzduchem vede k jejich degradaci resp. snížení ochlazovací
účinnosti. Vodní lázně se ochlazují přívode, studené vody a
odvodem teplé vody přepadem do odpadu /obr. 9.27/ nebo vhodněji
do chladící věže, která je součástí uzavřeného chladícího okruhu.
Olejové kalící lázně se ochlazují dvojím způsobem. První způsob je
ochlazování přímo v nádrži obvykle trubkovým chladičem
s nucenou cirkulací. Druhý způsob chlazení oleje je jeho
ochlazování mimo kalící nádrž v centrálním olejovém hospodářství.
Tohoto způsobu se zpravidla používá je-li větší počet kalících nádrží
a je-li jejich tepelné zatížení vysoké. Nádrže mají kolem horního
154
Obr. 9.27: Vodní lázeň /1přívod vody, 2-přepad, 3výpust, 4-vtok vody, 5vřídlo/
okraje žlab, do kterého je oteplený olej vytlačován přívodem oleje studeného. Ze sběrného žlabu
odtéká olej do centrálního olejového hospodářství, kde je čištěn a ochlazován /obr. 9.28/.
Obr. 9.28: Olejové hospodářství kalírny /1-olejové lázně, 2-chladící a ohřívací zařízení,
3-čerpadlo, 4-filtrační zařízení, 5-zásobní nádrž oleje/
Ke kalení tvarově složitých součástí, které se při kalení nesmí deformovat se používá
kalících lisů. Ohřátá součást se vloží do kalícího lisu, sevře se mezi vhodně tvarované zápustky a
chladícím olejem zakalí. Množství oleje i doba chladnutí jsou nastavitelné a celý cyklus je
automatizován. Výkon kalícího lisu s ručním zakládáním a vyjímáním součástí bývá 10 až 120 ks
za hodinu. Upravených kalících lisů se také využívá ke kalení rovinných tenkostěnných součástí,
např. plechů. Uvedený způsob (kromě vysoké produktivity a bezpečnosti práce) zajišťuje vysokou
kvalitu tepelného zpracování.
V koncepci dílny tepelného zpracování je třeba uvažovat i s rovnacím pracovištěm. Jeho
velikost a vybavení závisí na charakteru výroby, tvaru, velikosti zpracovávaných výrobků a na
druhu tepelného zpracování. Tato pracoviště mohou být vybavena hydraulickými rovnacími lisy.
Zařízení pro povrchové kalení
Zařízení pro povrchové kalení se nejvíce uplatňují v sériové a hromadné výrobě. Existují
zařízení jednoúčelová i více či méně univerzální. Podle druhu ohřevu rozlišujeme indukční kalící
stroje a stroje pro kalení plamenem.
Indukční kalící agregáty se v principu skládají z:
•
generátoru proudu
•
zařízení pro upínání a pohyb výrobku event. induktoru
•
chladícího systému
Vysokofrekvenční generátory sestávají z usměrňovače s regulačním vstupním
transformátorem, elektronkového oscilátoru a výstupního vysokofrekvenčního transformátoru. Dle
velikosti a výkonu může být generátor vestavěn do pojízdné ocelové skříně nebo se instaluje do
zděné kobky blízko kalícího agregátu. Středofrekvenční generátory byly obvykle prováděny jako
rotační, dnes přechází na měniče tyristorové, hlavně z hlediska úspory energie. Kalící stroj může
mít vlastní generátor nebo z jednoho generátoru je možno napájet několik agregátů. Většina
kalících strojů má svislé uspořádání, pouze u součástí velké délky (vzhledem ke stavební výšce)
bývá upínání horizontální. V zásadě je možno rozlišovat dva konstrukční typy agregátů /obr. 9.29/:
155
•
s pohybem induktoru
•
s pevným induktorem
Pro kalení rotačních
výrobků
jsou
agregáty
vybaveny
plynule
měnitelnými
otáčkami
upínacího vřetena. Chladící
systém (kromě chlazení
induktorů)
závisí,
na
způsobu
kalení.
Při
jednorázovém
to
bývá
obvykle kalící lázeň, při
postupném obvykle sprcha.
Příkony
těchto
kalících
agregátů se pohybují od 30
do 1000 kW.
Obr. 9.29: Principy uspořádání indukčního kalení válců /1chladící sprcha, 2-induktor, 3-válec, 4-posuvná hřídel, 5-SF trafo,
6-přívod energie a vody, 7-pohon otáčení, 8-podpora válce, 9upevnění válce, 10-jímka/
Stroje pro kalení
plamenem mají podobnou
konstrukci jako indukční
kalící agregáty. Vzhledem
k větší adaptibilnosti tohoto
způsobu kalení je snaha o
výrobu
agregátu
s univerzálnějším
zaměřením.
Zařízení pro úpravu povrchu
Úprava povrchu tepelně zpracovávaných výrobků se děje různými způsoby. Jedná se
ponejvíce o odmaštění výrobků po mechanickém opracování před tepelným zpracováním
i odmašťování po kalení do oleje, tryskání, omílání event. moření. U všech typů technologií je
nutno zajistit, např. vytvořením sběrných jímek, bezpečnost provozu v případě havárie. Při provozu
počítáme s regeneracemi lázní a likvidací odpadů. Technologie a používaná zařízení jsou uváděny
v předmětu „Povrchy a jejich úpravy“.
Dílenská doprava a manipulace
Dílenská doprava a manipulace slouží ke spojování jednotlivých technologických operací
v ucelený proces. Na jejím správném a hospodárném řešení závisí do jisté míry efektivnost celé
výroby a odstranění fyzické námahy pracovníků. Dopravní a mechanizační zařízení má být
jednoduché z hlediska obsluhy i náročnosti na údržbu. Systém dopravy závisí na řadě podmínek. Je
to např. typ výroby, kusová hmotnost, rovněž typ použitých pecí a zařízení ovlivňuje druh
dopravních a manipulačních zařízení. Dopravu v dílně je možno rozdělit na tři hlavní skupiny podle
použitého zařízení, a to na dopravu jeřáby, pozemní dopravu a dopravu dopravníky.
Jeřábová doprava v kalírně je vhodná pro kusovou výrobu a zpracovávané součásti značné
kusové hmotnosti. Jeřáby a kladkostroje používané v kalírně musí být vybaveny dvěma
samostatnými automatickými brzdami, z nichž každá musí sama o sobě udržet břemeno. Kalící
jeřáby mají vysokou spouštěcí rychlost regulovatelnou v širokém rozmezí. Podle konstrukce se
využívají jak jeřáby mostové, tak sloupové s otočným výložníkem. Způsob jejich ovládání závisí na
dispozičním řešení kalírny. Používá se jak dálkového ovládání, tak ovládání z kabiny.
156
Převážná část strojírenských kalíren používá v dopravě různých druhů dopravních vozíků.
Výrobky jsou ukládány podle druhů do paletizačních beden nebo přípravků, které jsou z meziskladu
k pecím a naopak dopravovány ručními nebo elektrickými zdvižnými vozíky. Mezi prostředky
pozemní dopravy patří plošinové vozy a přesuvny. Plošinových vozů se výhodně využívá v dílnách
tepelného zpracování těžkých výkovků a odlitků. Odlišným dopravním prostředkem jsou přesuvny
pecních vozů nebo roštů.
Ve vysoce mechanizovaných kalírnách obstarávají dopravu dopravníky. Dopravníky jsou
buď pásové, článkové,
válečkové nebo závěsné.
Dopravníky
jsou
ponejvíce využívány ke
spojování jednotlivých
pecí a zařízení, aby se
vytvořil
kompaktní
agregát,
který
zabezpečuje
ucelený
technologický
sled
operací. Tyto uspořádání
zajišťují
vysokou
produktivitu práce při
Obr. 9.30: Linka na cementování v plynu fy Aichelin /1-nakládka a
současném
odstranění
vykládka, 2-podélný posuv, 3-předehřev, 4-mufle, 5-nauhličovací zóna,
těžké fyzické námahy a
6-příčný posuv, 7-podchlazovací zóna, 8-ohřev na kalící teplotu, 9snížení
energetické
kalení, 10-pračka, 11-popouštěcí pec/
náročnosti /obr. 9.30/.
9.3 Navrhování dílen tepelného zpracování
Dílny tepelného zpracování se podstatně liší od ostatních výrobních linek strojírenských
závodů. Nutnost zpracování zcela různorodých druhů výrobků (obrobky, výkovky, odlitky,
svařence) o různých tvarech a velikostech a ze zcela rozdílných materiálů ovlivňuje zásadním
způsobem jak technicky správnou volbu vlastní technologie tepelného zpracování, tak
i ekonomickou volbu pecního a ostatního zařízení. Výrobní náplň dílny tepelného zpracování je
rozhodující nejen pro uspořádání vlastní dílny, ale i pro její organizační začlenění v rámci závodu.
Protože převážnou část kalírny tvoří pece konstruované pro tepelné zpracování za vysokých teplot,
solné a kalící lázně, není možno přehlížet hledisko pracovního prostředí a energetické náročnosti.
Uvedené skutečnosti způsobují, že projekty kalíren a žíháren vyžadují obvykle zcela individuální
řešení, která téměř vylučují využití typových projektů.
Při projektování je třeba přihlížet k obecným zásadám i k specifické problematice tohoto
oboru. Obecně technologický projekt musí zajišťovat:
•
splnění stanoveného výrobního úkolu v množství, čase a kvalitě
•
možnost účelového rozšíření výroby v každé její fázi, bez podstatného narušení probíhající
výroby
•
možnost změn technologie výroby a sortimentu
•
použití progresivní technologie, techniky, organizace i řízení s optimálním stupněm
mechanizace a automatizace
157
•
optimální výrobní náklady
•
zkrácení výrobního cyklu a zrychlení obratu oběžných prostředků
•
dobré pracovní prostředí a bezpečnost práce
•
zabezpečení provozu při eventuálních poruchách
•
etapovou realizaci investic s postupným uváděním do provozu.
Struktura provozního souboru tepelného zpracování a jeho postavení v organizační
struktuře závodu vychází především z vazby technologických postupů kalírny na ostatní výrobu,
druhu výroby (sériovosti) a kapacity. Druhy tepelných provozů (dílen tepelného zpracování a jejich
strukturu) dělíme podle různých hledisek:
•
druhu tepelně zpracovávaných dílů – v zásadě se jedná o zpracování polotovarů (výkovky,
odlitky), obráběných dílů, svařenců, nářadí
•
postavení dílny ve struktuře závodu – např. ve strojírenském závodě může být dílna tepelného
zpracování jako samostatná, jako oddělení při mechanické dílně, jako oddělení specializované
podle skupiny (druhu) součástí, jako zařízení umístěné ve výrobní lince strojního obrábění
•
velikosti kapacity udávané v t.rok-1 - na dílny malé, střední a velké
•
druhu tepelného event. chemicko-tepelného zpracování – na žíhárny, kalírny, dílny CHTZ
(cementace, nitridace), kalírny povrchu apod.
•
režimu práce – na proces přetržitý a nepřetržitý
Dílnu tepelného zpracování se snažíme umístit vždy do samostatného prostoru, odděleného
od ostatních výrobních dílen, avšak zároveň co nejblíže k místu, ze kterého je do kalírny
dopravováno největší množství výrobků k tepelnému zpracování. Při projektování nové kalírny se
dosahuje těchto požadavků většinou umístěním kalírny do samostatné lodi hlavního výrobního
objektu. Oddělení stěnou závisí na charakteru výroby, např. v kovárně nebo slévárně se úsek
tepelného zpracování neodděluje, naopak v objektu mechanické výroby bývá kalírna od prostorů
obrábění oddělena. V mnoha podnicích se s úspěchem stavějí pece a příslušné doplňující zařízení
přímo v obráběcích dílnách do výrobního toku. Kalírnu velkého rozsahu je potřeba umístit do
samostatného objektu a situovat objekt tak, aby bezprostředně navazoval na objekt dodávající
materiál k tepelnému zpracování i na objekt dále zpracovávající materiál po tepelném zpracování.
Uspořádání uvnitř provozního souboru tepelného zpracování je závislé na výrobním
programu a jeho opakovatelnosti. Obvykle se zařízení seskupují podle typu tepelného zpracování
nebo druhu tepelně zpracovávaných výrobků, event. podle druhu používaného výrobního zařízení.
Hlavní hledisko pro volbu navrhovaného uspořádání je plynulý materiálový tok.
Rozsah jednotlivých úseků pomocných provozů je určen velikostí souboru tepelného
zpracování, jeho umístěním a vazbou na předchozí a následující výrobní úseky. Tyto úseky
umožňují dosažení požadované kvality a produktivity tepelného zpracování při dodržení
bezpečnosti a hygieny práce.
V úseku přípravy práce jsou výrobky určené k tepelnému zpracování připravovány pro
jednotlivé operace. Součástí přípravy je mezisklad, kde se výrobky přejímají, třídí podle
požadovaného druhu tepelného zpracování, připravují jednotlivé vsázky, výrobky se ukládají na
přípravky dle technologických postupů atp. Patří sem též práce spojené s ochranou povrchu
součástí před oxidací nebo cementací. Vhodné je oddělení meziskladu hotových výrobků, aby
nedošlo k záměně nezpracovaných a nekontrolovaných výrobků.
158
Provoz kalírny potřebuje k svému zajištění odlišné provozní hmoty od strojírenských
provozů a proto je nutno nezbytné zásoby skladovat v prostoru souboru tepelného zpracování.
Pokud se jedná o jedovaté látky (např. kyanidy) musí být jejich uložení odděleno (týká se i odpadů).
K zajištění správné kvality tepelného zpracování je na konci technologického procesu
v kalírně nezbytná kontrola. Systém kontroly závisí na druhu výroby, jejím rozsahu a důležitosti.
Nelze proto jednoznačně určit rozsah a vybavení kontrolních pracovišť.
Rozsah a vybavení správních a sociálních prostorů se řídí počtem pracovníků souboru. Je
nutno vytvořit sociální prostory takové, aby byla zajištěna naprostá bezpečnost a hygiena
pracovníků.
Kalírny a žíhárny zpracovávající výrobky malých rozměrů a hmotností pracují zpravidla
v týdenním cyklu, neboť časy jednotlivých operací jsou poměrně krátké a není organizačně obtížné
skončit je na konci týdne. Rovněž hospodářské ztráty, vyplývající z chladnutí, popř. z udržování
teploty prázdných pecí, jsou přijatelné. V žádném případě není však možno projektovat dílnu
tepelného zpracování na jednosměnný provoz. I u těchto typů kalíren je vhodné využít třetí směny
k delším cyklům žíhacích event. cementačních procesů i s event. případným zkrácením týdenního
cyklu pecních agregátů. Vypínání pecí způsobuje nejen ztráty ekonomické vlivem zvýšení spotřeby
energie a prodloužením ohřevu, ale i zkrácení životnosti pece vlivem častých tepelných šoků.
Kalírny a žíhárny zpracovávající těžké výrobky, kde pracovní cykly mohou trvat i desítky
hodin, pracují v nepřetržitém provozu. Zastavování těchto pecí je řízeno výhradně potřebou závodu
tak, aby ztráty vyplývající z přerušení byly co nejmenší.
Základním podkladem pro vypracování projektové dokumentace je přípravná dokumentace.
Rozsah přípravných prací závisí na tom, zda jde o rekonstrukci, modernizaci či novou výstavbu a
do jaké hloubky byly již tyto práce řešeny při zpracování úvodního investičního úkolu. Hlavní
pozornost v této fázi je soustředěna na kvalitní zpracování výrobního programu a rozbor
dosavadního stavu. Výchozími údaji při zpracování výrobního programu jsou globální hodnoty,
které by měly obsahovat:
•
celkovou hmotnost tepelně zpracovaných výrobků v t.rok-1
•
celkovou hmotnost výrobků v jednotlivých tepelných operacích v .rok-1
•
největší a nejmenší hmotnost tepelně zpracovaných výrobků každé skupiny tepelných operací
•
největší a nejmenší rozměry výrobků pro každou skupinu tepelných operací.
Při sestavování výrobního programu se vychází z nároků finální výroby závodu, které se
doplňují s nároky režijními, tj. tepelné zpracování pro vlastní potřebu (např. údržbu, nástroje apod.).
V rozboru dosavadního stavu je nutno se zaměřit na podobné vyhodnocení jednotlivých
technologických postupů, aby bylo možno posoudit a rozhodnout, které dosavadní postupy je
možno převzít a které bude nutno nahradit.
Vlastní práce na technologické části projektu se dělí na dvě části:
•
kapacitní výpočet
•
výkresovou a textovou dokumentaci
Kapacitním výpočtem stanovíme:
•
počet jednotlivých druhů pecí, strojů a zařízení pro tepelné i pomocné operace
•
počet dělníků
•
potřebu materiálu
159
•
potřebu energií
•
velikost skladovacích ploch
Výkresová a textová dokumentace slouží jednak jako podklad pro zpracování profesních
částí projektu (stavební, energetické a rozpočtové), jednak tvoří oficiální dokumentaci. Technická
zpráva obsahuje zejména popis technologie výroby, základní údaje, charakteristiku a účel objektu,
výrobní program, projektovou kapacitu, potřebu hlavních surovin a energií, přehled zaměstnanců a
směnnost, řešení manipulace s materiálem, velikost skladů a zásob, požadavky na dopravu, přehled
ploch, požadavky na kontrolu a popis opatření pro zajištění hygieny a bezpečnosti práce. Výkresová
část obsahuje technologické schéma (tok materiálu) v přehledném uspořádání s vyznačením
hlavních údajů o množství a hlavních parametrech vstupujících a vystupujících materiálů.
Dispozice strojů a zařízení obsahuje prostorové umístění strojů a zařízení jak z hlediska vzájemné
polohy, tak i ve vztahu ke stavební konstrukci. Seznam pecí, strojů a zařízení obsahuje základní
parametry jednotlivých jednotek, počet jednotek, hmotnost a cenu. Součástí této dokumentace je
i dílčí rozpočet technologické části stavby.
Výkresová část projektu se začíná zpracovávat po kapacitním propočtu a stanovení
jednotlivých druhů pecí a výrobního zařízení. Při rozmisťování jednotlivých pecí a zařízení je nutno
dodržovat zásadu technologického sledu jednotlivých úseků a operací. Dále je třeba počítat
s dostatečným prostorem pro průchod, manipulačním prostorem pro pohyb a skladování
zpracovávaných výrobků i s manipulačním prostorem pro opravu agregátů. Konečná výrobní
plocha se tedy určí podle konkrétního uspořádání technologických míst a půdorysných ploch
zvolených zařízení.
Kapacitní výpočet zařízení
Způsob kapacitního výpočtu vyplývá z úrovně podkladů, jež jsou k dispozici při zpracování
projektu a ze stupně jeho zpracování. Při hrubém projektování (zpracování projektového úkolu) se
vychází z hmotnosti dílů, které mají být tepelně zpracovány jako podílu k celkové hmotnosti
výrobků. Velikost ukazatelů závisí nejen na jednotlivých výrobních oborech (např. obráběcí stroje
15 %, automobily 40%, tanky 80%), ale zvláště na funkci výrobku a použitém typu výroby.
Tabulka 9.I: Průměrné výkony pecí
Druh tepelné operace
Typ pece
Žíhání
Kalení a
normalizace
Popouštění
Cementace
Přes 12 h
Do 6 h
Komorové
40 - 60
60 - 80
80 - 150
100 - 120
-
Vozové
35 - 50
50 - 70
60 - 150
60 - 80
-
100 - 120
-
-
-
-
Šachtové
-
-
200 - 300
160 - 240
60 – 100
Průběžné
-
50 - 70
120 - 200
100 - 180
40 – 50
Dopravníkové
-
-
140 - 180
120 - 180
-
Válečkové
120 - 200
120 - 180
-2 -1
-3 -1
Výkon pecí je udáván v kg.m .h (u šachtových pecí v kg.m .h ).
-
Poklopové
Nejjednodušším způsobem kapacitního výpočtu, který je však pouze přibližný, je výpočet
na základě znalosti celkové hmotnosti součástí tepelně zpracovávaných v t.rok-1 a podílu
připadajícího na jednotlivé operace tepelného zpracování v t.rok-1. Pro návrh jednotlivých pecí je
160
nutno zjisti alespoň maximální hmotnost a rozměr tepelně zpracovávané součásti každé skupiny
tepelného event. chemicko-tepelného zpracování. Podle druhu tepelné operace, maximální
hmotnosti, rozměru součásti a opakovatelnosti výroby se volí typ pece. Velikost navrženého typu
pece, popř. jejich počet, se určí z celkové hmotnosti tepelně zpracovávaného zboží za použití
průměrných hodnot výkonů pecí /tab. 9.I/.
Počet pecí pro jednotlivé operace lze stanovit ze vzorce:
Np =
Mc
Vh .Fv .s.K s . .ϑ
Np –počet pecí pro druh tepelného zpracování, Mc –celková hmotnost součástí tepelně
zpracovávaných za rok /kg/, Vh –hodinová výrobnost pece /kg.h-1/, Fv – časový fond pece za rok na
směnu /h.rok-1.směna-1/, s –počet směn za den, Ks – součinitel zahrnující čas seřízení a pomocné
práce /0,8-0,9/, ϑ -součinitel časového využití
Potřebnou hodinovou výkonnost pece pak určíme ze vzorce:
Vh =
np ( m1 .n s + m 2 )
τp
np – počet přípravků pro vkládání součásti, ns – počet součástí v přípravku, m1 – hmotnost součásti
/kg/, m2 – hmotnost přípravku /kg/, τp – celková doba pochodu tepelného zpracování /h/
Vhodnějším způsobem výpočtu je návrh podle technologických postupů. Výrobky se roztřídí
podle technologického postupu na jednotlivé operace tepelného zpracování podle hmotnosti a
rozměrů, druhu materiálu a shodnosti tepelného režimu. Při velkém sortimentu, např. v kusové
výrobě, je pak nutno vhodně zvolit několik typických představitelů výrobků podle jejich četnosti a
technologického zpracování. Podle druhu tepelné operace a sériovosti výroby se předběžně zvolí
typ pece. Předpokládá-li se použití cyklické pece je třeba pro výpočet stanovit složení vsázky.
Snahou musí být maximální využití prostoru pece za optimálních poměrů uložení a hmotnosti
výrobků vzhledem k přípravkům. Po navržení vsázky je nutno zpětně kontrolovat zda
předpokládaná pec má dostatečný ohřívací příkon. V prvém přiblížení se vychází z množství tepla
Q v = M v .cs .( t 2 − t 1 )
potřebného pro ohřátí vsázky na požadovanou teplotu
Qv – potřebné množství tepla pro ohřev vsázky /J/, Mv – hmotnost vsázky (výrobky + přípravky)
/kg/, cs – střední měrné teplo /J.kg-1.0C-1/, t1,2 – vstupní, resp. konečná teplota vsázky /0C/
Pokud určíme dobu ohřevu vsázky τo vyšel by užitečný příkon Pu
Pu =
Qv
τo
/W/.
Potřebný výkon pece je nutno zvýšit o ztrátový výkon pece Pz, který bývá odhadován podle
zkušeností nebo vypočítáván podle empirických vzorců. Celkově je možno jej rozdělit na ztrátový
výkon naprázdno (nezávisí na chodu pece se vsázkou) a na ztráty související s chodem pece se
vsázkou. Ztráty jsou způsobeny např.:
•
stěnami pece a netěsnostmi
•
při zavírání a otevírání dveří event. vstupu a výstupu
•
vynášením tepla dopravními mechanizmy, ohřevem muflí, podložek apod.
•
nedokonalým spalováním.
Vzhledem k určité nepřesností výpočtu, ke vzrůstu ztrát, k rezervě na kolísání výhřevnosti
topného plynu (u plynových pecí), k poklesu napětí v síti a ke stárnutí topných článků
(u elektrických pecí) volíme bezpečnostní činitel kb = 1,2 až 1,7.
Pak potřebný příkon pece Pp
Pp = k b .( Pu + Pz )
161
/W/.
Výpočet průběžných pecí se provádí obdobně, i zde je nutno ověřit, zda příkon pece
v ohřívacím pásmu odpovídá procházejícímu množství výrobků.
Při volbě pecních agregátů mimo ohřívacího příkonu a velikostních parametrů, je nutno
uvažovat i hledisko dostupnosti energií (svítiplyn, zemní plyn, elektrická energie) a zkušenosti
obsluhujícího personálu. Důležitým hlediskem je také přesnost regulace teploty a rovnoměrnost
prohřevu celé vsázky. Neméně rozhodujícím činitelem je i ovlivnění povrchu zpracovávaných
výrobků ohřívacím médiem.
Kalící nádrže navazují na zvolené pecní agregáty a při jejich navrhování opět vycházíme
z technologického postupu, který určuje velikost vsázky a délku pracovního cyklu. Potřebný objem
nádrže je dán předáním tepla obsaženého v ohřáté vsázce Qv do chladící kapaliny (zpravidla vody
Q v = Vk .csk .( t k 2 − t k 1 )
nebo oleje)
/J/
Vk – objem kalící kapaliny /m3/, csk – střední měrné teplo chladící kapaliny /J.m-3.0C-1/, tk1,k2 –
počáteční, resp. konečná teplota kalící kapaliny /0C/
Pro kalení do vody je nutno počítat s počáteční teplotou podle místních poměrů (většinou 15
až 20 0C). Vzhledem k ochlazování by konečná teplota neměla být vyšší jak 40 0C. V tomto rozsahu
se uvádí střední měrné teplo 4,18 J.kg-1.0C-1. Počáteční kalící teplota pro olejové lázně se uvažuje 30
až 40 0C a konečná 60 až 80 0C, střední měrné teplo v tomto rozsahu se předpokládá 1,9 až
2,1 J.kg-1.0C-1.
Vlastní objem nádrže je nutno ještě zvýšit jednak o objem kapaliny vytlačené zakalovanou
vsázkou, jednak o objem, který vznikne ohřátím chladící kapaliny. Tvar nádrže se navrhuje buď
podle tvaru kalené vsázky nebo se vychází z typu pecí, pro které je nádrž určena.
Po výpočtu a stanovení velikosti kalící nádrže je třeba určit způsob odvedení tepla z kalící
kapaliny. Samovolné chladnutí kapaliny vyzařováním tepla hladinou a předáváním tepla stěnami
nádrže do okolí je velmi pomalé (1 až 4 0C.h-1). Nejčastější odvod tepla olejových lázní se provádí
trubkovými chladiči, ať již umístěnými uvnitř kalící lázně nebo v olejovém hospodářství. Velikost
q h = k p .F.∆ t s
chladičů se navrhuje podle vzorce:
/J.h-1/
qh – hodinové množství tepla, kp – součinitel průchodu tepla z oleje do vody stěnou chladiče
(obvykle 350 až 500 kJ..m-2.0C-1.h-1), F – plocha povrchu chladiče /m2/, ∆ts – střední rozdíl teplot
mezi olejem a vodou
Odváděné množství tepla qp závisí též na intervalu mezi kalícími cykly. Nucenou cirkulací
je možno součinitel přestupu tepla kp zvýšit. Při použití olejových kalících nádrží je nutno zabránit
jejich úniku vzhledem k ekologickému ohrožení. Pro případ havárie je nutno v projektu počítat
s vytvořením sběrných jímek s dostatečnou kapacitou.
Výpočet a skladba pracovních sil.
Při stanovení počtu pracovníků potřebných pro obsluhu zařízení dílny tepelného zpracování
se vychází z počtu pecí, jejich velikosti a obtížnosti práce u jednotlivých zařízení.
Přesnější způsob stanovení potřebného počtu pracovníků vycházíme z bilance výrobního
času pro předpokládaný výrobní program. Potřebný počet výrobních dělníků získáme tedy podílem
z celkového výrobního času a časového fondu dělníka. Počet pomocných dělníků se stanoví rozbory
pomocných prací, v průměru se jejich počet pohybuje mezi 25 až 40 % z počtu výrobních dělníků.
Počet inženýrsko-technických pracovníků závisí na charakteru výroby a bývá obvykle 10 až 12 %
z počtu výrobních dělníků.
162
Na obr. 9.31 je uspořádání středně velké univerzální kalírny pro kusovou strojírenskou
výrobu. Navržená kalírna zajistí tepelné zpracování výrobků pro finální výrobu, tepelné zpracování
náhradních dílů pro údržbu a nářadí pro nástrojárnu o celkové hmotnosti asi 850 t.rok -1. Úhrnná
hmotnost tepelných operací je asi 1500 t.rok-1. Dílna tepelného zpracování je umístěna
v samostatném objektu s přístavkem. Část kalírny je podsklepena. V suterénu jsou umístěny
transformátory solných lázní, elektrorozvaděče a chlazení oleje. Zpracovávaný materiál se
dopravuje nízkozdvižnými vozíky. Manipulaci s materiálem zajišťuje jeřáb nosnosti 3 Mp. Příklad
kalírny pro tepelné zpracování sériově vyráběných automobilových součástí je na obr. 9.32. Kalírna
je pro předpokládaný objem výroby v maximální míře mechanizována a zajišťuje zejména difúzní
procesy, tj. cementaci a nitrocementaci včetně kalení a popouštění v různých typech pecí
(průběžných, víceúčelových, rotačních, Monocarb). Do kalírny je začleněna i dílna s poměrně
velkým počtem vysokofrekvenčních generátorů a aplikačních strojů pro povrchové kalení
vysokofrekvenčním proudem těch součástí, které nemohou být tepelně zpracovány přímo v linkách
mechanických dílen.
163
Obr. 9.31: Uspořádání středně velké univerzální kalírny
164
Obr. 9.32: Uspořádání kalírny součástí pro osobní automobily /1-cementační linka, 2,3-kalící lis, 4-nádrž na olej, 5-nitrocementační
linka, 6-ruční lis, 7,8-endogenerátor, 9-dílovedoucí, 10-víceúčelové pece. 11,15-odmašťovací stroj, 12,14-popouštěcí pec, 13cementační pec, 16-solná lázeň, 17-příprava vzorků, 19-rovnací lisy, 20-bruska, 21-inkar, 22-demagnetizace, 23,25-vf generátor,
24,26,27-kalící stroj, 28-tryskač, 29-filtr/
165
10.0 VÝROBA KOVOVÝCH PRÁŠKŮ A JEJICH ÚPRAVA
Způsoby výroby kovových prášků lze rozdělit na :
•
fyzikálně mechanické ( mletí, rozprašování tekutého kovu, kondenzace z plynné fáze )
•
chemické a elektrochemické ( chemická redukce a rozklad, elektrolytická redukce, selektivní
rozpouštění )
•
fyzikálně chemické ( plazmovým obloukem )
Obecně nejdůležitějšími faktory při výrobě prášků působícími na jejich technologické
vlastnosti ( sypnou hmotnost, tekutost, lisovatelnost, slinovatelnost) jsou vztah povrchu částic k
jejich objemu a také zvýšení hustoty vnitřních poruch. Zmenšením průměrné velikosti částic prášku
se zvyšuje jeho měrný povrch, snižuje se i povrchová drsnost. Toto vede ke zvýšení kapilárních sil v
objemu prášku a označuje se jako "geometrická aktivita". U částic prášků je povrchová oblast silně
narušena a obsahuje mnoho prvků, které nejsou tak silně svázány s krystalickou mřížkou základu.
Vysoká zbytková energie povrchu vzhledem ke kompaktnímu tělesu způsobuje i zvýšenou reakční
schopnost označovanou jako "strukturní aktivitu" prášku. Svoji roli zde hraje i změna chemického
složení povrchu prášku ( např. oxidické filmy). Na "strukturní aktivitu" působí i zvýšení vnitřních
pnutí vlivem poruch mřížky ( zvýšení hustoty vakancí, dislokací, interstetických atomů ap.).
Aktivita prášku a s ní spojené chování při lisování a slinování, i v konečném vlastnosti
hotového výrobku, závisí tedy od způsobu zhotovení prášku. Zlepšení slinovatelnosti se může
dosáhnout i dalším zpracováním (mletí, mechanická aktivace), které spolu se zvýšením měrného
povrchu zvyšuje i hustotu poruch. Tyto prášky však na druhé straně vykazují vyšší odpor proti
plastické deformaci při lisování.
10.1 Mechanické způsoby výroby
Výroba prášku mletím se používá samostatně nebo jako doplňující pro prášky vyrobené
jinými postupy. Obecně působením pohybové energie
v mlecím agregátu dochází ke zpevňování
jednotlivých částic polotovaru až do vyčerpání jejich
plastických vlastností. Koncentrace poruch a zvýšená
vnitřní energie dosáhne kritických hodnot, jež dávají
vznik křehkým mikro- a makrotrhlinám. Při mletí se
postupně zvyšuje disperznost mletého polotovaru /obr.
10.1/. Existuje však určitá hranice, závislá na
technologických podmínkách a na materiálu prášku,
při které se proces zastavuje.
Obr. 10.1: Změna granulometrického
složení po mechanickém mletí /1-výchozí
stav, 2 až 4 - vliv doby mletí/
Mechanická výroba prášků mletím byla dříve
základním způsobem výroby. Dnes se spíše používá
pro rozemílání polotovarů např. houbovitého železa
nebo nauhličených polotovarů pro tvrdé slitiny. Často
se též využívá v jednotlivých případech výroby prášků
z polotovarů křehkých materiálů citlivých k okysličení
166
Obr. 10.2: Základní schémata mlecích agregátů: a – kulový /1-stojan, 2-motor, 3-ložisko, 4mlecí buben, 5-vypouštění mlecích tělísek/, b – planetární kulový /1-základ, 2-motor
s regulací rychlosti a směru, 3- pohon, 4-upínací disk, 5-mlecí buben/, c – vibrační /1-základ,
2-vibrační deska, 3-pohon, 4-pružina, 5-mlecí buben, 6-ohřev/Obr. 10.2: Základní schémata
mlecích agregátů: a – kulový /1-stojan, 2-motor, 3-ložisko, 4-mlecí buben, 5-vypouštění
mlecích tělísek/, b – planetární kulový /1-základ, 2-motor s regulací rychlosti a směru, 3pohon, 4-upínací disk, 5-mlecí buben/, c – vibrační /1-základ, 2-vibrační deska, 3-pohon, 4pružina, 5-mlecí buben, 6-ohřev/
(pod ochrannou atmosférou) nebo pro aktivaci prášků Fe, Al, Bz.
V mlecích agregátech se provádí i míšení jednotlivých komponent
výsledného výrobku.
K mletí se používá kulových, vířivých, kladívkových a
vibračních mlýnů /obr. 10.2/. Konstrukce může být s plynulým
nebo přetržitým provozem. Dobrých výsledků se dosahuje
v kulových mlýnech. Dle mletého materiálu a potřebné čistoty se
bubny a mlecí tělesa zhotovují z mramoru, uhlíkové nebo
manganové oceli, bílé litiny, slinutých karbidů i z achátu. Mletí je
možno provádět za sucha nebo za mokra. Použití povrchově
aktivní tekutiny snižuje povrchovou energii částic a tím nejen
zabraňuje vytváření hrubých částic, ale urychluje proces
disperzity.
Obr. 10.3: Schéma attritoru
/1-základ, 2-stojan, 3-mlecí
válec, 4-hřídel míchání, 5chladící voda, 6-oběh mlecí
kapaliny, 7-mlecí kuličky,
vsázka a kapalina /
Zvláště intenzivní mokré mletí je umožněno v tzv.
attritorech /obr.10.3/, kde mletí je způsobeno hlavně třením mezi
mokrou vsázkou a drobnými kuličkami. Tímto způsobem je
možno získat částice velikosti pod 0,002 mm.
Pro získání jemného prášku suchým mletím hrubých částic
(2 mm) se používá tzv. Cold-stream systém. Částice polotovaru se
167
Venturiho dýzou vhánějí do nízkotlaké komory (rychlost větší jak 300 m.s-1). Adiabatickým
rozpínáním dochází k ochlazení a tím ke zkřehnutí částí. Dopadem na odrazovou plochu se drtí.
Hrubé částice se oddělují separátorem a vrací se zpět. U plastických materiálů se dosahují velikosti
částic 0,005 až 0,010 mm, u křehkých cca 0,002 mm.
10.2 Rozprašování tekutého kovu
Výroba prášku rozprašováním tekutého kovu patří mezi nejproduktivnější a nejlevnější
postupy. Princip metody spočívá v působení tlakového plynu ev. proudu tekutiny, případně
odstředivých sil na tekutý kov. Vytvořené kapky tuhnou následkem rychlého ochlazení. Vhodnou
volbou podmínek (teploty lázně, viskozity, povrchového napětí a také podmínek ochlazování)
možno do jisté míry ovlivnit základní vlastnosti prášků (disperzita, tvar, struktura). Čím je vyšší
teplota
ohřevu
lázně
(vyšší
viskozita - i vliv
legur) a větší
působení
mechanické
energie,
tím
získáváme větší
podíl
jemných
částic.
Rychlé
ochlazení částic
umožňuje získat i
vhodné složení a
strukturu prášků
slitin,
které
vykazují velké
heterogenity
Obr. 10.4: Schéma zařízení pro stříkání prášků: a - základní schéma /l-pánev následkem
s taveninou, 2-keramická výlevka,3-tryska, 4-chladící nádoba/, b - řez tryskou likvačních dějů
klasické
/1-horní část s otvorem pro taveninu, 2-přívod plynu (vody), 3-proud tekutého při
výrobě
(CuPb,
kovu, 4-výtok plynu (vody), 5-rozstřikovaný proud kovu (částice prášku)/
rychlořezné oceli
ap.).
Původní technologie výroby železného prášku
rozprašováním litiny proudem tlakové vody vytvářela
částice kulovitého tvaru o obsahu 2,5 -3,5 %C a 1,5 2,5 %O2, teprve dlouhodobým žíháním se získal prášek
vhodný k lisování (pod 0,l %C a méně než 1,0 %O2 ).
Nevhodnost
kulovitého
tvaru
částic
(špatná
lisovatelnost) se odstraňovala přidáním prášku oxidu
železa pro zlepšení lisovatelnosti a usnadnění
oduhličování. V poslední době se k rozprašování
používá stlačeného vzduchu /obr. 10.4/. Získávané
částice (menší jak 0,4 mm) bílé litiny jsou pokryté
oxidickou vrstvou. Po žíhání při teplotě 1 000 až
1 100 0C obdržíme železný prášek o složení 0,03 %C a
168
Obr. 10.5:
Schéma zařízení pro
rozprašování
metodou
RST
/1ochlazovací plyn, 2-tavenina, 3otáčející disk, 4-tuhnoucí prášek /
0,3 - 0,5 %O2. Částice mají hranatý, houbovitý tvar s rozeklaným povrchem a vynikající dobrou
lisovatelností i slinovatelností.
Použitím způsobu fy ASEA-STORA - rozprašování čistým inertním plynem (dusíkem nebo
argonem) - možno získat prášky obsahující méně než 0,01 %O2. Tohoto způsobu se používá nejen
pro výrobu prášků např. rychlořezných ocelí, ale i jiných kovů s velkou afinitou ke kyslíku (Ni, Ti,
ap.).
Další varianty výroby prášků z roztavených kovů
spočívají v rozprašování úderem lopatky otáčejícího se
disku nebo pomocí odstředivých sil. Určitou specifikací této
technologie je proces RST (Rapid Solidification
Techniques) /obr. 10.5/. Podstata procesu spočívá v lití
taveniny na rotující vodou chlazený kotouč (cca 20 000
ot.min-1) doplněné o zrychlené ochlazování v inertním
plynu. Rychlost chladnutí rozstřikované taveniny dosahuje
104 až 108 0C.s-1. Vývoj tohoto procesu vycházel ze
zhodnocení negativního vlivu dendritické stavby a
souvisících parametrů segregace legujících prvků v částicích
hlavně práškových superslitin. Zvýšení rychlosti chladnutí
snižuje míru segregace prvků i omezuje precipitaci
sekundárních fází. Homogenita chemického složení se
příznivě odráží v dalších výrobních operacích (např. při
slinování) i v dosažení rovnoměrných vlastností výrobku.
Jako ochlazovací medium se většinou pro vysokou tepelnou
vodivost používá helium.
Obr. 10.6: Schéma rozprašování
metodou REP /1-vakuum, 2-inertní
plyn, 3-elektroda, 4-tank, 5-sférický
prášek, 6-elektrický oblouk /
Dalším moderním způsobem výroby slitinových prášků je metoda REP (Rotation Electrode
Process) /obr. 10.6/. V aparatuře jsou dvě elektrody, anoda je z příslušné slitiny (ze které vyrábíme
prášek), katoda je z wolframu. Přiložením napětí vzniká mezi elektrodami oblouk a dochází
k natavení slitinové elektrody. Rotací této elektrody (1 000 až 20 000 ot.min-1) se kapky nataveného
kovu rozprašují v objemu tanku, který má chlazený
plášť. Vzniklé částice mají globulitický tvar.
Částečnou nevýhodou této metody je, že při
obloukovém tavení dochází i k částečnému
odpařování wolframové elektrody a takto vzniklé
částice wolframu znečisťují vyrobený prášek. Podle
údajů fy VITTAKER je 54 % částic v rozmezí 0,09 až
0,16 mm.
Obr. 10.7:
Schéma výroby prášků
metodou PSV /1-elektronové dělo, 2vakuum, 3-měděný štít, 4-letící částice, 5ingot, 6-rotační zařízení, 7-zásobník /
Modifikací uvedeného způsobu je odtavování
plazmou PREP (Plazma Rotating Electrode Process).
Rotační elektroda je vyrobena z rozprašované slitiny.
Mezi ní (jako anodu) a vodou chlazenou
wolframovou katodou je heliový plazmový oblouk,
který natavuje povrch anody a v důsledku
odstředivých sil jsou oddělovány částice prášku.
Způsob tavení slitiny plazmovým obloukem dává
čistější produkt vůči předchozí metodě. Znečistění
odpařováním wolframové elektrody je minimální.
Práškové částice mají opět kulovitý tvar a jsou
169
vhodné pro izostatické lisování a aplikaci pro výrobu součástek pro
letecký a strojírenský průmysl.
Ve Francii je zavedený podobný systém výroby prášků PSV
(Pulversation Sous Vide) /obr. 10.7/. Ingot z příslušné slitiny rotuje
velkou rychlostí (1 000 až 4 500 ot.min-1) ve středu vakuové komory
(vakuum 13.10-4 Pa. V důsledku bombardování čela ingotu proudem
elektronů z elektronového děla dochází k jeho natavování a
v důsledku odstředivých sil vyvolaných rotací ingotu jsou částice
rozstřikované. Vnitřní zařízení aparatury (vodou chlazený štít
z měděného plechu) zabraňuje dopadu kapek na stěny aparatury,
otáčením strhává dopadající částice a prudce je ochlazuje. Vzniklé
práškové částice mají globulitický tvar. Proti předcházejícím dvěma
technologiím tkví výhoda v tom, že zde není wolframová elektroda,
prášky jsou velmi čisté, dobře se lisují a jsou vhodné pro výrobu
náročných součástí v leteckém i v kosmickém průmyslu. Nevýhodou
tohoto procesu je požadavek na vysoké vakuum, které se obtížně
udržuje. Systém EBRD (Electron Beam Rotating Process Disc) se od
uvedené metody liší v použití tří elektronových děl a rozprašování
z vodou chlazeného měděného disku.
Proces GSP (Gas Soluble Process) /obr. 10.8/ spočívá
v odlévání taveniny nasycené vodíkem (za přetlaku) do evakuované
trysky. Vlastní rozprašování je tak zabezpečované vodíkem
unikajícím z taveniny. Nevýhodou tohoto způsobu je částečná
přítomnost vodíku v práškových částicích.
Obr. 10.8: Schéma výroby
prášků procesem GSP /1vakuum,
2-vysokotlaký
vodík,
3-tavenina,
4kelímek, 5-indukční ohřev,
6- posuvná tyč, 7ochranná stěna /
10.3 Chemická redukce a rozklad
Výroba prášků (popř. houby)
chemickou redukcí a rozkladem je
významným
úsekem
získávání
výchozí suroviny pro výrobky
běžných kovů i těžkotavitelných
materiálů. Redukční činidla mohou
být v tuhém nebo plynném stavu.
Protože se ne vždy používají suroviny
bohaté získávaným prvkem, je nutná
příprava těchto surovin a následné
čistění mechanickými, chemickými i
magnetickými
metodami.
Pro
úspěšnost procesu je nutné, aby
výchozí suroviny byly dostatečně
dispergovány, což ovlivní rychlost
termodynamických reakcí.
Obr. 10.9: Schéma zařízení pro sublimaci MoO3 /1pohon, 2-plášť pece, 3-izolace, 4-topení, 5-křemenný
kelímek, 6-tavenina, 7-tlak. vzduch, 8-sublimovaný MoO3,
9-lapač, 10-ventilátor, 11-odlučovač, 12-sběrná nádoba /
170
Nejvíce rozšířeným způsobem
výroby železného prášku je metoda fy
Hőgamas. Tato metoda používá jako
výchozí suroviny magnetit (Fe3O4) a
koks (jako redukční činidlo - obě složky drceny na cca 0,5 mm). Přídavek vápence je důležitý pro
vazbu síry. Vsázka v kelímcích z karbidu křemíku se žíhá cca 90 hodin za teploty 1 000 0C.
Vzniklá železná houba se mechanicky čistí, mele na prášek. Dočistění se provádí magnetickou
separací a dodatečným žíháním ve vodíku se zvyšuje stupeň redukce. Výsledný prášek má
chemické složení 0,1 %C, 0,15 %Si, 0,02 %Mn.
Řada dalších metod používá jako suroviny chudé železné rudy nebo okuje. Při těchto
metodách vznikají obtíže vyplývající z obohacování výchozích rud a ev. v případě okují znečistění
oxidy křemíku, manganu a hliníku. Varianty zpracování na železnou houbu používají rotačních
i tunelových pecí, ke zpracování ve formě briket nebo na fluidním loži. Jako redukčního činidla se
používá sazí, vodíku, oxidu uhelnatého i endoplynu.
Jako příklad výroby prášků těžkotavitelných kovů slouží výroba molybdenu. Výchozí
surovina oxid molybdenu MoO3 se získává žíháním chudých sirných rud. Z tohoto koncentrátu
sublimací při 1 000 až 1 100 0Cje možno obdržet vysoce čistý a jemný prášek MoO3 /obr. 10.9/.
Tento se dá vyrobit i chemicky louhováním hydroxidem amonným a vysrážením kyselinou
chlorovodíkovou. Redukce se provádí v lodičkách procházejících tunelovou pecí. Pro získání
vhodné velikosti částic (0,002 až 0,012 mm) se žíhání ve vodíkové atmosféře děje nejprve v oblasti
teplot 700 0C a dále se pak zvyšuje na 1 000 až 1 100 0C. Výroba wolframového prášku redukcí ve
vodíkové atmosféře je podobná. Výchozí surovina WO3 se získává chemicky z wolframových rud.
Je nutno poznamenat, že sublimační metoda, i když nepatří do chemických metod, je
využívána pro výrobu prášků i u dalších prvků s vhodnou tenzí jejich par jako např. zinku.
Při výrobě vysoce jakostních prášků železa, niklu a molybdenu se používá karbonylového
způsobu. I když některé další kovy (Mn, V, Cr, W) vytvářejí přechodné karbonylové sloučeniny,
nejsou výrobně použitelné. Vytváření a rozklad odpovídá reakcím:
Fe + 5 CO → Fe (CO)5
resp.
Ni + 4 CO → Ni (CO)4
Pro výrobu karbonylu je používán oxid uhelnatý při tlacích 7 až 30 MPa a teplotách 200 až
250 C. Průchodem přes chudé nositele kovu (rudy, jemné třísky, niklové granuláty ap.) dochází
k reakci, reakce se nezúčastňují znečisťující prvky jako např. S, Si, Cu, P. Zvýšením tlaku plynné
produkty zkapalňují. Rozklad karbonylů je endotermický. Uskutečňuje se v kovových reaktorech za
teplot 200 až 250 0C při nízkých ev. vyšších tlacích. Vznikající oxid uhelnatý se vrací do výrobního
procesu. Rozměr a tvar částic prášku závisí na podmínkách rozkladu. Za obvyklých podmínek se
rozměry částic talířového typu pohybují v rozsahu od 0,002 do 0,015 mm , přičemž obsahují kolem
1 %C. Následující žíhání ve vodíkové atmosféře snižuje obsah uhlíku a kyslíku a tím i vysokou
tvrdost (850 HV) částic prášku.
0
Ne pro všechny kovy se používá jako redukčního činidla uhlíku nebo vodíku. Platí to
zejména pro kovy s vysokou afinitou ke kyslíku jako je např. Ti. K vyredukování titanu z jeho
sloučenin, např. TiO2, jsou potřebné silné redukční látky (např. Ca, Mg, Na). Výzkumy ukázaly, že
pro redukci TiO2 je výhodnější použít místo kovového vápníku jeho hydrid CaH2.
TiO2 + 2 CaH2 → Ti + 2 CaO + 2 H2
K zabezpečení dokonalé redukce se proces realizuje při 20 % přebytku redukovadla a teplota
se udržuje při 1 000 až 1 100 0C. Vznikající CaO zároveň slouží k zabránění slinování
vyredukovaných částic titanu. Oxid vápenatý se reakcí s vodou převádí na hydroxid vápenatý, který
se neutralizuje kyselinou chlorovodíkovou (vznik CaCl2). Po promytí vodou a sušení se získá
vysoce disperzní titanový prášek obsahující 0,15 až 0,2 % zbytkového kyslíku.
Jiným způsobem výroby titanového prášku je redukce chloridů titanu. Princip výroby
spočívá v tom, že při teplotách 600 až 850 0C probíhá proces působení TiCl4 a sodíku podle rovnice:
TiCl4 + 2 Na → TiCl2 + 2 NaCl
171
Touto reakcí vznikají nižší chloridy titanu resp. jeho slitin a určité množství práškového
titanu. Vzniklý roztok se filtruje přes ocelové síto a obsah práškového titanu se pohybuje v intervalu
18 až 25 %. Zdokonalený technologický postup provádí dvoustupňovou redukci, kde v prvém
stupni (do 250 0C) probíhá redukce TiCl4 na nižší chloridy a potom v druhém stupni (900 až
1 000 0C) se nižší chloridy redukují na kovový práškový titan. Tato metoda má své přednosti v tom,
že je ekonomicky výhodná (využití odpadového materiálu např. třísek) a také proto, že využívá
i legující prvky (Al, Cr, Mo, V) obsažené ve výchozí surovině.
10.4 Hydrometalurgické pochody
V průmyslových podmínkách nachází i uplatnění redukce vodních roztoků solí kovů plyny
(obvykle vodíkem nebo oxidem uhelnatým) hlavně při výrobě prášků mědi, niklu a kobaltu. Rozvoj
těchto metod urychlila hlavně nutnost využití chudých a komplexních rud i odpadů. Proces spočívá
tedy v získání vodného roztoku kovových solí (chemickou cestou, vyluhováním) a redukcí vodíkem
podle rovnice :
Me2+ + H2 → Me + 2 H+
Jako příklad může sloužit zpracování sulfidové niklměďkobaltové rudy o složení 1,21 %Ni,
0,58 %Cu, 0,04 %Co, 10,5 %Fe, 6,8 %S. Flotačním způsobem obohacený koncentrát se při 70 až
90 0C v autoklávech působením vzdušného kyslíku a čpavku převádí do rozpustných kovových solí.
Výluh se podrobuje v různých stupních redukci vodíkem za pomoci katalyzátorů.
Hydro-dehydrogenační proces (HDH) nespočívá v redukci vodných roztoků kovových solí
vodíkem, ale v hydrogenaci titanových slitin a termickém rozkladu vzniklých hydridů titanu.
Hydrogenace titanu představuje chemicko-tepelné zpracování titanových surovin (třísky, houba a
jiné odpady) v atmosféře čistého vodíku. Dochází přitom k adsorpci molekul vodíku na povrch
suroviny, jeho disociaci a difúzi těchto atomů dovnitř materiálu. Na rychlost hydrogenace má vliv
měrný povrch hydrogenizovaného materiálu a jeho stav (oxidovaný povrch snižuje difúzní
rychlost). Druhou částí tepelného zpracování je dehydrogenace, termický rozklad vzniklých
hydridů. Toto se obvykle provádí ve vakuu při teplotě 880 0C po dobu cca 2 hod.
10.5 Elektrolytické způsoby výroby
Obecně elektrolýzou kovových solí lze získat asi 60 kovů. Pro práškovou metalurgii mají
největší význam prášky Ta, Cu, Fe, Ni, Ti. Elektrolytické prášky se vyznačují vysokou čistotou a
velkou aktivitou při slinování. Tvar vylučovaných částic je ovlivněn parametry elektrolytického
vylučování. Obvykle se tvoří hladké a hutné částice, elektrolyty s nízkou vodivostí mají sklon
k vylučování hrubých dendritických částic. Potíže působí také v některých případech získávání
prášků ze slitin. Katody mohou být z různých kovů nebo grafitu. Pro lepší oddělování vyloučených
částic se zhotovují pružné katody. Možno použít i slisované prášky (katody se mohou celé dále
zpracovávat). Místo pevných katod se mnohdy používá i katod tekutých (především rtuťových).
Výhody tkví v tom, že rtuť znesnadňuje vývoj vodíku, katoda zaručuje vylučování jemně
disperzního kovu, který se dobře odděluje od elektrolytu.
Nejčastěji se provádí elektrolýza z vodních roztoků kovových solí. Výroba měděného prášku
používá roztoku síranu mědnatého a kyseliny sírové, jež zaručuje vhodnou vodivost elektrolytu. Na
vlastnosti získávaného prášku má největší vliv koncentrace iontů mědi v roztoku ( při nízkých
obsazích je prášek jemný -méně než 0,038 mm-, při vysokých koncentracích převládá prášek hrubý
-více jak 0,125 mm- a hutný). Prášky železa se získávají především z elektrolytů obsahující chlorid
172
železa s přídavkem chloridu amonného. Síranové elektrolyty jsou nevhodné. Také při výrobě
niklových prášků převládají chloridové elektrolyty. Následným žíháním elektrolytických prášků se
odstraňuje vodík, který se spolu s prášky vylučuje na katodě.
Elektrolýzu lze provádět také v roztavených solích kovů. Jejich nízká vodivost obvykle vede
k vylučování hrubých dendritických prášků. Naopak u alkalických kovů je vodivost vysoká.
Beryliový prášek se vyrábí elektrolýzou chloridu berylnatého a sodného při teplotě 330 až 380 0C.
Anoda je grafitová, katoda niklová. Obdobná je technologie výroby tantalového prášku. V tomto
případě elektrolyt obsahuje 50-70 %KCl, 20-35 %KF, 5-10 % K2TaF7 , 4-5 %Ta2O5. Proces probíhá
při teplotách 700 až 900 0C.
Modifikací elektrolytických metod výroby prášků z roztavených solí je výroba titanového
prášku pomocí rozpustných anod. Elektrolyt tvoří soli KCl a NaCl, ve kterých je rozpuštěný titan (3
až 5 %) ve formě nižších chloridů (TiCl2, TiCl3). Teplota elektrolýzy je 500 až 850 0C. Při tomto
procesu se rozpouští anoda zhotovená z odpadních materiálů titanu, částice přecházejí do roztoku a
opět se vylučují na katodě. V závislosti na podmínkách elektrolýzy vytvářejí se na katodě částice
různého tvaru (od monokrystalů až do vysoce disperzního prášku houbovitého nebo dendritického
tvaru).
10.6 Úprava prášků, třídění a čištění
Dříve než přistoupíme k rozboru problematiky úpravy a zpracování prášků je potřebné uvést
základní představu o složení a čistotě prášků. Pro tento účel je vhodné schéma na obr. 10.10.
Obr. 10.10: Schéma složení prášků /1-základní
práškové částice, 2-cizorodé částice, 3-inkluze
v částicích, 4-povrchové inkluze, 5-příměsi rozpustné
v tuhém roztoku, 6-adsorbované látky/
Částice prášků jsou definovány
svou morfologií, rozměry, distribucí,
chemickým složením, případně vnitřní
strukturou a její celistvostí. V práškovém
kovu často nacházíme nežádané cizorodé
částice. Tyto mohou být organického nebo
anorganického
původu.
Částice
organického původu se do prášku dostávají
při úpravě a manipulaci. Anorganické
částice mohou být kovové nebo nekovové
povahy. Inkluze přítomné uvnitř nebo na
povrchu částic ovlivňují ve velkém rozsahu
vlastnosti konečného výrobku. Mimo to
mohou částice obsahovat i různé disperzní
fáze souvisící s rozpustností plynných
i pevných složek. Čistotou tedy rozumíme
nejen průměrné chemické složení prášku,
ale i množství, velikost a morfologii
cizorodých částic, vnitřních a povrchových
inkluzí, množství rozpustných nebo
vyloučených
příměsí
a
povrchově
adsorbovaných látek.
Ve většině případů je tedy nutno před použitím prášku pro výrobky v práškové metalurgii
provádět určité zpracování (úpravy), které zaručí jejich kvalitu a reprodukovatelnost.
173
Třídění
Rozsah velikosti vyráběných prášků je velice široký. Pro zabezpečení optimální hmotnosti
zásypu a lisovatelnosti prášků je nutná určitá velikost jejich částic. Proto je nutné nejprve výchozí
prášky roztřídit na třídy (frakce) a potom smícháním sestavit potřebné granulometrické složení.
Třídění je možno provádět prosíváním, sedimentací a vzdušnou separací. Třídění na sítech
se zpravidla používá pro částice větší jak 0,04 mm. Existuje řada druhů mechanických sít lišících se
konstrukcí a charakterem pohybu přesívaných částic. Síta se mohou pohybovat ve vertikálním nebo
horizontálním (vibrační) směru, u pevných sít se k prosívání využívá proudu vzduchu nebo
tekutiny. U prášků s velkou aktivitou ke kyslíku se třídění provádí ve vakuu nebo v ochranných
atmosférách.
Principem třídění při vzdušné separaci a sedimentaci není velikost částic, ale rychlost jejich
klesání v plynném nebo tekutém prostředí. Rychlost klesání částic v určitém prostředí je závislá na
objemu, tvaru, na hustotě a viskozitě prostředí i na urychlení v silovém poli. Příklad separace
titanového prášku v argonovém prostředí je na obr. 10.11. Ve vzdušných separátorech je možno
třídit částice velikosti 0,005 - 0,060 mm. Obdobné
hodnoty
jsou
u
separátorů
odstředivých.
U sedimentace se spodní hranice posouvá až
k 0,005 mm.
Obr. 10.11: Schéma třídění titanového prášku
separací /1-netříděný prášek, 2-ventilátor, 3recirkulace argonu,
4-tryska, 5-zachytávač
prachu, 6-jemné prášky /
Obr. 10.12:
Schéma elektrostatického
čistění prášků /1-inertní atmosféra, 2elektroda, 3-elektrostatické pole, 4-kovový
buben, 5-nekovové částice, 6-nádoba na
odpad, 7-kovové částice, 8-nádoba na
produkt /
Čistění
Přesto, že výrobní procesy prášků obsahují čistící operace, které odstraňují nečistoty vzniklé
výrobním pochodem, je v některých případech nutné zbavit prášek cizorodých částic.
Elektrostatickou separací /obr. 10.12/ je možno oddělit keramické částice a kovové částice, které ve
větším množství obsahují nekovové inkluze. Je možno oddělovat i čisté kovové částice od částic
oxidovaných. Čistění magnetických částic je možno provádět na magnetickém separátoru.
V závislosti od způsobu výroby je někdy potřebné snížit obsah plynů v prášku. Odplyňování
se nejčastěji provádí vakuovým žíháním. Obdobně nevhodným a dlouhodobým skladováním prášků
může dojít k jejich oxidaci. Obnovení původních vlastností prášků se realizuje redukčním žíháním
v atmosféře vodíku nebo redukčních ochranných atmosfér (štěpený čpavek, endoatmosféry ap.).
U prvků s vysokou afinitou ke kyslíku (Al, Cr, Ti, Mn) je toto redukční žíhání problematické.
Žíhací teploty musí být vždy nižší než teploty slinování, aby nedocházelo ke změnám disperzity.
174
V některých případech se žíhání uplatňuje i pro snížení mechanického zpevnění jak při
výrobě prášků (mechanické mletí), tak při jeho zhutňování.
10.7 Pojiva, maziva, míšení prášků a homogenizace
Pojiva a maziva
K práškům se často přidávají pomocné látky zlepšující lisovatelnost (plastifikátory, maziva),
zmenšující tření mezi částicemi prášku i mezi stěnou formy, což snižuje její opotřebení i možnost
zadření. Nejvíce se používá stearátů, hlavně stearátu zinku Zn(C18H35O2)2 - (teplota tání 140 0C,
varu nad 355 0C). Vyšší přídavky stearátu jak 0,2 až 1,0 % (hmot.) mohou při vypařování porušit
celistvost výrobku. Všechny pomocné látky zhoršují tekutost prášků. Kyselina stearová nebo
parafin se přidávají ve formě granulátu z tekuté kyseliny stearové a prášku (5 až 10 %). Tyto látky
možno také aplikovat jako roztoky (např. stearát zinku v tetrachloru). Po vypaření rozpouštědla jsou
částice rovnoměrně pokryty mazivem.
Maziva nutno odstranit před spékáním, aby nezabraňovala vzniku a růstu kovových spojů.
Obvykle se toto děje předehřevem těsně nad teplotou vypařování maziva. V některých případech se
pouze mažou stěny lisovadla, jindy (např. uhlíkové materiály) se k práškům přidávají pojiva a
plastifikátory. Pojiva na bázi celulózy se také někdy přidávají při výrobě pórovitých součástí nebo
při granulaci jemných prášků. Množství pojiva bývá obvykle větší než maziv (5 až 20 %).
Míšení prášků a homogenizace
Míšení prášků a jejich homogenizace jsou nutné nejen pro docílení jednotné kvality výchozí
suroviny a tím i dobré reprodukovatelnosti výroby, ale i pro získání vhodných technologických
vlastností zpracovávaného prášku. Je snahou při homogenním míšení prášků docílit sjednocení
různých frakcí do jedné, pokud možno úzké granulometrické hodnoty.
Míšení
prášků
různého
chemického
složení (legování) slouží
k získávání slinutých
legovaných
slitin
a
kompozitních materiálů.
Způsoby legování (změn
chemického
složení)
/obr. 10.13/ mohou být
rozdílné a ovlivňují
a)
b)
c)
d)
technologické vlastnosti
i
způsob
Obr. 10.13: Schéma různých způsobů "legování" prášků /a-směsné, b- prášků
slinování
a
v
konečném
mechanické, c-celkové předlegování, d-částečné předlegování /
stadiu i užitné vlastnosti
slinovaného výrobku. Mechanická směs složek slitiny ("směsné legování") /obr. 10.13a/ je dobře
lisovatelná, v mnohých případech i lépe než samotný kov. Při obvyklé době slinování se však
zpravidla nedosahuje stupeň homogenizace legovaných prášků. Tohoto způsobu se ponejvíce
používá pro součásti zhutňované lisování bez vysokých nároků na pevnost. Jestliže jednotlivé
složky jsou vzájemně rozpustitelné, je možno z jejich slitin získat legované kovové prášky /obr.
10.13c/. Tyto však, vlivem legujících prvků, vykazují vysokou tvrdost, což znesnadňuje
lisovatelnost těchto prášků. Potlačením likvačních procesů při výrobě prášků lze získat vysoce
175
homogenní polotovary např. rychlořezné oceli, heterogenních slitin mědi, niklu ap. Výhodou
"mechanického legování" /obr. 10.13b/ je snížení doby slinování vůči legování směsnému při málo
znatelném snížení dobré lisovatelnosti. Dobré spojení částic mimo parametry mechanického
procesu je možno podstatně ovlivnit difúzním žíháním. K tomuto způsobu legování patří i moderní
technologie vnášení disperzních složek do žáropevných niklových slitin. Přímé legování (Cr, Mo,
W, Co) narazilo na množství technologických problémů. Vývoj technologie (přes mechanické
způsoby za sucha i za mokra) dospěl k vysokoenergetickým způsobům. Je to jednak proces
Coldstream - uvedený v části výroby prášků. Spočívá v tryskání hrubého prášku vysokou rychlostí
na terč. Částice se zjemňují a přecházejí z kulovitého tvaru na nepravidelný. Přidávaný disperzoid je
zachytáván na povrchu částic. Pro získání dostatečné homogenity je proces třeba několikrát
opakovat. Stejně tak se používá vysokoenergetického mletí vsázky v attritorech. Částice práškových
kovů se rozmělňují, drtí a mechanicky svařují za studena. Zároveň se částice podél mikrosvarů
uzavírají a spojují se jednotlivé druhy materiálů. Vzhledem k oxidaci reaktivních prvků se místo
používaného argonu provádí toto mletí ve vakuu. Posledním příkladem legování je použití
předlegovaných polotovarů /obr. 10.13d/. Tento způsob je nejen určitým kompromisem předem
uvedených způsobů, ale používá se i u směsí, kde čisté komponenty nemají vhodné technologické
vlastnosti /např. afinita ke kyslíku ap./.
Pro získání rovnoměrného a jemného rozdělení jednotlivých fází v heterogenních slitinách je
nutno proces mísení provádět co nejpečlivěji. Jakost mísení závisí na hustotě, velikosti a tvaru
částic složek, granulometrickém složení a na struktuře povrchu i vztahu složek ve směsi.
Používané mísicí agregáty se rozlišují dle výkonu vztaženému k pohybu částic.
V jednoduchých bubnových mísičích nedochází k intenzivnímu promíchávání, jsou vhodné pro
snadno mísitelné složky. K intenzivnějšímu promíchávání dochází v mísičích s pevnými nebo
otáčejícími se skříněmi, ve kterých jsou spirálová, šroubová nebo lopatková míchadla.
Rovnoměrnost (homogenitu) směsi a snížení tvoření aglomerátů je možno zlepšit použitím
plniv, jako jsou smáčivé tekutiny (např. líh). V řadě případů je nutno používat stabilizátory, které
zaručují rovnoměrnost mísení i při překročení optimální doby. Jako stabilizátory jsou vhodné různé
mazací tekutiny, které i po odpaření rozpouštědla udržují stabilizaci směsi. Tyto stabilizační přísady
však zhoršují tekutost směsí.
10.8 Úprava tvaru a velikosti prášků
Dle výrobního způsobu kovových prášků nemívají vždy tyto výchozí suroviny nejvhodnější
technologické vlastnosti (sypná hustota, lisovatelnost, tekutost, slinovatelnost). Tyto vlastnosti
ovlivňuje především tvar a velikost částic prášku.
Globulitické prášky nejsou dobře slinovatelné. Pro zvýšení kontaktní plochy povrchu prášků
se obvykle provádí jejich deformace (mletí, Coldstream proces). Úpravu tvaru a velikosti prášku
(např. mletí a třídění) je možno sloučit do jedné operace.
Granulace se provádí hlavně u jemných prášků se špatnou tekutostí (karbonylové a jemné
elektrolytické prášky). Zpracováváním výchozích částic na granule se zvyšuje sypná hustota a
zabraňuje se následnému oddělování složek. Spojování jednotlivých částic může být různé. Ze
známých způsobů granulace se nejvíce uplatňuje používání pojiv, mechanická a termická granulace.
O pojivech byla zmínka v předešlých odstavcích. Při mechanickém granulování se prášek po
předběžném lisování za nižších tlaků rozemílá na vhodnou velikost granulí. Největší rozšíření
v práškové metalurgii dosáhla termická granulace. Prášek nebo jejich směs, obvykle volně
nasypaná, se podrobuje prvotnímu slinování. Správný výběr teploty zaručuje získání aglomerátu,
176
jež se dále zpracovává (třídí, mele). V praxi se vyskytuje i kombinace jednotlivých způsobů
granulace.
177
11.0 ZHUTŇOVÁNÍ VÝROBKŮ Z PRÁŠKŮ
Požadovaného tvaru, rozměrů a vlastností výrobků z prášků se dosáhne zhutňováním.
Někdy pro rozlišení fáze slinování, vzhledem k vytváření tvaru výrobku, se používá názvu
formování. Existuje mnoho metod zhutňování prášků, ne všechny však vyhovují výrobním
podmínkám. Při vývoji nových technologií je snaha dosáhnout homogenity zhutnění v celém
objemu, minimální pórovitosti slinutého materiálu, zvětšení hmotnosti zhotovovaných výrobků
s vyšší rozmanitostí tvarů. Společně s tímto jde snaha o zvýšení výrobnosti a snížení výrobních
nákladů. V zásadě se metody zhutňování dělí na dvě skupiny :
a/ zhutňování s použitím tlaku
•
lisování
- jednočinné (jednostranné)
- dvojčinné (dvojstranné)
•
izostatické lisování
•
lisování explozí
•
válcování
•
protlačování
•
kování
b/ zhutňování bez použití tlaku
•
volné slinování prášku ve formě
•
vibrační tvarování
•
keramické lití
Z hlediska teplot dělíme procesy zhutňování na procesy za tepla a za studena.
11.1 Lisování práškových kovů
Účelem lisování je dát kovovému prášku nebo směsi přibližný tvar výrobku a relativní
hustotu (poměr hustoty výrobku k hustotě odpovídajícího kovu nebo slitiny), která závisí na účelu
výlisku. Lisování práškových kovů se tedy liší zásadně tím, že v jeho průběhu dochází trvale
k změně hustoty. V důsledku toho výchozí materiál na začátku lisování a konečný výlisek mají
v podstatě jiné vlastnosti. Změny vlastností v procese lisování zpětně ovlivňují lisovací pochod.
Lisování bylo a je současně stále nejpoužívanějším způsobem tvarování při výrobě běžných
výrobků i při zhotovování polotovarů pro kování. Obecně výchozím materiálem před lisováním je
konglomerát částic práškového kovu, kterým je vyplněna zápustka. Kontakt mezi jednotlivými
částicemi je nedokonalý a představuje často hodnotu menší jak 10-6 z celkového povrchu. To
znamená, že objem, který zaujímá sypné těleso, je vyplněný póry, kterých bývá více jak 50 % (často
70 až 85 %). Největší porezity se dosahuje tehdy, jestliže jsou částice stejné velikosti. Při různé
velikosti částic vyplní menší částice prostor mezi většími, čímž se sníží pórovitost. Na pórovitost
178
má ovšem vliv i tvar a vlastní pórovitost částic. Porovnání vlastností volně nasypaného prášku před
lisováním a po lisování je schematicky uvedené v tabulce 11.I.
Sypné těleso tvoří jakýsi přechod mezi pevným tělesem a kapalinou. Od kapaliny se ale liší
tím, že práškový kov "nezatéká" do formy tak lehce jako kapalina a není možné jej lisovat do
libovolných tvarů. Při působení tlaku nevzniká tedy v práškovém materiálu hydrostatický tlak
působící rovnoměrně ve všech směrech. Následkem pórovitosti, vzájemného tření na styčných
plochách, je značný rozdíl v tlacích. Ve směru kolmém na směr lisování dosahuje hodnot 15 až
30 %. Následkem anizotropie lisovacího tlaku dochází i k anizotropii vlastností v objemu výlisku.
Tab. 11.I: Chování částic prášků
Volně nasypané částice
Lisované částice
Uložení
částic
v důsledku Uložení částic těsnější v důsledku tlaku, který překonal adhezi
gravitačních sil volné
a tření mezi částicemi
Částice si zachovávají svůj tvar
Částice se deformují a ztrácejí původní tvar, deformace tvaru
závisí na plastických vlastnostech kovu, způsobu a velikosti
deformace
Dotyk částic je převážně bodový Dotyk částic v plochách, velikost závisí především na
lisovacím tlaku, převážně jde o kovový styk
Rozložení teploty mezi částicemi I při lisování za studena dochází v místech styku částic
je rovnovážné
k lokálnímu zvýšení teploty
Zůstávají
původní
krystalické mřížky
poruchy V místech vzájemného styku a zvýšené teploty dochází
k určitým difúzním procesům
Uvnitř částic
poruchy
původní V důsledku plastické deformace dochází uvnitř částic ke
zvýšení hustoty dislokací
jsou
Hustota je malá
Hustota vyšší, závisí na deformační schopnosti materiálu,
morfologii částic a působícím tlaku
Tvar pórů závisí na morfologii Tvar pórů závisí na způsobu lisování
částic
Všechny póry spolu souvisí
Většina pórů spolu souvisí, existují již uzavřené póry
Obr. 11.1: Schéma stadií lisování prášků /l-zásyp, 2-přemístění částic prášku, 3 až 5zhutňování vlivem deformace částic/
179
Jevy, ke kterým dochází v procesu lisování, a to jak v celém objemu, tak i v jednotlivých
částicích, byly studované různými metodami. Zjednodušeně je je možno popsat takto /obr. 11.1/.
V první etapě zhutňování se mění rozložení částic prášku jejich otáčením a přemisťováním tak, aby
částice zaplňovaly póry. Při tomto přemisťování je nutno překonat odpor, který vzniká v důsledku
vzájemného tření mezi částicemi. V další etapě probíhá zhutňování deformací povrchu částic ohlazováním a zvětšováním kontaktních ploch, rozrušováním oxidického filmu. Následkem
mechanických spojů se vytváří shluky částic. Dalším zvyšováním tlaku nastává zhutňování
objemovou deformací částic - částice mění svůj tvar, při vyčerpání plastických možností dochází
k rozrušení částic. V místech styku kovových částic může dojít i ke kovovému spoji vlivem zvýšení
teploty třením (svařování "za studena"). Je samozřejmé, že jednotlivé procesy neprobíhají
samostatně, ale navzájem se prolínají.
Obr. 11.2: Závislost poměrné hustoty na lisovacím tlaku
Prakticky se nelisuje na
vysokou hustotu ne proto, že je to
neekonomické (byl by potřebný příliš
vysoký tlak /obr. 11.2/), ale proto, že
tímto způsobem nemůžeme získat
homogenní výlisky s vysokou
hustotou. Jak již bylo uvedeno, při
lisování dochází v práškovém kovu
k nerovnoměrnému trojosému napětí.
Následkem
toho
dochází
i k nerovnoměrné deformaci částic,
z čehož vyplývá i nerovnoměrné
rozdělení pórů. Na svislém řezu
výlisku je proto možné pozorovat
menší porezitu jak na kolmém řezu ke
směru lisování.
Vlastnosti prášku mají značný vliv na výšku lisovacího tlaku. Tento vliv je tím významnější,
čím je hustota menší, resp. vyšší pórovitost. Důležitou úlohu mají oxidické vrstvy na povrchu
práškových částic. Vzhledem na svou vysokou tvrdost, neschopnost plastické deformace, se jejich
přítomností podstatně zvýší lisovací tlaky.
Vliv velikosti částic na velikost lisovacího
tlaku je nepřímý. Zvýšená disperzita částic je
obvykle doprovázená přítomností vyššího množství
oxidů, následkem toho je u jemných částic potřebné
použít vyššího lisovacího tlaku. Rozhodující je
sypná hustota. Může se stát, že práškový kov
s větším množstvím oxidů, který má větší sypnou
hustotu, vyžaduje lisovací tlak stejný jako práškový
kov bez přítomnosti oxidů s menší sypnou
hustotou.
Vliv morfologie částic na velikost lisovacího
tlaku závisí opět na sypné hustotě. Práškový kov
s hladkým povrchem stejné velikosti vykazuje
vyšší sypnou hustotu než práškový kov s reliéfním
povrchem, tedy vyžaduje nižší lisovací tlak.
Obr. 11.3:
Rozdělení hustoty výlisku
jednostranným lisováním niklového prášku
Vliv struktury částic práškového kovu se
uplatňuje hlavně při vyšších tlacích, kdy dochází
180
k jejich objemové deformaci. Závisí tedy na velikosti odporu proti plastické deformaci materiálu
prášku (jeho stavu a složení).
Jak již bylo uvedeno, rozdělení tlaku v objemu výlisku není rovnoměrné /obr. 11.3/.
V důsledku vzájemného tření mezi částicemi a tření částic o boční stěny formy dochází
k nerovnoměrnému rozdělení tlaku a tím i k různé hustotě v místech výrobku. K zmenšování
hodnot tlaku dochází tedy jednak v závislosti vzdálenosti od razníku, jednak v závislosti vzdálenosti
od stěny. V obou případech se zmenšuje s rostoucí vzdáleností. Vztah mezi aplikovaným tlakem a
jeho rozložením v objemu výlisku matematicky formulovali mnozí autoři.
Za předpokladu, že působící axiální tlak je rovnoměrně rozložený na příčných řezech
výlisku a že vyvolává radiální tlak na stěnu zápustky rovný:
p r = β .p
p h = p − 2.β .µ .h .R
byl odvozený vztah:
p - působící axiální tlak, pr - radiální tlak na stěnu zápustky, ph - axiální tlak v hloubce h, µ tření mezi částicemi, ß – koeficient,
R poloměr výlisku
Stejný vztah byl uveden Ballhausenem,
s tím rozdílem, že závislost mezi axiálním a
radiálním tlakem je vyjádřena jako tg α. Úhel α,
je úhel pod kterým se axiální tlak přenáší
vzájemnou interakcí částic na stěny zápustky.
Podle názoru některých autorů je závislý na
uspořádání částic a při malých úhlech může být
identický se sypným úhlem.
Také významem a vztahem koeficientů
ß a µ se zabývala řada autorů. Pro složité
matematické formulace vycházeli ze vztahu, že
uvedené koeficienty jsou nezávislé na působícím
tlaku resp. objemové hustoty výlisku. Koeficient
tření mezi částicemi a stěnou zápustky nemůže
být konstantní už jenom proto, že se vzrůstající
hustotou výlisku se zvětšuje kontaktní plocha
mezi částicemi a stěnou zápustky. Podle
provedených měření bylo zjištěno, že koeficient
úměrnosti mezi axiálním a radiálním tlakem ß
roste se zvyšujícím se axiálním tlakem. Není
zcela ověřena ani přímková závislost axiálního a
radiálního tlaku.
0br. 11.4:
Schéma variant dvoustranného
lisování: a-matrice pevná, razníky pohyblivé;
b-matrice
odpružená,
spodní
razník
nepohyblivý; c-řízený zdvih matrice, spodní
razník nepohyblivý /uvolnění výrobku
1vytlačováním, 2-posunem matrice /
Nerovnoměrnost rozložení tlaku ve
výlisku ve vertikálním i horizontálním směru
způsobuje, že výlisek při vytlačování z matrice
nebo po rozlomení se rozpadá na horizontální
vrstvy "talířového" typu. Podle některých autorů
vznikají při lisování ve výlisku parabolické
plochy, ve kterých chybí tangenciální složka
napětí. Na těchto plochách nedochází ke
smykovému pohybu částic a tím ani ke vzniku
svarových spojů za studena.
181
Existence radiálního tlaku způsobuje, že po uvolnění lisovacího tlaku elastické radiální
napětí ve výlisku zůstává. Původní elastické rozšíření matrice tento napěťový stav ještě zvětšuje.
Elastická složka se částečně může uvolnit prodloužením výlisku v axiálním směru, avšak
v radiálním směru zůstává tento stav (napěťový) zachovaný a je určený pevností vazby mezi
částicemi a jejich odporem vůči plastické deformaci, jakož i podílem elastické deformace
z deformace celkové. Na tomto napěťovém stavu se nepodílí jen vlastní částice, ale i v pórech
stlačený plyn. Při vytlačování výlisku ze zápustky je potřebné tento napěťový stav překonat. Za
nepříznivých okolností mohou při vytlačování vznikat napěťové pole, ve kterých hodnota napětí
překročí mez pevnosti výlisku a způsobí jeho poškození.
Nerovnoměrné rozložení tlaku ovlivňuje i volbu technologie lisování. Nejjednodušší a také
nejvíce nehomogenní je lisování jednostranné. V případech, kdy poměr průměru výlisku k jeho
výšce je příliš velký, takže rozdíl ve vlastnostech v jednotlivých vzdálenostech od razníku by byl
nepřijatelný, se používá lisování dvojstranného, tj. tlak se vytváří současně horním a spodním
razníkem /obr. 11.4/. Tím dosáhneme rovnoměrnějšího zhutnění (rovnoměrnější rozdělení tlaku a
tím homogennější vlastnosti). U součástí s různou nebo odstupňovanou výškou je vhodné použití
lisování se samostatnými pohyblivými lisovníky u nichž velikost odstupňování musí být tolikrát
větší, kolikrát se zmenší objem prášku /obr. 11.5/. Nerovnoměrné rozdělení tlaku může význačně
ovlivnit použití maziva nebo plastifikátoru. V případě jejich použití se může pokles napětí směrem
od razníku snížit dvoj- až šestinásobně.
Důležitou technologickou
operací je plnění zápustky práškem.
V praxi je možné provádět podle
hmotnosti nebo podle objemu.
V prvém případě se pro každý
výlisek odvažuje potřebné množství
práškového materiálu zvlášť. Tento
způsob je značně zdlouhavý,
neproduktivní, ale volí se tehdy,
když je nízká tekutost prášku. V tom
případě by mohlo dojít k vytvoření
dutin při plnění a v konečném stavu
k velkým objemovým změnám a
výlisky by vykazovaly různou
hustotu. Tímto způsobem se
zpracovávají hlavně vysokotavitelné
kovy a slinuté karbidy. Plnění podle
objemu je běžným způsobem při
výrobě konstrukčních součástek
z práškových kovů. Abychom
dosáhli dobré reprodukovatelnosti
(stejných vlastností u všech výlisků)
je nutné, aby výchozí surovina
(prášek) měla stále stejné vlastnosti,
především sypnou hustotu a tekutost.
Obr. 11.5: Schéma dutin lisovacího nástroje pro různé
druhy výlisků
182
Vlastní lisování je možné
provádět buď použitím stálého
lisovacího tlaku (maximálního) nebo
na stálou výšku výlisku.
Lisování stálým tlakem se provádí na hydraulických lisech, které se nastaví na požadovaný
maximální lisovací tlak. Takto vyrobené výlisky mohou vykazovat určité rozdíly ve výšce, jejichž
původ nutno hledat v rozdílných vlastnostech výchozího práškového materiálu . Lisování na stálou
výšku se provádí na mechanických lisech s konstantně nastaveným zdvihem razníku. U těchto
výlisků se rozdíly v jakosti výchozí suroviny projeví ve změnách hustoty získaných výlisků.
V praxi je často nutno vypočítat sypnou výšku a potřebnou lisovací sílu konkrétního
H v = H s .q
výrobku. Při výpočtu potřebné sypné výšky vycházíme ze vztahu:
Hv - sypná výška /mm/, Hs - výška vylisované součástky /mm/, q - součinitel plnění
q=
k
,
s
k - hustota kompaktního tělesa /kg.m-3/, s - sypná hustota práškového materiálu /kg.m-3/
Obvyklé hodnoty součinitele plnění se pohybují v rozsahu 2 až 4.
Při výpočtu lisovací síly (rozhodování velikosti lisu) pro zhotovení výlisku daných rozměrů a
F = S.p
požadované hustoty, vycházíme z celkové lisovací plochy :
F - lisovací síla /N/, S - celková lisovaná plocha /m2/, p - lisovací tlak /N.m-2/
Hodnota lisovacích tlaků se pohybuje v širokém rozmezí a závisí především na druhu
zpracovávaného kovového prášku a zejména na požadované výsledné pórovitosti. Např. pro
lisování ložisek z práškového železa se používá tlak 200 až 400 MPa, pro zhotovení ocelových
konstrukčních součástí 500 až 800 MPa.
Pro praxi je důležitá znalost vztahu mezi hustotou výlisku a lisovacím tlakem, stejně jako
poznání všech faktorů, které tento vztah ovlivňují. První matematické vyjádření experimentální
závislosti hustoty výlisku na lisovacím tlaku předložil Walker a Balšin ln p = − a. ln V + ln σ k
V - relativní objem výlisku
V=
lisovací tlak, σk - kritické napětí
1
, P – pórovitost, a - konstanta (blíže neanalyzovaná), p 1− P
Hodnotu σk nepovažuje autor za konstantu, ale za hodnotu, která se mění v závislosti na
materiálu a stupni zhutnění.
Jiní autoři (Shapiro,
Kolthoff) vyjádřili změnu
pórovitosti v závislosti na
lisovacím tlaku vztahem :
( − K .∆ p )
P = Po
P - pórovitost při tlaku p, Po pórovitost extrapolovaná pro
tlak po = 0, K - empirická
konstanta
Obr. 11.6: Teoretická a skutečná závislost pórovitosti na
lisovacím tlaku
183
Tento
vztah,
v literatuře často označovaný
jako "KSK" rovnice, vyjadřuje,
že lisovatelnost práškových
kovů, resp. změna pórovitosti
je úměrná okamžité hodnotě
pórovitosti:
 dP 
 = K .P
− 
 dp 
Dá se předpokládat, že funkce K je spojená s deformační schopností materiálu. Grafickým
zpracováním rovnice "KSK" v logaritmickém tvaru je přímka se směrnicí K /obr. 11.6/. Většina
lisovacích křivek práškových kovů v oblasti středních tlaků souhlasí s přímkovou (lineární) částí.
Při nízkých a vysokých tlacích vyjádření podle "KSK" dává nižší hodnoty pórovitosti, než jsou
hodnoty experimentálně zjištěné.
Vytvořit univerzální rovnici pro lisování se zatím nepodařilo. Je to pochopitelné, protože jde
na jedné straně o různé druhy materiálů, značný rozsah lisovacích tlaků a protože vlastní lisování je
vícestupňový
proces,
jehož
jednotlivé etapy, řízené různými
mechanismy se mohou navzájem
překrývat.
Obr. 11.7: Příklady technologičnosti konstrukce slinovaných
výrobků
V konstrukci součástí
vyráběných
lisováním
z kovových prášků je nutné brát
ohled na výrobní technologii, tj.
možnosti tvarování součástí a
jejich citlivost k vrubům.
Obvykle
při
lisování
v zápustkách by rozměry
výrobku měly odpovídat poměru
D/H = 2 až 3. Lisováním je
obtížné vytvářet otvory nebo
zápichy kolmé ke směru lisování.
Je třeba odstranit slabé stěny a
prudké přechody v průřezech
výrobků. Na obr. 11.7 jsou
ukázky
technologičnosti
konstrukce součástí vyráběných
práškovou metalurgií.
Obr. 11.8: Schéma ohřevu při lisování za tepla /1-nepřímý odporový
ohřev, 2-přímý odporový ohřev, 3-přímý odporový ohřev matrice, 4indukční ohřev/
184
Lisování
práškových
kovů
lze
provádět i za vyšších
teplot.
Protože
při
zvýšených
teplotách
mohou zároveň probíhat i
procesy
slinování,
je
možné
tento
způsob
výroby nazývat slinování
pod tlakem nebo lisování
za
tepla.
Materiál
lisovacích forem musí
odpovídat
používaným
teplotám (žáropevné oceli
do 600 0C, výše keramické
ev. grafitové materiály).
Ohřev možno uskutečnit
různými způsoby /obr. 11.8/. Slinování pod tlakem se používá pouze pro prášky s nízkou
lisovatelností nebo slinovatelností. Nízká výrobnost a vysoké opotřebování matric jsou hlavními
nevýhodami tohoto způsobu.
11.2 Izostatické lisování
V literatuře je často označováno jako CIP
(Cold Izostatic Pressing) nebo HIP (Hot Izostatic
Pressing). Prudký rozvoj izostatického lisování za
posledních 15 let rozšířil možnost použití práškové
metalurgie i pro výrobu rozměrově velkých detailů a
hmotnosti 1000 kg a často složitých tvarů.
V důsledku toho, je možno tvrdit, že prášková
metalurgie vstupuje do stadia srovnatelného
s klasickou metalurgií.
Obr. 11.9: Schéma izostatického lisování
/1-horní uzávěr, 2-vysokotlaká komora, 4tlaková kapalina, 5-plastická forma, 6perforovaná forma, 7-spodní uzávěr, 8přívod tlakové kapaliny, 9-odvod kapaliny/
Potřebný lisovací tlak se obvykle získá
pomocí kapaliny nebo plynu prostřednictvím
elastického pouzdra /obr. 11.9/. Toto pouzdro musí
mít specielní vlastnosti. Za vysokého tlaku se musí
chovat jako kapalina, aby přenášelo tlak na práškový
kov izostaticky. Za normálního tlaku naopak se musí
chovat jako pevná látka, aby i po naplnění
práškovým kovem si udrželo svůj tvar shodný
s požadovaným tvarem výrobku. Ani po spékání
nesmí dojít ke vzájemné reakci mezi práškovým
kovem a pouzdrem. Také po ukončení slinovacího
procesu, při snímání pouzdra, nesmí dojít
k poškození povrchu výrobku, resp. ke změně jeho
tvaru. Současně pouzdro má být co možno
nejlevnější. Ideální materiál, který by měl všechny
tyto vlastnosti zatím neexistuje. Pro tvarově
jednoduché součástky a lisování za studena se běžně
používá kaučuk.
Při porovnání mechanických vlastností získaných izostatickým lisováním s vlastnostmi
získanými klasickými způsoby lisování, bylo zjištěné, že mechanické vlastnosti získané
izostatickým lisováním jsou vyšší (pevnostní i plastické). Mimo rovnoměrnosti působícího tlaku,
odstranění třecích sil o stěny lisovací formy, tkví největší přednost této metody v tom, že je možné
lisovat práškové kovy, které klasickým způsobem v podstatě není možné lisovat. Týká se to
především velmi hrubých a velmi jemných práškových kovů, jako i práškových kovů, jež se
vyznačují vysokými hodnotami tvrdosti.
Z hlediska současné praxe nabývá největší význam izostatické lisování za tepla. Používá se
buďto jako primární proces zhutňování práškových kovů, zejména u náročných součástek
v leteckém průmyslu, nebo jej možno použít jako druhé operace po lisování za studena (není nutný
kontejner). V obou případech se jedná o zhutnění prášku na téměř teoretickou hustotu.
Příkladem izostatického lisování je výroba titanových detailů, kde mimo požadavek vysoké
únavové pevnosti,hraje roli i vysoká afinita ke kyslíku. Po zaplnění kontejneru práškem se provádí
jeho dvoustupňová evakuace. Kontejner se hermeticky uzavře a vloží do izostatického prostoru lisu.
185
Tlak se přenáší pomocí inertního plynu nebo pomocného media. Při ohřevu kontejneru se tlak
zvyšuje. Kritickým problémem je vhodnost materiálu kontejneru. Kovová pouzdra svařená
z tenkých plechů musí mít dobré plastické vlastnosti i dobrou svařitelnost (hledisko výroby). Mimo
kovových kontejnerů se pro vyšší teploty používá i keramických forem vyráběných na principu
výroby přesných odlitků do skořepinových forem, jež se vyrábí postupem vytavitelného modelu
z vosku. Voskový model musí svou velikostí a tvarem respektovat smrštění během zhutňování
práškového kovu (asi 35 %). Hlavním problémem je inertnost a plasticita materiálu vyráběné
skořepiny. Místo keramické skořepinové formy lze voskový model pokovit (obvykle niklovat), tím
se vytvoří kovový kontejner včetně otvorů pro odvod vosku a násyp prášku.
11.3 Válcování
Pro výrobu pásů a plechů ze slinutých
práškových kovů se práškový kov přivádí přímo
mezi horizontální vedle sebe umístěné válce.
Válcování je možno porovnat s dvoustranným
lisováním. Tloušťka získaného pásu je závislá na
vzdálenosti válců, na velikosti práškových částic a
na průměru použitých válců. Pro válcování platí
Evansův vztah /obr. 11.10/ :
h o = 2R ( 1 − cos α ) + h1
Obr. 11.10: Schéma válcování prášků /lnezhutněný prášek, 2-zóna zhutňování /
ho, h1 - vstupní a konečná tloušťka pásu, α - úhel
záběru, R - poloměr válců
Úhel záběru souvisí s vlastnostmi vstupního prášku.
Po válcování následuje slinování v průběžné peci,
kde používané teploty jsou o několik set stupňů vyšší než při obvyklém slinování. Nutnost použití
vyšších teplot souvisí s rychlostí pohybu pásků. Vyšší teplotou se urychlují difúzní procesy, které
musí proběhnout v relativně krátkém časovém úseku (např. u práškového železa místo 1000 0C až
Obr. 11.11: Schéma plynulého /a/ a přetržitého /b/ válcování práškových pásků / 1válcování, 2-slinování, 3-válcování za studena, 4-žíhání, 5- navinutí pásku /
186
cca 1400 0C). V průmyslové výrobě je možno sloučit do jedné technologické operace nejen vlastní
válcování a slinování, ale i následující válcování za studena s mezižíháním, čímž je možno
dosáhnout téměř bezporézního pásku /obr. 11.11/.
Výroba pásů z prášků válcováním má své výhody spočívající v nižším počtu průchodů při
výrobě tenkých pásků. Avšak vysoká cena vstupních prášků a především malá rychlost válcování,
která nepřesahuje 0,05 m.s-1 (tj. 200 až 400 krát nižší vůči kompaktnímu materiálu) jsou nevýhodou
této technologie. Pro výrobu pórovitých pásů nebo pásů z těžkotvařitelných materiálů je tento
způsob jedinou možnou technologií (magnetické pásky).
Válcováním práškových
kovů je možno vyrábět bimetalické
i vícekomponentní pásky /obr.
11.12/. Princip spočívá v tom, že
do prostoru válců se nanáší
současně požadované komponenty.
Podmínkou této technologie je, že
teplota slinování musí být pro
všechny komponenty stejná.
Na podobném principu je
založená i výroba pásků, u kterých
je
jedna
vrstva
vytvořena
kompaktním kovem a druhou tvoří práškový kov. Po naválcování práškového kovu následuje
slinování. Princip výroby kluzných ložisek pro automobilový a letecký průmysl spočívá v tom, že
na ocelový předem poměděný pásek (pro získání difúzního spoje) se nanese vrstva prášku
olověného bronzu, která se průchodem pecí slinuje. Po válcování na požadovanou tloušťku
následuje druhé slinování.
Obr. 11.12: Schéma výroby práškových pásků /1-bimetalický,
2-trimetalický, 3-naválcování kovové podložky/
11.4 Protlačování
Mimo lisování v zápustkách a válcování je možné práškové kovy zhutňovat protlačováním.
Tímto způsobem možno tvarovat součásti za studena i za tepla. Protlačováním se většinou tvarují
profilové polotovary, trubky a tyče
ev. součásti s poměrně velkou
délkou (ve vztahu k průřezu), jež
jsou nevhodné k lisování.
Obr. 11.13: Schéma izostatického protlačování /1-pracovní
válec, 2-píst, 3-tlaková kapalina, 4-tlaková vložka, 5matrice, 6-těsnění, 7-opěrná deska, 8-tvářený polotovar, 9výrobek /
187
V prvém případě (za studena)
se směsi prášků a plastifikátoru
protlačují ústím, které má průřez
budoucího výrobku. Takto se
zpracovávají materiály, které možno
získat pouze práškovou metalurgií
(např. tvrdé a vysokotavitelné slitiny
a hlavně výrobky průmyslové
keramiky). V keramické technologii
je také tento způsob nejvíce rozšířen
a často bývá nazýván tažením.
Směsi obsahují 15 až 30 %
plastifikátoru. Jako plastifikátoru se
nejčastěji používá škrobový maz, gelovité formy acetylcelulózy nebo jílovité přísady (bentonit). Pro
tvarování tyčí a trubek karbidu křemíku se používá jako plastifikátoru dehtovitých látek
(protlačování se provádí za zvýšené teploty v těstovitém stavu, zchladnutím se výrobek zpevní).
U kovových prášků bývá plastifikátorem parafin ev. vosk. Důležitou úlohu při zpracování hraje
odvzdušnění těsta a homogenizace plastifikátoru. Protože zpracování kovových prášků je obtížné
(nízké výkony, odstraňování plastifikátoru), využívá se technologie protlačování pro polotovary
vyrobené předlisováním ev. předběžným slinováním.
Síla potřebná pro protlačování se vytváří buďto písty nebo šneky. Moderní zařízení
používají izostatického protlačování /obr. 11.13/. Rychlosti protlačování práškových materiálů
bývají poměrně velmi nízké 5-10 mm.min-1. Vysoké rychlosti používané pro hutný materiál jsou
obtížně technologicky zvládnutelné protože mimo jiné vedou k nerovnoměrnému rozdělení tlaku
v příčném průřezu.
Protlačování za tepla je v mnohých aspektech analogické protlačování kompaktních
materiálů. Stejně jako u protlačování za studena je možno i za tepla protlačovat buďto přímo
práškové materiály (obvykle v evakuovaných pouzdrech) nebo předlisované (předslinované)
polotovary. Při vhodném tvaru ústí (matrice) dochází při vytlačování následkem turbulentního
proudění materiálu k jeho dobrému promíchávání. Toto a velmi silná deformace dovoluje
v některých případech rozbít oxidické filmy a zabezpečit kovové kontakty částic. Protlačováním za
tepla lze tedy vyrobit hutné a pevné detaily z hliníku, titanu, hořčíku i rychlořezné oceli.
11.5 Lisování explozí
Moderní vysokorychlostní metody tváření jsou současně uplatňovány i pro zhutňování
v práškové metalurgii. Nejvíce se používá lisování výbuchem. Tlaková vlna působí buďto přímo na
práškový kov umístěný v plastickém pouzdře nebo na razník (píst). Následkem vysokých rychlostí
zhutňování se částice silně plasticky deformují a zpevňují, na stykových plochách částic může
docházet k prudkému zvýšení teploty. Zvýšená rychlost zhutňování vede k rovnoměrnější hustotě
výrobku a následně vlivem vysoké "aktivity" při slinování, ke zlepšení mechanických vlastností.
Pro získání tlakové vlny se používá i elektrického výboje, ev. impulzních
elektromagnetických polí. Moderní způsob zpracování prášků (elektrojiskrové lisování) spojuje
procesy lisování a slinování. Vznikajícími jiskrovými výboji ve výrobku se z částic odstraňuje
oxidický film a vytváří se kovové spoje. Teplota následujících výbojů působí silně na další růst
kontaktů, že již během několika vteřin získáme takřka kompaktní výrobek.
11.6 Kování práškových kovů
Principiálně můžeme provádět buďto kování neslinovaného výlisku (mluvíme o kování
prášků) nebo výlisku slinovaného. V anglické literatuře je rozlišení jasnější "powder-forging" ev.
"sinter-forging". Je všeobecně známo, že snaha o docílení fyzikálních a mechanických vlastností
kompaktního materiálu je podmíněna získáním i hustoty na úrovni kompaktního materiálu.
Pevnostní vlastnosti, houževnatost a únavové vlastnosti prudce vzrůstají eliminací posledních
procent zbytkové pórovitosti. Vývoj spékaných ocelí se toto snažil uskutečnit dvojím způsobem:
•
infiltrací
•
technologií dvojitého lisování a slinování
188
Obě metody však neumožňují získat požadovanou hustotu. Hlavním faktorem limitujícím
získanou hustotu při tváření za studena je zpevnění částic. Zhutňování deformací za tepla ovšem
umožňuje dosáhnout hustoty až 99,5 % srovnatelnými s kompaktním materiálem v litém stavu,
případně lepšími.
Typické schéma výroby strojních součástí kováním za tepla je na obr. 11.14. Výlisek tvaru
podobnému finálnímu výrobku, získaný lisováním za studena na hustotu okolo 80 % kompaktního
materiálu, je ohřívaný v ochranné atmosféře a za tepla kovaný na konečný rozměr. V případě
možnosti je kovací teplota využita na tepelné zpracování. Modifikací tohoto způsobu je ohřev na
kovací teplotu indukčním způsobem bez ochranné atmosféry. Technologické operace navazující na
sebe můžeme schematicky napsat:
práškový kov - směšování (mazadlo, grafit, legující prvky) - lisování předlisku - ohřev (za
účelem vypálení maziva) -- slinování (může být vynechané) - kování (obvykle na jednu operaci) závěrečné operace (tepelné zpracování, broušení ap.)
Obr. 11.14: Schéma výroby kováním za tepla /1-zásobník
prášku, 2-lisování (předlisek), 3-slinování, 4-kování, 5kalení, 6-výkovek /
Hlavní rozdíl jednotlivých
modifikací je ve způsobech a
množství jednotlivých ohřevů.
Volba různých technologií je dosti
složitá. Výhoda indukčního ohřevu
spočívá v rychlosti, jednoduchosti a
vysoké účinnosti. Na druhé straně
je nutno uvažovat obtíže ohřevu
součástek nepravidelného tvaru,
nerovnoměrnost ohřevu po průřezu
součásti a možnost vzniku trhlin
vlivem vysoké rychlosti ohřevu.
Vzhledem k uvedeným problémům
a také s přihlédnutím k oxidaci
práškových výrobků se dosti dává
přednost
ohřevu
v
pecních
zařízeních
s
kontrolovanou
ochrannou atmosférou.
11.7 Zhutňování bez použití tlaku
Účelem těchto technologií, jako předchozích, je dát práškové hmotě tvar budoucí součásti
do té doby než získá dostatečnou pevnost slinováním. Zhutňování bez použití tlaku si zaslouží
určitou pozornost, protože v některých případech je možno se obejít bez nákladných lisů a
lisovacích zařízení. Mimo rozšířené použití těchto metod v keramickém průmyslu a při výrobě
specielních výrobků, je těmito způsoby možno vyrábět součástky i v poměrně malých sériích za
ještě vyhovujících ekonomických podmínek. Stejně tak jsou tyto metody vhodné pro výrobky
větších rozměrů.
Volné slinování ve formě.
Zásyp kovového prášku do formy, ve které bude uskutečněno slinování, je nejjednodušším
způsobem tvarování. Pouhým zásypem je zhutnění prakticky nulové (sypná hustota) a vysoká
pórovitost. Při slinování je proto nutno počítat s velkým smrštěním výrobků. Tohoto způsobu
tvarování se nejčastěji používá při výrobě vysokoporézních kovových filtrů. Materiál formy nesmí
189
reagovat s částicemi prášku při teplotě slinování. Podle
druhu prášku se tedy používají formy ocelové, grafitové
nebo keramické. Podmínky slinování se volí tak, abychom
získali požadovanou pevnost a pórovitost hotového
výrobku. Pro snadnější oddělování prášku od formy se
někdy používá nátěr dělící suspenzí.
Zhutňování vibrací.
Obr. 11.15: Vliv frekvence vibrací na
pórovitost volně sypaného ZrO2 /1/ a
uhelného prášku /2/
Rozmístnění částic nepravidelného tvaru v zásypu
má náhodný charakter, jež se vyznačuje shluky ("lávkami"
a "říčkami"), mezi kterými jsou volné prostory. Střásáním
se tyto shluky rozrušují a hustota zhutnění se zvětšuje. Při
zvětšování kmitočtu a amplitudy vibrací dosáhne zhutnění
určitého maxima. Další zvyšování vibrační energie vede,
následkem pružných deformací částic, ke snižování hustoty
/obr. 11.15/. Zhutňování vibrací může dávat stejné
výsledky jako klasické lisování. Přesto však v průmyslové
výrobě (mimo jaderného topiva) není tato technologie
rozšířena.
Metoda keramického lití.
Je rozšířena v keramickém průmyslu a nazývá se též metodou lití kaše (břečky), kterou se
označuje směs jílu v nosné kapalině, nejčastěji vodě. Při přípravě kaše (břečky) z práškových kovů
platí stejná zásada jako v keramice, tj. dlouhodobé udržení částic bez usazování. Stabilita suspenze
je tím větší, čím je jemnější prášek a čím je větší viskozita nosné kapaliny. Pro zvýšení viskozity a
stabilitu břečky se k vodním suspenzím přidávají soli alginové
kyseliny (alginát sodný). Viskozita suspenze závisí též na
hodnotě pH.
Lití břečky se provádí dvěma způsoby. U obou případů
se používá vysušené pórovité sádrové formy, která odsaje
kapalinu ze suspenze. V prvém případě /obr. 11.16/ při výrobě
dutých předmětů, se po vytvoření dostatečně silných stěn
výrobku (odsáváním kapaliny formou) zbytek suspenze vylije.
Po vysušení je možno výrobek vyjmout
z formy. Druhý
případ je obdobný slévárenské technologii, kdy při lití dojde k
úplnému vyplnění formy. Sušení probíhá nejprve v sádrové
formě (smrštění a oddělení odlitku). Vyjímání v částečně
vlhkém stavu je vhodné pro vyšší pružnost odlitku.
Keramicky odlité výrobky vykazují rovnoměrnou, ale
dosti vysokou pórovitost. Přesnost výrobků je nízká
následkem tolerancí sádrových forem a velkých smrštění při
sušení a slinování. Tato technologie je výhodná pro kusovou a
malosériovou výrobu. Dlouhé doby usazování, různost forem a
jejich skladování jsou příčiny bránící hromadné výrobě.
Obr. 11.16: Schéma keramického
lití /1-dělená sádrová forma, 2výrobek,
3-zbytek
suspenze
(břečky) /
Metoda "horkého lití".
Našla také uplatnění v keramické výrobě. Směs neplastického prášku s plastifikátorem (až
25 %) se za zvýšené teploty nebo pod tlakem vstřikuje do předehřáté formy (nad 60 0C). Po
ochlazení lze vyjmutý odlitek dále zpracovávat. Jako plastifikátoru se nejčastěji používá směs
190
vosku a parafinu. Jeho odstranění se provádí ohřevem odlitku v jemnozrnném prášku nad bod tání
plastifikátoru.
Do této skupiny metod patří i metoda modelování plastické suspenze. Předpokladem je
vytvoření spolu s práškem plastické suspenze, kde plastifikátor nemusí být odstraněn před
slinováním. Během slinování musí tedy dojít k odpaření pojiva, aniž by docházelo k porušení
výrobku. Zatím se podařilo tímto způsobem vyrobit malé předměty, kde jako pojiva bylo použito
polystyrénu (rozpuštěného v tetrahydronaftalenu). Pro větší předměty jak 50 mm není tuhost
suspenze dostatečná.
191
12.0 SLINOVÁNÍ
Pevnost práškových polotovarů vyrobených obvyklým způsobem tvarování za studena
nebývá vyhovující. Konečných vhodných vlastností lze dosáhnout slinováním, tj. tepelným
zpracováním při homologických teplotách 0,65 až 0,80 složky s nejvyšší teplotou tavení.
V minulosti bývalo toto zpracování někdy nazýváno spékáním nebo sintrováním. Slinováním se
zvětšuje soudržnost výlisku zvětšením styčných ploch mezi částicemi, vytvořením slitin (popř.
sloučenin) v místě styku a odstraněním deformačního zpevnění z výroby prášků i zhutňování.
Slinování vede tedy ke vzniku kovového tělesa při teplotách pod teplotou tavení prášku.
Výrobky, u kterých je přípustná ev. žádaná porezita se slinují obvykle jednou. Při vyšších
nárocích se provádí slinování vícekrát, nejčastěji dvakrát (mluvíme o předslinování). Je-li výrobek
při slinování podroben tlaku, mluvíme o slinování pod tlakem. U vícesložkových soustav se teplota
slinování řídí teplotou složky s nejvyšší teplotou tavení. V některých případech tato teplota
převyšuje teplotu tavení jiné složky soustavy, v tom případě mluvíme o slinování za vzniku kapalné
fáze. Takovou fází může být i eutektikum, ať již vzniká přechodně nebo jako trvalá fáze v procesu
slinování.
Slinování se realizuje difúzní cestou a proto jsou rozhodujícími faktory teplota a čas. Jako
vlastnost hodnotící efekt slinování je obvykle hustota, pevnost, ale mohou to být i některé
z fyzikálních veličin. Z energetického hlediska je slinování proces, při kterém vlivem teploty, času
ev. jiných faktorů dochází k poklesu vysoké hladiny celkové volné energie soustavy na minimální,
za daných podmínek dosažitelnou hodnotu. Není však jednotný názor na mechanismus transportu
materiálu, který je odpovědný za pokles celkového měrného povrchu a tedy i celkové volné energie.
Z tohoto pohledu proces slinování rozdělujeme na dvě nebo tři základní etapy:
•
tvorbu a růst mezičásticových spojení
•
zmenšování objemu spojitých pórů ev.
•
zmenšování izolovaných pórů
Obecně
úlohou
fenomenologické teorie slinování je
vyjádřit jak se některé ze základních
vlastností mění v závislosti na
proměnných jako jsou čas, teplota
atd. Obvykle za základní vlastnost
se bere zmenšování pórovitosti
(objemové změny), méně častěji
hodnota meze pevnosti Rm. Je tedy
možno vyjádřit:
∆V
= f ( τ , T, p , ν , σ
V
Obr. 12.1: Závislost změny objemu na konstantním čase
192
x
)
τ - čas, T - absolutní teplota, p –
tlak, ν- chemický potenciál, σx povrchové a mezipovrchové napětí
12.1 Slinování jednosložkových
soustav
Obr. 12.2: Závislost změny objemu na konstantní teplotě
U jednosložkových soustav
přichází do úvahy pouze slinování
v tuhém stavu. Experimentálně bylo
zjištěny obecné závislosti změn
objemu při konstantní teplotě nebo
času slinování /obr. 12.1 a 12.2/.
Z grafů je patrné, že existuje určitá
minimální teplota Tmin, pod kterou
nedochází
k
pozorovatelným
objemovým
změnám,
tedy
v obecnějším slova smyslu ke
slinování. Dále bylo zjištěno, že
objemové změny v pokročilých
stadiích slinování
jsou málo výrazné a
získání požadované
hustoty je obtížné.
I u jednosložkové
soustavy je velmi
obtížné
vyjádřit
analyticky
výše
uvedený
vztah.
Obecně
přichází
v
procese
slinování
Obr. 12.3: Schéma stadií slinování dvou sférických částic
do
úvahy
více
mechanismů pro přenos hmoty, kterými se vytváří jednotlivé kontakty, dochází k jejich růstu a
snižování celkové pórovitosti. I když v neslinovaném materiálu je každá částice v kontaktu
s několika dalšími částicemi, proces růstu kontaktů se v prvém přiblížení ukazuje jako lokální.
Proto také základní znaky kinetiky růstu mezičásticových spojení při slinování se analyzují na
dvoučásticových kulových modelech /obr. 12.3/.
Dvě kulové částice o poloměru r0 mají tendenci vytvořit společnou kouli o poloměru rf
cestou zmenšení celkového povrchu. Vytváření a rozvoj spojení v krčku je působením kapilárních
sil. Pro vypouklou plochu koule (nebo pro vnitřní tlak kulovitého póru) tlak p je roven :
p=
2γ
r
γ - povrchová energie
Pro vydutou plochu krčku (se zápornou křivkou poloměru ρ) platí:
p=
γ
x.ρ
Z uvedených rovnic vyplývá, že na povrchu koule působí tlakové (kladné) Laplaceovo
napětí a na poloměru krčku záporné - tahové. U amorfních polymerů mohou tyto kapilární síly vést
k viskóznímu tečení tj. k přenosu hmoty molekul.
Stejně tak jako kapilární síly je rovnice Kelvinova :
193
pa = p0 +
2 γ .V0
k .T.a
pa , p0 - tlak par nad křivkovým resp. plochým povrchem, V0 - objem atomu, a - poloměr křivky,
k - Boltzmanova konstanta
∆p=
Změna tlaku par p je tedy rovna :
2γ .V0 .p 0
k .T.a
Použitím této rovnice zjišťujeme, že na vypuklých površích dochází k sublimaci a na
vydutých částech krčku ke kondenzaci. Tento mechanismus přenosu hmoty nezískal při slinování
velkého významu.
Analogicky k tomuto modelu, vzhledem k tuhé fázi, bylo použito místo tlaku par
koncentrace vakancí (C0, Ca) u plochého ev. křivého povrchu. Potom je možno psát :
Ca = C0 +
2 γ .V0
k .T.a
resp.
C=
2γ . v 0 .C0
k .T.a
v0 - objem vakancí
Koncentrace vakancí Ca na vyduté ploše je vyšší než na ploše vypuklé C0.
Z rovnic vyplývá, že oblasti pod tahovým napětím (vyduté) následkem přebytku vakancí
slouží jako jejich zdroje a oblasti tlakové (vypuklé a hranice zrn) jako anihilátory. Ekvivalentní tok
vakancí, protiběžný toku atomů, zesiluje spojování částic pomocí objemové nebo povrchové difúze.
Kuczynski realizoval teoretickou analýzu možných mechanismů transportu hmoty při
izotermickém slinování. Odvodil vztah pro změnu poloměru kontaktu mezi dvěma částicemi a
ρ n = A.f ( T )
formuloval na základě difúzních mechanismů rovnici :
A.f(T) - funkce teploty, jejíž tvar závisí na geometrii a konstantách, n - exponent, jehož hodnota
závisí na mechanismu transportu materiálu
•
n = 2 pro mechanismus viskózního tečení
•
n = 3 pro transport atomů sublimací a kondenzací
•
n = 5 pro mechanismus objemové difúze
•
n = 7 pro mechanismus povrchové difúze
Schéma jednotlivých
druhů migrací vakancí je
ukázáno na obr. 12.4.
K anihilaci vakancí může
docházet na hranicích zrn
(místech vysoké koncentrace
poruch),
kde
je
vyšší
koeficient difúze než uvnitř
krystalu. Přenos hmoty může
být způsoben dislokacemi,
které působí jako anihilátory
a)
b)
c)
d)
vakancí při konzervativním
Obr. 12.4: Schéma možných migrací vakancí ve dvoučásticovém
pohybu (šplhání). Objemová
modelu /a - l = 0, r < r0; b - l = 0, r = r0; c - l = 0, r < r0; d - l =
difúze, případně difúze po
0, r < r0/
hranicích zrn, zaujímá nejvíce
pozornosti. Základní představou je putování vakancí, proti kterým se pohybuje proud atomů. Tato
představa předpokládá koncentrační spád vakancí. ustálený proud může existovat pouze tehdy, jestli
ze zdroje do mřížky jich vstupuje stejné množství jako je anihilováno.
194
Čím více se vzdalujeme od jednoduchých modelů, tj. kulovitých částic stejné velikosti, tím
je zatím menší naděje pro získání shody mezi vypočítanou a experimentálně zjištěnou hodnotou.
Nejsložitější poměry se vyskytnou chceme-li vzít do úvahy skutečnou morfologii práškových
částic. Navíc zde přistupují i další sekundární faktory jako např." povrchová aktivita a aktivita
mřížky" skutečných částic.
Když v prvém stadiu slinování dochází mezi původně oddělenými částicemi práškového
kovu ke vzniku a narůstání mezičásticových spojení, v druhém dochází k zmenšování středního
rozměru pórů. Stejně jako u jednotlivých částic se dutiny (póry) mezi částicemi snaží zmenšit svoji
povrchovou energii. Prvotní spojité (průchozí) póry se začínají zmenšovat již v prvých stadiích
slinování. Tento proces je charakterizován malými vzdálenostmi (vzhledem k velikosti póru) mezi
zdroji a anihilátory vakancí /obr. 12.5/. V konečném stadiu slinování se ztrácí spojení pórů
s jednotlivými částicemi prášku. Odpevňovací procesy a proces rekrystalizace vedou k narůstání
vzdálenosti mezi zdroji a anihilátory vakancí. Při sferoidizaci pórů jich část zcela mizí. Při slinování
dochází i k dalším procesům, které nemusí být svázány se zmenšováním objemu, jako např. tvoření
dutin, růst jednotlivých pórů následkem rozpouštění pórů podkritické velikosti, koalescence a pod.
Smršťování
a
sferoidizace pórů podléhá
stejným
základním
procesům, které jsme
uvažovali při vytváření a
růstu
mezičásticových
spojení (tj. povrchová
difúze,
sublimace
kondenzace). Hlavní podíl
má však difúzně-plastické
tečení a objemová difúze.
Dutiny
představují
"rezervoár", ze kterého
vakance difundují do
okolní matrice. Obrácený
Obr. 12.5: Schéma zmenšování póru při R >> L /a/ a R << L /b/
tok atomů je zaplňuje.
Jako anihilátory vakancí mohou být vnější plochy, dislokace, malo- i velkoúhlové hranice zrn. Jak
již bylo naznačeno, tendence procesu slinování je možno vysvětlovat dvěma krajními případy
v závislosti na poměru středního průměru dutiny R a středního rozměru L strukturních částí (zrn,
bloků).
Jestliže R je značně větší jak L /obr. 12.5a/ dutina se smršťuje difúzně-plastickým tečením,
tj. tokem vakancí k hranicím zrn, jež jsou blízko dutiny ev. s ní souvisí. Aktivace tohoto procesu
(a tím zhutnění) závisí na udržení jemnozrnné struktury nebo vysoké hustoty poruch při všech
stadiích slinování. Jestliže R je daleko menší než L tok vakancí je na větší vzdálenost. Vakance se
"rozpouštějí" v okolní krystalické mřížce, kterou difundují ke vzdálenějším anihilátorům. Hlavním
procesem rozpouštění (mizení) pórů je tedy objemová difúze. Tento proces je charakteristický pro
poslední stadia slinování, kdy následkem rekrystalizace a růstu zrn dochází k zvětšení jejich
rozměrů.
Jak již byla zmínka, kromě difúzní koalescence, dochází k uzavírání (rozpouštění) dalších
pórů. Zdůvodněním je koncentrační rozdíl (spád) vakancí mezi malými póry (vyšší koncentrace) a
velkými póry ( koncentrace nižší - C odpovídá 1/R). Při vyrovnávání koncentrací dochází tedy
k jejich difúzi od malých pórů k větším. Vlivem difúze a koalescence tedy dochází k přerozdělení
195
pórovitosti, aniž je ovlivněna hustota výrobku. Proto také tyto procesy jsou nazývány "vnitřním
slinováním".
12.2 Slinování vícekomponentních systémů
Předcházející úvahy se týkaly slinování prášků jednoho kovu. Práškovou metalurgií je však
možno zhotovovat výrobky, které jsou ze směsi různých kovů v libovolném poměru a to i takových,
které tvoří tuhé roztoky jen v omezené míře nebo jsou zcela nerozpustné, popřípadě je možno
slinovat i práškové kovy s nekovy.
Ve struktuře slinovaných mnohokomponentních slitin je možno pozorovat jak výchozí
látky, tak i produkty jejich vzájemných reakcí - tuhé roztoky a sloučeniny. Z hlediska různých
vlastností těchto komponent může jejich interakcí docházet ke kladnému ev. zápornému ovlivnění
konečných hodnot výrobku. Například různá hodnota koeficientu teplotní roztažnosti jednotlivých
fází působí vznik teplotních pnutí při ochlazování ze slinovací teploty. U vzájemně rozpustných
Obr. 12.6: Vztah binárních diagramů a vytváření různých fází při slinování v oblasti
styku částic / Ta - teplota slinování /
196
struktur se mohou vzniklá pnutí eliminovat plastickou deformací alespoň jedné fáze, jejíž mez
pružnosti je nižší než pevnost hranic zrn (fází). Z nerozpustných struktur (matričního typu
s izolovanými fázemi) fáze matrice přiléhá k další fázi, jestliže její koeficient roztažnosti je vyšší
než této fáze. V opačném případě na mezifázových rozhraních vznikají tahová napětí, která mohou
vyvolat trhliny.
Ve vícekomponentních systémech probíhá slinování rozdílným způsobem podle druhu
systému. Jestliže fáze ve směsi prášků se při teplotě slinování nenacházejí v rovnováze, pak
slinování probíhá nejen snahou snížení volné povrchové energie a hustoty poruch, ale bude záviset i
na procesech heterodifúze přibližujících se k rovnováze systému. Obecně možno říci, že volná
energie systému se snižuje vyrovnáváním gradientů koncentrací. Principiálně můžeme všechny
systémy rozdělit do dvou velkých skupin :
•
slinování bez přítomnosti tekuté fáze
•
slinování s přítomností tekuté fáze
Pro zjednodušení problematiky se omezíme na binární (dvojkomponentní) systémy /obr.
12.6/. Jestliže komponenty systému jsou vzájemně plně nebo částečně rozpustné, pak proces
slinování se překrývá s homogenizací a vytvářením nových fází. Charakteristický koeficient difúze
nemusí vždy odpovídat hodnotám pro hutný materiál a v některých případech může dojít i
k obrácenému difúznímu toku. Stupeň homogenizace (odpovídající rovnovážným binárním
diagramům) závisí na době procesu slinování.
V případě dvojkomponentního systému s neomezenou vzájemnou rozpustností je korelace
mezi koeficientem difúze, energií aktivace difúze a změnou objemu (zhutňováním). Na rozdíl od
samodifúze v jednosložkovém systému, která přispívá k snížení pórovitosti, může heterodifúze
proces smršťování narušovat. Rychlost difúze jednotlivých složek je určována parciálními
difúzními koeficienty. Například v soustavě Cu - Ni je difúze niklu do mědi několikrát vyšší než
difúze mědi do niklu. V důsledku toho, že styk obou částic prášku představuje zdroj vakancí, které
difundují rychleji do mědi než do niklu, se vakance shlukují v měděné částici a vytvářejí póry. To
proto, že součinitel difúze vakancí do mědi je vyšší než součinitel difúze niklu do mědi. Během
heterodifúze tedy v mědi vznikají difúzní póry a niklové částice zvětšují svůj objem (Kirkendalův
jev - posun mezifázového rozhraní).
Při slinování systémů s částečnou rozpustností v tuhém stavu závisí míra zhutnění (smrštění)
na vlastnostech vznikajících fází. Jestliže tyto fáze vynikají vysokým odporem proti deformaci a
procesům zhutňování pak smrštění je tím menší, čím je větší podíl této fáze. Naopak smrštění se
zvětšuje s podílem fáze s dobrou tvařitelností (např. fáze E v soustavě Fe - Cu). I když řídícím
mechanismem v těchto systémech je objemová difúze, může v některých případech, při vytvoření
intermetalických fází na styku částic (TiCu, TiCu3), dojít k omezení objemové difúze a přecházet k
energeticky výhodnější difúzi povrchové.
V případě systému, který obsahuje složky vzájemně nerozpustné, rozhoduje o slinování
povrchové napětí. Slinování částic je možné, jak povrchové napětí tvořící se mezifázové hranice AB
γ AB ≤ γ A + γ B
je menší než součet povrchových napětí obou složek A i B:
Uvedená nerovnost vyjadřuje snížení energie jako nevyhnutelný předpoklad pro slinování
takovéhoto systému. Tento základní předpoklad může být splněn buď při
γ AB ≥ γ A − γ B
nebo při
γ AB ≤ γ A − γ B
V prvém případě se mezi částicemi A a B tvoří spoj, který obecně nebude rovinný, ale bude
to obecná plocha vypuklá směrem do složky s menším povrchovým napětím. V druhém případě,
méně častým, probíhá slinování ve dvou etapách: nejprve složka s vyšší povrchovou energií se
197
pokrývá povlakem druhé složky procesem povrchové difúze nebo principem sublimace-kondenzace
a další slinování probíhá jako u jednosložkové soustavy. Při spojování částic se stejnou vazbou je
pevnost mezifázových hranic určována jejich vazebními silami. Jestliže jde o spojování složek
s různými vazebními silami (např. iontové a kovové vazby v soustavách kov-oxid (cermety)) je
pevnost hranic určována van der Waalsovými silami nebo adhezí. Přemisťování atomů na
mezifázových hranicích může být zrychleno místními procesy (např. v systému Al2O3-Cr povlak
Cr2O3 na chromu se rozpouští v oxidu hliníku a vytváří řadu tuhých roztoků). Vzájemná úplná
nerozpustnost se vyskytuje obvykle u systémů s velmi rozdílnou teplotou tání ( W-Cu, W-Ag,
Cu-grafit apod.).
12.3 Slinování za vzniku kapalné fáze
Systémy s přítomností tekuté fáze během slinování jsou velmi důležité. K těmto systémům
patří slinuté karbidy, antifrikční materiály na bázi Cu-Pb apod. Vyznačují se lepší slinovatelností a
rychlejším slinutím v porovnání s předcházejícími systémy. Je to dané tím, že aktivační energie
základního kovu na rozhraní kov-tekutá fáze je nižší jak aktivační energie na rozhraní základní kovatmosféra. V důsledku toho transport materiálu základního kovu se nerealizuje povrchovou difúzí,
ale přes celou tekutou fázi. Je proto potřebné, aby při teplotě slinování existovala určitá omezená
rozpustnost základního kovu v tekuté fázi. Příznivý vliv tekuté fáze trvá jen do doby, než dojde
k jejímu nasycení základním kovem. Ulehčení difúzních procesů má za následek intenzivní
zmenšení pórovitosti, což se navenek projeví značnou smrštivostí, která je pro systémy s tekutou
fází charakteristická. Účinkem kapilárních sil vyplní tekutá fáze především póry, takže základní kov
tvoří víceméně souvislý skelet, zejména je-li rozpustnost obou složek vzájemně značně omezená.
Pro slinování za přítomnosti tekuté fáze je důležité, aby smáčivost tuhé fáze tekutou byla co
největší (ω → 00). Jen při splnění této podmínky budou jednotlivé částice dokonale pokryté tekutou
fází, která je navzájem odděluje a spojuje /obr. 12.7/. Smáčivost možno ovlivnit legujícími
γ − γ SL
cos ω = SV
A ν = γ LV .( 1 + cos ω )
přísadami.
γ LV
γSV - povrchové napětí tuhé fáze, γLV - povrchové napětí tekuté fáze, γSL - mezifázové povrchové
napětí, Aν - uvolněná energie při smáčení
V některých případech, kdy se
jedná o to, aby se předešlo značnému
smrštění anebo aby byla získána
souvislá kostra základního kovu, je
výhodné
nepřidávat
komponentu
tvořící tekutou fázi před slinováním,
ale
až
dodatečně
(infiltrace).
a)
b)
V takovém případě se napřed slinuje
0
Obr. 12.7: Schéma kapky smáčivé (ω < 90 ) /1/ a složka s vysokou teplotou tavení na
pórovitý skelet, který se dodatečně
nesmáčivé ( ω > 900) /2/ taveniny na pevném povrchu
nasycuje tekutou fází. Jako sytící látky
se mohou používat kovy i vysokopolymerní materiály. Výsledné vlastnosti jsou závislé na
vlastnostech základního materiálu (matriční fáze), infiltrátu, velikosti a počtu otevřených pórů.
Tavenina vniká do porézního materiálu vlivem kapilárních sil. Maximální vzlínání je dáno
2γ LV . cos ω
h=
rovnováhou kapilárních a gravitačních sil:
R .ρ L .g
198
h - výška vzlínání, R - poloměr kapiláry (póru), ρL - hustota taveniny, g - gravitační zrychlení
Teplota infiltrace je určována z hlediska teploty tavení infiltrátu a dosažení vhodné jeho
viskozity. Z tohoto důvodu není také vhodné, aby sytící fáze reagovala se základním skeletem.
Základní způsoby infiltrace jsou znázorněny na obr. 12.8. Prvý způsob spočívá
v položení plíšku
příslušného kovu na pórovitý výrobek základního kovu a po ohřátí nad jeho teplotu tavení se nechá
infiltrovat do výrobku.
Další příklady ukazují
infiltraci úplným nebo
částečným
ponořením
pórovitého skeletu do
roztavené
lázně.
Intenzifikace
procesu
infiltrace pod tlakem
nebo ve vakuu dává
dobré výsledky i u
materiálů se špatnou
a)
b)
c)
smáčivostí.
Způsoby
Obr. 12.8: Schéma způsobů infiltrace: tavením příložky /a/, částečným infiltrace
se
často
ponořením /b/, plným ponořením /c/; / 1-skelet, 2-tuhý infiltrát, 3- používají u systémů Feroztavený infiltrát /
Cu, Fe-Sn, Fe-Zn, W-Cu
aj.
12.4 Aktivace procesu slinování
Aktivace procesu slinování slouží ke zkrácení doby nebo snížení teploty slinování,
k dosažení požadované hustoty, zmenšení nerovnoměrnosti struktury. "Aktivitou" prášků, jak již
byla zmínka, označujeme snahu o vytvoření kompaktního materiálu během slinování. Obvykle bývá
rozlišována geometrická a strukturní aktivita. Prvá souvisí s měrným povrchem částic, tj. s tvarem,
velikostí částic i pórů a kontaktů. Tato hlavně působí při zhutňování amorfních látek. Pod strukturní
aktivitou rozumíme množství poruch v částicích prášku, tj. reliéf povrchu, hustota vakancí,
dislokací a strukturních hranic. U krystalických materiálů převládá tato "strukturní" aktivita nad
"geometrickou". Slinování se aktivizuje zesílením procesů objemového a povrchového tečení,
využitím redukce a disociace přísad i přísadami, které vytvářejí kapalnou fázi nebo plyny.
K aktivaci procesu se využívá i jeho ovlivňování ultrazvukem nebo magnetickým polem.
Aktivace povrchových procesů (povrchové difúze a procesu sublimace-kondenzace)
ovlivňuje počáteční stadia slinování při nízkých teplotách a velkém povrchu pórů. Povrchová difúze
se zesiluje při redukování oxidických povlaků práškových kovů (Fe, Ni, W, Cu) dosahujících
tloušťky cca 0,1 µm. Stejně tak zesilující efekt je pozorován při transportu částic plynnou fází
(nestabilní halogenidy kovů).
Aktivace objemového tečení se uskutečňuje zvyšováním koncentrace vakancí, hustoty
dislokací a strukturních hranic. Pro tento účel se ponejvíce používá zpevňování (deformování)
částic, ať již způsobem "mechanické aktivace" nebo vysokoenergetickými způsoby. Důležité je
zachovat vysokou hustotu poruch i za slinovacích teplot. Toho je možno docílit vhodnými přídavky
legujících prvků (např. niklový povlak na železe), event. rychlým ohřevem.
O aktivizaci procesu slinování za přítomnosti tekuté fáze byla zmínka v předchozí části.
199
13.0 VÝROBKY PRÁŠKOVÉ METALURGIE A JEJICH TECHNOLOGIE
Použití výrobků práškové metalurgie je velmi široké. Práškovou metalurgií lze vyrobit
součásti, které je možné získat klasickými technologiemi (rozhoduje hlavně ekonomický ukazatel)
i výrobky se specielními vlastnostmi jinými způsoby nevyrobitelné. Zpracovávanému materiálu a
danému použití výrobku se podřizuje i technologie výroby. Má tedy své obecné zásady i specifika.
Nejjednodušší a nejběžnější způsob výroby spočívá v operaci lisování a slinování. Při
slinování se tvar výlisku zachová, ale rozdílným smrštěním se poněkud mění rozměry. Proto
u součástí s úzkými výrobními tolerancemi nutno ještě provést kalibraci způsobem podobným
lisování, ale obvykle s menším tlakem. Kalibrací se nezvýší mechanické vlastnosti, ale dosáhne
přesnějších rozměrů. Při použití vyšších tlaků vzrůst hustoty není úměrný poklesu plastických
vlastností lisované součásti.
Součásti, které mají mít vyšší mechanické vlastnosti, než lze získat lisovacím tlakem
600 MPa musí být lisovány opakovaně. Při prvém slinovacím procesu dochází nejen k zvětšení
styčných ploch mezi částicemi prášků, ale hlavně probíhají odpevňovací (rekrystalizační) procesy,
odstraňující deformační zpevnění částic získané jejich výrobou a lisováním. Teplota předslinování
bývá obvykle nižší než vlastní slinovací teplota. Tímto zpracováním se zvýší hustota (mechanické
hodnoty i tažnost) slinovaných součástí a sníží se i velikost smrštění. Požadujeme-li ještě užší
tolerance rozměrů, musí se i po druhém slinování ještě výrobky kalibrovat. S počtem operací roste
nákladovost výroby i když na druhé straně stoupá jakost výrobků. Nejvyšších parametrů
práškových výrobků se dosahuje zpracováním za tepla, ať již kováním nebo izostatickým lisováním
a protlačováním. I po těchto vysoce zhutňujících operacích je možno pro zúžení výrobních tolerancí
výrobky kalibrovat za studena.
Technologická zařízení pro slinování prášků odpovídají většinou obdobným zařízením pro
tepelné ev. chemicko-tepelné zpracování. Vzhledem k urychlené oxidaci většiny práškových kovů
na vzduchu při zvýšených teplotách se výlisky při slinování musí chránit vhodnou atmosférou nebo
zásypem. Pro výlisky z práškového železa nebo bronzu postačí zpravidla použití endo- nebo
exoatmosfér, případně atmosfér štěpeného čpavku. Pro náročnější slinování materiálů s hliníkem,
manganem nebo křemíkem, které se snadno oxidují, se obvykle používá čistého vodíku. Slinování
materiálů s nejvyšší aktivitou ke kyslíku (Ti, Ta), slinutých karbidů, hliníku ap. se provádí ve
vakuu.
Následné operace třískového obrábění slinutých výrobků práškové metalurgie je víceméně
výjimečné. Většinou obrobitelnost těchto součástí je lepší vzhledem ke snazšímu lámání třísky
následkem zbytkové pórovitosti. Pro zvýšení užitných vlastností se spíše tyto součásti podrobují
tepelnému ev. chemicko-tepelnému zpracování a povrchovým úpravám. Tyto způsoby jsou obdobné
jako u hutných materiálů, mají však své zvláštnosti.
Obecně je nutno počítat s tím, že tepelná vodivost pórovitých výrobků je nižší než hutných.
Toto ovlivňuje jednak možnost zvýšené nerovnoměrnosti ohřevu a tím zvýšení vnitřních pnutí,
které mohou přispívat k porušení součásti při ohřevu. Jednak při ochlazování se dosahuje nižších
ochlazovacích rychlostí, ze kterých vyplývá i nižší prokalitelnost pórovitých součástí /obr. 13.1/.
Vhodnějším ochlazovacím prostředím je olej, protože voda, jako ochlazovací medium, může
působit korozi otevřených pórů. Stejně tak není vhodné používání solných lázní jak k ohřevu, tak i
k ochlazování výrobků.
200
Uvedené zásady platí i pro chemickotepelné zpracování. Tedy jako sytící prostředí se
používají prostředí pevná (prášek) nebo plynná.
Vlivem pórovitosti (vyšší koeficient objemové a
Obr. 13.1: Vliv hustoty na prokalitelnost slinuté
oceli (2 % předslitiny Mo-Cr-Mn, 0,6 % grafit)
/objemová hustota 1-7,0 g.cm-3, 2-6,7 g.cm-3, 3- 6,3
g.cm-3/
Obr. 13.2: Vliv hustoty na hloubku vrstvy
při chemicko-tepelném zpracování
povrchové difúze) probíhá sycení rychleji a do větší hloubky než u materiálů hutných /obr. 13.2/.
Vhodné je spojení cementace s následujícím tepelným zpracováním, protože při vyjímání
pórovitých součástí z cementační pece se tyto rychle oduhličují. Obdobné zásady platí pro nitridaci
ev. sulfonitridaci. Výhoda těchto zpracování tkví v nižších teplotách (minimální změna rozměrů) a
mimo zvýšení povrchové tvrdosti i ve zlepšení korozní odolnosti.
Velice výhodné jsou další způsoby nasycování povrchu kovy, jež zvyšují korozivzdornost
ev. žárovzdornost slinovaných součástí. Při těchto pochodech difúzního "pokovování" dochází též
k uzavírání povrchové pórovitosti. Často se používá difúzního zinkování (sherardování) při
teplotách 360 až 400 0C s použitím zinkového prachu. I když povrchová vrstva je poměrně křehká
vykazuje však vysokou odolnost proti povětrnostním vlivům. Stejně tak difúzní chromování má
proti galvanickému pochodu výhody v tom, že póry se neznečistí použitým elektrolytem, ale zmenší
se ev. zcela uzavřou. Difúzní hliníkování (alitování) se používá nejen ke zvýšení korozivzdornosti,
ale i žárovzdornosti.
13.1 Výrobky všeobecného použití
Jak již bylo poznamenáno, součásti vyrobené práškovou metalurgií (mimo specielních
výrobků, které nelze zhotovit jinými technologiemi) nacházejí široké uplatnění v hromadné výrobě
ve strojírenství, automobilovém a spotřebním průmyslu, elektrotechnice ap. Právě ekonomické
ukazatele podporují rozvíjející se trend tohoto oboru. Z hlediska náročnosti je možno výrobky
všeobecného použití rozdělit na :
•
jednoduché strojní součásti bez nároků na pevnost a vrubovou houževnatost
•
součásti s požadovanými mechanickými nebo jinými vlastnostmi (koroze, teplota, opotřebení
atd.)
201
Specifikou práškových výrobků je jejich pórovitost. Tato závisí na technologických
možnostech, způsobu výroby a její nákladovosti. Pórovitost nejvíce ovlivňuje dynamické vlastnosti
a houževnatost výrobků.
Obecně změn vlastností výrobků se ponejvíce dosahuje změnou chemického složení.
V práškové metalurgii toho můžeme dosáhnout dvojím způsobem:
•
použitím prášku příslušného chemického složení
•
užitím směsi prášků různého složení
Prvý případ je z hlediska homogenity výrobku nejideálnější, má však svoje úskalí.
Nelegované prášky vzhledem k jednoduchosti výroby jsou nejlacinější. U předlegovaných prášků
při výrobě (např. rozstřikováním) dochází jednak k povrchové oxidaci a vzniklé kysličníky musí být
odstraňovány redukčním žíháním ve vodíkové atmosféře. Jednak v důsledku rychlého chladnutí
částic dochází k jejich kalení, takže nejsou prakticky schopné dalšího tváření. Ve druhém případě
dochází k homogenizaci struktury výrobku difúzními pochody při slinování. U prvků s vysokou
afinitou ke kyslíku (Cr, Mn, V, Si) se vhodněji používá pro legování předslitin.
Ocelové (železné) součásti se nejčastěji vyrábějí lisováním a slinováním práškového železa
s nízkým obsahem uhlíku (pod 0,1 %), které dosahují pevnosti 50 až 250 MPa při tažnosti do 15 %
a objemové hustoty 6,9 g.cm-3. Opakovaným lisováním a slinováním lze dosáhnout zvýšení tažnosti
na 15 až 30 % při pevnosti 150 až 300 MPa.
Dalšího zvýšení pevnosti součástí slinuté oceli lze dosáhnout takovými přísadami, které
zlepší mechanické vlastnosti výrobků aniž by zhoršovaly lisovatelnost prášků. Stejně jako
u hutných výrobků na bázi železa je uhlík rozhodujícím legujícím prvkem. Nejjednodušším
způsobem zvyšování obsahu uhlíku je lisování směsi měkkého práškového železa (s nízkým
obsahem uhlíku) s malou přísadou jemného práškového grafitu nebo práškové litiny (s vysokým
obsahem uhlíku). Grafit
usnadňuje lisování a
umožní
dosáhnout
vysoké hustoty, jeho
větší množství však
může
způsobovat
pórovitost
a
nerovnoměrnou
strukturu, neboť vlivem
nízké objemové hustoty
odměšuje. Zbytky uhlíku
ve formě grafitu snižují
jak mechanické, tak
plastické
vlastnosti
součásti (analogie s
litinami).
Z
tohoto
důvodu se používá jako
přísady litiny. Směs
práškového železa a
litiny se však obtížně
lisuje a má-li být
dosaženo
stejnoměrné
struktury trvá slinování
Obr. 13.3: Rovnovážný diagram železo - měď
dlouhou
dobu.
Při
202
vlastním slinování je třeba dbát na to, aby toto
neprobíhalo v oduhličujícím prostředí. Výhodné a často
používané zvyšování obsahu uhlíku je také
nauhličování (cementování) výlisků z měkkého
práškového železa.
0br. 13.4:
Závislost meze pevnosti
slinuté oceli na obsahu mědi /1-po
slinování, 2-po vytvrzování /
Zvýšení pevnosti výlisků z práškového železa
lze dosáhnout také přídavkem mědi. Měď nejen
zlepšuje lisovatelnost železného prášku, ale vytvořením
ε fáze umožňuje zpracovat výrobky vytvrzováním ev.
ovlivnit svým obsahem (minimalizovat) smrštění při
slinování. Princip tepelného zpracování vyplývá
z diagramu Fe-Cu /obr. 13.3/. Teplota rozpouštěcího
žíhání se pohybuje od 950 do 1050 0C, po níž následuje
prudké ochlazení do oleje. V tomto měkkém stavu se
mohou součásti opakovaně lisovat nebo kalibrovat.
Precipitační žíhání se provádí při 450-500 0C po dobu
0,5 až 3 hodiny. Po vytvrzení vzroste pevnost o 100 až
200 MPa /obr. 13.4/ při mírném poklesu tažnosti. Vyšší
obsah mědi není vhodný. Vytvrzovat lze i pórovité
železné výlisky infiltrované mědí.
Osvědčily se přísady práškové mědi a grafitu /obr.
13.5/. Jednoduchým lisováním a slinováním se získá pevnost
200 až 550 MPa při tažnosti 7 až 1 %. Opakovaným
lisováním a slinováním s následujícím vytvrzením je možno
dosáhnout pevnosti 300 až 700 MPa a tažnosti až 20 %.
Přísada fosforu sice také zvyšuje pevnost a má příznivý vliv
na slinovatelnost (vlivem nízkoteplotního eutektika –
1050 0C), na závadu je však velké a nestejnoměrné smrštění
výrobků.
Oceli o vyšší pevnosti je možno vyrábět "legováním"
přísadou prášků obsahujících tyto legury. Výběr legujících
prvků je závislý na jejich afinitě ke kyslíku, difúzní
schopnosti v železe, zabezpečení zvýšení pevnostních a
technologických vlastností. Vzhledem k uvedeným
požadavkům se jedná především o chrom, molybden, nikl a
mangan. Většinou se volí kombinace alespoň dvou prvků.
Obr. 13.5: Závislost meze pevnosti
U prvků s vysokou afinitou ke kyslíku je vhodnější přísada ve
na objemové hustotě slinované
formě předslitin (feromangan) ev. karbidu chromu Cr3C2.
oceli /1-legované Cu, 2-legované
Slinování je nutno uskutečňovat v redukčních atmosférách.
Cu+C, 3-infiltrované Cu/
Při zpracování chromových ocelí ve vakuu může docházet
k odpařování chromu. Moderním způsobem je používání vhodných předlegovaných (homogenních)
prášků. Vzhledem k nutnosti zajištění vysokých mechanických a houževnatostních vlastností, jež
jsou podstatně závislé na objemové hustotě je v každém případě nutno používat technologií
zaručujících nejvyšší zhutnění (kování, izostatické lisování za tepla ap.).
Zpracování prášků z nerezavějících ocelí je obtížné pro snadnou oxidovatelnost chromu,
která zabraňuje slinutí. Úspěchů bylo dosaženo přísadou práškové slitiny Ni-Cr-B, která se taví při
1100 0C a při slinování tvoří tekutou složku. Slinování je spojeno se značným smrštěním.
203
Mimo prášků na bázi železa se zpracovávají práškovou metalurgií i neželezné kovy. U čistě
měděných výrobků je nebezpečí vzniku vodíkové nemoci vzhledem k možné oxidaci měděného
prášku. Proto práškovou metalurgií se spíše vyrábí součásti ze slitin mědi (např. Cu-Ni, Cu-Be, CuSn, Cu-Ti ap.). Také zpracování mosazí se běžně nedoporučuje vzhledem k vypařování zinku při
slinování. Hliník vykazuje vysokou afinitu ke kyslíku. Zpracování hliníkového prášku se proto
ubírá spíše směrem k disperzně vytvrditelným výrobkům (kap. 14.7). Přesto se však často
zpracovávají precipitačně vytvrditelné slitiny typu Al-Cu, Al-Cu-Mg ap. Lisováním při tlaku 400
MPa a slinováním v dusíkové atmosféře při 600 0C možno získat výrobky o pórovitosti 7 %.
13.2 Kluzné materiály
Práškové
vykazovat:
Obr. 13.6: Mezní zatížení mazaných
ložisek v závislosti na rychlosti /1slinutý bronz, 2-slinuté Fe s přísadou
Cu, 3-slinuté Fe, 4-hutné ložisko /
kluzné
materiály
by
•
nízký koeficient tření
•
vysokou odolnost proti opotřebení
•
dobrý záběh
•
dostatečnou dynamickou a statickou pevnost
•
velkou tepelnou vodivost
•
nízkou tepelnou roztažnost
měly
Pro podmínky, kde není možno provádět
mazání se používají samomazná ložiska. Slinují se
z práškových materiálů tak, aby výrobek měl od 15
do 30 % objemu rovnoměrně rozložených pórů,
z čehož bývá asi dvě třetiny otevřených. Póry se před
použitím nasytí olejem (mazivem), který za chodu
proniká mezi třecí plochy a zamezuje suchému tření.
U hutných (kompaktních) ložisek se vytváří mazací vrstva hydrodynamickým tlakem při
otáčení hřídele. U slinutých ložisek i za klidu jsou podmínky mazání po celém obvodu stejné. Tedy
i v počátečních stadiích se vytváří olejový film. Při velkých rychlostech však opačně proti ložiskům
hutným se nevytváří olejový klín, ale olej je tlakem vtlačován do pórovitého materiálu (skeletu)
/obr. 13.6/.
Pro 60 % vyráběných samomazných ložisek se jako základní materiál používá olověného
bronzu (10 % Pb), dále jsou to ložiska na bázi prášků železa, železa a mědi, ev. hliníku. Zajištění
vhodné pórovitosti je docilováno nižšími lisovacími tlaky (200 až 300 MPa) a nižšími slinovacími
teplotami (750-900 0C pro Cu, 950-1150 0C pro Fe). Životnost ložisek tohoto typu závisí na složení,
pórovitosti a podmínkách provozu. Běžně mohou pracovat 3 až 4000 hodin. Doba životnosti může
být prodloužena doplňující zásobou maziva až pětkrát /obr. 13.7/. Bronzových ložisek se používá
do rychlosti 3 m.s-1 (při nižším zatížení a krátkodobě až do rychlosti 8 m.s-1).
Dalším typem ložisek vyrobených práškovou metalurgií jsou ložiska, kde mazacím mediem
je plynný polštář. Tyto ložiska se používají pro nízká zatížení a vysoké rychlosti. Provozní výhody
slinovaných ložisek tohoto typu tkví v rovnoměrnosti rozložení pórů (0,1 až 1,0 mm) po obvodu
vůči ložiskům s mechanicky vyrobenými drážkami.
204
Ložiska pracující
za zvýšených teplot se
vyrábí z kompozitních
(mikroheterogenních)
materiálů s pevným
mazivem.
Základem
kompozitních materiálů
je cínová, niklová nebo
fosforová bronz, mosaz,
železo a jeho slitiny.
Mazacími složkami jsou
grafit,
sulfidy,
nízkotavitelné
kovy,
selenidy ap. Nejčastěji
se používá grafit (od 4
do 20 %), jeho obsah se
snižuje se zatížením a
zvyšuje s rychlostí.
Vlastnosti
kovografitových ložisek
závisí
na
složení,
struktuře,
druhu,
množství a rozložení
tuhého maziva. Při
rychlosti 1 m.s-1 mohou
vyhovovat zatížení 30
až 60 MPa.
Pro
vysoká
zatížení se používají
Obr. 13.7: Příklady použití slinovaných ložisek /1-slinutý materiál, 2- slinovaná
ložiska
zásoba maziva, 3-plst sycená olejem, 4-opěrný kroužek /
legovaná sírou. Obsah
síry
nebo
jejích
sloučenin FeS, CuS2, ZnS, PbS a hlavně MoS2
nepřevyšuje 2 %. Koeficient tření u těchto materiálů je
vyšší než u ložisek mazaných olejem /obr. 13.8/. Tyto
ložiska však mohou pracovat při vysokých teplotách (na
bázi Fe do 700 0C, na bázi bronzu do 450 0C), ev. při
teplotách nízkých, kdy olejové mazání je problematické.
Použití těchto ložisek může být také v případech, kdy je
nutno vyloučit zašpinění výrobků mazacím olejem
(např. textilní a tiskařské stroje).
Obr. 13.8: Porovnání součinitele tření
kluzných ložisek /1-mazaných olejem,
2-tuhým mazivem /
Grafitová ložiska jsou určena hlavně pro
agresivní prostředí s vysokými nebo nízkými teplotami.
Grafitová ložiska se mohou vyrábět bezpórovitá (lepší
kluzné vlastnosti) nebo pórovitá sycená (infiltrovaná)
vysokopolymerními látkami (např. fenoly) nebo
nízkotavitelnými kovy (olovem, cínem ap.). Ložiska
pracují na vzduchu do 400 0C, ve vodních parách do
650 0C, v prostředí oxidu uhelnatého do 750 0C.
205
Teflonová ložiska (PTFE - polytetrafluoretylén) se mohou vyrábět dvojí technologií.
V prvém případě (jako u ložisek samomazných) je kovová kostra sycena disperzí teflonu. Druhý
případ pozůstává z vlastního slinování teflonového prášku s doplněním disperzních látek nebo
skleněných vláken. Směs se zhutňuje a slinuje při 360 0C. Známá jsou ložiska fy Glacier o složení
20 % grafitu, 20 % bronzu a zbytek teflon. Ložiska mohou pracovat v agresivním prostředí při
rychlostech 5 m.s-1.
Vysoká cena ložiskových materiálů vede k používání vložek (výstelek), které mají kluzný
materiál nanesený pouze v dostatečně tenké vrstvě. Výroba těchto výstelek práškovou metalurgií je
ekonomicky i technicky výhodná. Oproti klasickým metodám lití je možno získat slitiny s vysokým
obsahem olova, které při běžném lití podléhají likvačním procesům vlivem gravitačních sil. Jako
u teflonových ložisek možno výrobu uskutečnit dvojím způsobem. U bezporézních výstelek se
nanáší prášek nebo směs prášků na ocelový (poměděný) pás, který se válcuje a slinuje ev. kalibruje.
V druhém případě se vytváří pórovitá kovová vrstva (obvykle na bázi CuNi), která se nasycuje
nízkotavitelnými kovy, grafitem nebo sirníkem molybdeničitým. Stejné technologie se používá pro
výrobu teflonových výstelek.
Pístní kroužky mají zvláštní postavení mezi třecími materiály. Kroužky musí vydržet teploty
a prostředí ve spalovacím prostoru, musí být dostatečně pružné, odolné proti únavě a opotřebení
s nízkým součinitelem tření. Obvykle se vyrábí ze šedé perlitické litiny ev. se tvrdě chromují.
Práškovou metalurgií se vyrábí pístní kroužky obvykle o složení 1-3 % Cu, pod 1,5 % C, 0,52,0 %Cr, Mn, Mo. Výše namáhané kroužky bývají legovány niklem, fosforem, TiC, ev. sulfidy.
Cenově se tyto kroužky pohybují mezi uvedenými klasickými metodami. Ztráty obráběním jsou
maximálně 10 % proti 75 % při lití kroužků. Pórovitost (8 až 10 %) zajišťuje dobrou zabíhavost a
vhodné mechanické vlastnosti. Použití těchto kroužků umožňuje zvýšit výkon motoru a prodloužit
jeho životnost.
13.3 Třecí materiály
Tyto materiály se uplatňují na brzdová a spojková obložení. Třecí materiály mají vykazovat:
•
vyšší součinitel tření nezávislý na podmínkách provozu
•
odolnost proti porušení a vlivu teploty
•
malé opotřebení
•
dobrou tepelnou vodivost
Tyto různorodé požadavky možno splnit pouze vytvořením kompozitních výrobků.
Základem těchto materiálů je tedy kovová matrice odvádějící teplo a vykazující dostatečnou
pevnost. Další kovové a nekovové komponenty možno rozdělit na dvě skupiny. K prvé skupině
patří materiály bránící slepování (zadírání) povrchů, jako je grafit, nízkotavitelné kovy, sulfidy ap.
Komponenty druhé skupiny vytváří a stabilizují zvýšený součinitel tření - především silikáty, oxidy
a karbidy.
Z technologického hlediska kovové prášky pro výrobu těchto kompozitních materiálů musí
vykazovat dobrou slinovatelnost s nekovovými složkami. Vhodné jsou aktivní prášky s pórovitou
dendritickou strukturou do velikosti 0,15 mm. Slinování s tekutou fází zvyšuje jakost procesu.
Důležitá je též homogenizace práškové směsi vzhledem k velmi rozdílným hustotám jednotlivých
složek. Slinuje-li se třecí vrstva na kovové podložce je nutno její zakotvení zabezpečit vhodnou
povrchovou úpravou podložky (moření, pískování, pomědění ap.).
206
Základním typem třecích materiálů pracujících při suchém tření jsou kompozity na bázi
cínového bronzu. Charakter tření a odolnost proti opotřebení závisí na struktuře a rozdělení složek.
Vyšší obsah oxidu křemíku vytváří na povrchu třecího materiálu vrstvu slabě spojenou s matricí,
což vede k rychlejšímu opotřebení. Součinitel tření je stálý až do teploty 650 0C a málo závislý na
teplotě, rychlosti a přítlačné síle.
Třecí materiály pracující v prostředí mazaném olejem jsou v zásadě stejného složení, obsah
grafitu a olova bývá nižší, keramických složek vyšší. Koeficient tření v tomto prostředí se pohybuje
v rozsahu od 0,06 do 0,15. Závisí nejen na jakosti třecího materiálu, ale i podmínkách třecí dvojice
(prostředí, konstrukce atp.). K rozrušení olejového filmu mimo vhodně provedené drážky přispívá
i pórovitost třecího materiálu.
V dnešní době je snaha nahradit třecí materiály na bázi mědi materiály na bázi železa.
Optimální obsah grafitu (15 %) zajišťuje nízké opotřebení i při vyšších rychlostech, vyšší obsah
(nad 25 %) snižuje pevnost kompozitního materiálu. Tribologické charakteristiky závisí nejen na
obsahu grafitu, ale i na velikosti grafitových částic. Ke zvětšení pevnosti kompozitu přispívají větší
grafitické částice (0,04 až 0,1 mm) vytvářením většího počtu můstků v základním materiálu. Při
slinovací teplotě 1000 až 1150 0C dochází k přerozdělování uhlíku dle binárního diagramu Fe-C.
Část grafitu vstupuje tedy do mřížky železa, nerozpuštěná část tvoří krystalizační zárodky. Nejvyšší
odolnost proti opotřebení vykazuje
struktura jemného lamelárního perlitu
v matrici. Mimo chemického složení je
tuto strukturu možno dosáhnout vhodnou
rychlostí ochlazování ze slinovací
teploty. Zvýšení pevnosti matrice a také
zvýšení odolnosti proti opotřebení
možno dosáhnout i legováním (Ni, Mo
ap.). Pro optimalizaci třecích vlastností
se používají nízkotavitelné kovy (Pb, Bi,
Sn, Cd), které jsou v železe nerozpustné.
Nejvyšší efekt má 5 % přídavek olova,
který v železo-grafitovém materiálu
dvojnásobně snižuje opotřebitelnost.
Přídavky oxidů hliníku a křemíku, Obr. 13.9:
Tribologické charakteristiky třecích
asbestu, karbidů a nitridů zvyšují materiálů
na bázi železo-grafit
/1-bez plniva,
odolnost proti opotřebení a stabilizují 2-s keramickým plnivem /
třecí podmínky /obr. 13.9/.
Pro nejtěžší pracovní podmínky se používá třecích materiálů na bázi žáropevných
keramických kompozitů. Spojovací fází mohou být slitiny mědi (vysoká tepelná vodivost) nebo
i slitiny železa. Nekovovými složkami pak jsou především oxidy (Al2O3, SiO2, TiO2, MgO) a
silikáty. Jejich obsah dosahuje 50 %. Modifikace tribologických požadavků se dosahuje přídavky
grafitu, nízkotavitelných kovů, sulfidů a karbidů. Tyto třecí materiály na bázi cermetů mohou
pracovat do teplot 1000 0C při součiniteli tření od 0,3 do 0,7, vynikají vysokou odolností proti
opotřebení. Vysoký obsah nekovových fází snižuje pevnost cermetů. Ke zvýšení pevnostních
charakteristik se používá specielních technologií pozůstávajících v dvoustupňovém lisování a
slinování ev. lisování za tepla. Další možností zvýšení mechanických a tribologických vlastností je
vyztužení keramického základu molybdenovými, titanovými ev. grafitovými vlákny.
Kovokeramické třecí materiály se používají u nejvíce zatížených spojek a brzd (letecký a vojenský
průmysl).
207
Jako protikus třecí dvojice z kovových slinutých materiálů slouží obvykle nejlépe šedá
litina nebo uhlíkové ev. nízkolegované oceli. Při vyšších zátěžích možno použít ocelí nitridovaných
nebo tvrdě chromovaných. V případě použití cermetů již tyto materiály nevyhovují. Používá se
proto jako protikusů vysocelegovaných a žáropevných ocelí nebo výhodněji žáropevných slinutých
kompozitů obdobného složení jako třecí element. Výhoda tohoto způsobu tkví ve vyrovnání
tribologických charakteristik třecí dvojice a zvýšení její životnosti.
13.4 Filtry a porézní materiály
V porovnání s organickými (papír, tkanina, polymery) a neorganickými (keramika, asbest,
sklo) filtry mají kovové filtry řadu výhod. K těmto patří hlavně široký rozsah pórovitosti a
propustnosti, vysoká pevnost, necitlivost k nárazovému zatížení ap. Kovové filtry jsou odolné proti
korozi a teplotě. Toto rozsáhlé pole vlastností možno pokrýt vhodným výběrem surovin
i odpovídající technologií výroby.
Větší porezita filtru snižuje jeho filtrační efekt, naopak snížením porezity vzniká při filtraci
velká tlaková ztráta. Tlakové ztráty ve filtru závisí na velikosti vstupního prášku, geometrii pórů,
velikosti plochy a tloušťky filtru, vlastnosti a množství filtrovaného media. Tlakové ztráty
charakterizují typ výrobku.
Prášky sférického typu zaručují výrobu filtrů s rovnoměrnou a určitou porézitou.
Zhutňování se provádí bez použití tlaku - volným zásypem nebo mírnou vibrací. Při vhodné teplotě
slinování (CuSn 750-850 0C, ocel 1100-1250 0C) vznikají v místech kontaktu práškových částic
můstky, jejichž průměr tvoří 15 % průměru částic. Tloušťka filtrů obvykle nepřesahuje 5 mm.
Základní materiál filtrů závisí především na požadavcích jejich korozivzdornosti a žárovzdornosti.
Nejčastěji se vyrábí z cínových bronzů (přídavek fosforu pro získání sférického tvaru při
rozprašování) ev. slitin CuNiZn. Je možné vyrábět i filtry z chromniklových ocelí případně
niklových slitin.
Použití kovových prášků ostrohranného
nebo dendritického tvaru na výrobu slinutých
filtrů rozšiřuje pole působnosti na řadu dalších
materiálů, jejichž způsob výroby nezaručuje
sférický tvar. Jestliže maximální pórovitost
výrobků ze sférických částic činí 50 %, pórovitost
výrobků z prášků nepravidelného tvaru činí cca
70 %. Velikost pórů v tomto případě však
vykazuje větší rozptyl. Zhutňování nesférických
prášků se provádí jako v předchozím případě ev.
lisováním nižšími tlaky. Pro získání vysoké
porezity ve výrobcích se k prášku přidávají látky,
které se při slinovací teplotě rozkládají a vytváří
póry (např. bikarbonát amonný - (NH4)2 CO3) /obr. Obr. 13.10: Vliv přídavku (NH4)2 CO3 na
13.10/. Vysokoporézní materiál můžeme získat propustnost filtru z chromniklové oceli
přídavky
tekutin
nebo
plastifikátorů
a
zhutňováním metodou keramického lití ev. válcování nebo protlačování.
Existují i další metody získávání porézních slinutých výrobků. Využití různé difúzní
rychlosti při slinování dvou navzájem rozpustných složek (kap. 12) možno slinováním získat
využitelnou vnitřní pórovitost. Práškovou metalurgií můžeme vyrobit i součásti s rovnoměrně a
paralelně rozloženými póry. Například uložením měděných vláken do výlisku ze železného prášku
208
dochází při slinování nad teplotou tání mědi k její
infiltraci. Průměr vzniklých pórů lze zmenšit
vhodnou následnou deformací. Kromě požadované
pórovitosti (do 45 %) je pevnost výrobků u této
technologie čtyřikrát až osmkrát vyšší než při výrobě
slinováním jednoho prášku.
Pórovitost filtrů je možno zvýšit na 90
dokonce až na 98 %, jestliže jako výchozího
materiálu nepoužijeme prášku, ale kovových drátků
nebo vláken o průměru od 0,004 do 0,250 mm.
Délka vláken vzhledem k průměru se pohybuje
v rozsahu 100 až 1000. Pro vlastní výrobu je možno
použít kovové vaty nebo tkaniny. V prvém případě
jsou vlákna ve výrobku neuspořádaná, kdežto
v druhém případě závisí na druhu tkaniny. Charakter
slinování závisí na průměru kovových vláken. Při
slinování vláken pod 0,01 mm převládá povrchová
Obr. 13.11: Pevnost výrobků z prášku a difúze, dochází k relaxaci vnitřních pnutí i ke
vláken železa /1-lisování prášku, 2-lisování smršťování materiálu, celkově však objem výrobku
vláken 0,1 mm, 3-slinování prášku 0,1 mm, často narůstá. Při slinování vláken nad 0,10 mm
převládá objemová difúze a objem výrobku se
4-slinování vláken 0,1 mm/
nemění. Na obr. 13.11 jsou porovnány pevnostní
charakteristiky slinutých a neslinutých výrobků z prášků a vláken v závislosti na porezitě. Při
pórovitosti vyšší jak 30 % jsou pevnější výrobky z vláken. Modifikací výroby porézních materiálů
z vláken je technologie používaná v kosmickém průmyslu. Její princip spočívá v použití
viskózových vláken, které se chemicky nebo elektrolyticky pokoví. Vata získaná tímto způsobem se
slinuje ve vodíkové atmosféře, kde dochází k odpaření vlastních vláken. Pro zvýšení mechanických
vlastností možno takto získané výrobky ještě mechanicky zhutnit ev. slinovat. Filtry vyráběné z
kovových tkanin jsou vůči předchozím technologiím ekonomicky náročnější, jejich předností je
stejná velikost pórů a poměrně vysoká pevnost.
Vysokoporézní materiály se nepoužívají jen jako filtry, ale i v dalších oblastech. Příklad jsou
elektrody nikl-kadmiových akumulátorů, jejichž pórovitost činí 70 až 90 %. Pórovitá vrstva se
vytváří z chemicky vyrobeného prášku s přídavkem 10 až 20 % bikarbonátu amonného. Slinování
v redukční atmosféře probíhá při teplotách 800 až 1000 0C. Destičky o tloušťce do 1 mm se pak
nasycují hydroxidy niklu (+) a kadmia (-). Průměr pórů nesmí být větší jak 0,10 mm. Obdobná
výroba je u Ni-Cd baterií.
Vysoká povrchová aktivita porézních materiálů spojená s rovnoměrným rozdělením pórů se
využívá také pro katalytické procesy. Desky se vyrábí ze směsi niklového a NiAl prášku ev.
legovaného (Ag, Pt). Vhodné aktivity se dosáhne mořením v louzích, kde hliník selektivně přechází
do roztoku. Dalším příkladem mohou být části pro kostní transplantace. Díly k tomuto účelu musí
být biokompatibilní, mít požadované mechanické vlastnosti a pro jejich fixaci v kostní tkáni je
nutná povrchová vrstva s póry o průměru cca 0,10 mm. Celková pórovitost má být vyšší jak 30 %
při tloušťce 0,5 až 1,5 mm.
209
13.5 Vysokotavitelné kovy a sloučeniny
Využití metod práškové metalurgie je spojeno s výrobou vysokotavitelných kovů,
především wolframu a molybdenu. I když dnes s rozvojem technologických zařízení je možno
získat polotovary některých vysokotavitelných kovů klasickou metalurgií, je prášková metalurgie
ekonomičtější a výrobky vykazují vyšší houževnatost potřebnou pro další zpracování. Největší vliv
na houževnatost a mechanické vlastnosti těchto materiálů má vodík, kyslík, dusík a uhlík.
Rozpustnost těchto prvků je velice malá. Množství a druh nečistot silně ovlivňuje tranzitní teplotu,
tato například pro W a Mo o čistotě 99,5 % se nachází v rozsahu 150 až 350 0C.
Kvalita výrobků vysokotavitelných kovů závisí především na jakosti výchozích kovových
prášků. Wolframový a molybdenový prášek mívá střední velikost od 0,002 do 0,010 mm. Zhutnění
lisováním je obtížné a proto se obvykle přidávají plastifikátory (stearáty, parafin). Lisovací tlaky se
pohybují od 400 do 600 MPa. Vlivem lepší deformovatelnosti tantalu je možno zpracovávat prášek
větších rozměrů a bez plastifikátoru. Ke slinování se používá nepřímého ohřevu v pecích nebo
přímého odporového ohřevu průchodem elektrického proudu (Coolidgeova metoda). Tato
technologie se používá pro wolframové polotovary do průřezu 50 cm 2. Nepřímý ohřev je méně
ekonomický, avšak rovnoměrnější, používá se tedy pro součásti složitých tvarů a větších rozměrů.
Teplota slinování odpovídá 0,85 homologické teploty (pro Mo 1600-1700 0C). Slinované výrobky
molybdenu a tantalu po jednostupňovém slinování získají dostatečnou pevnost pro další zpracování.
Wolframové výrobky se nejprve předslinují při teplotách 1000 až 1400 0C ve vodíkové atmosféře,
přičemž dochází k částečné rafinaci. Vlastní slinování (průchodem el. proudu) se děje při teplotách
2800 až 3100 0C také ve vodíkové atmosféře. Během slinování dochází k velkému smrštění (6 až
18 %). Pro omezení růstu zrna se k wolframovému prášku přidává 0,03 až 0,15 % oxidů (ThO 2,
Al2O3, CaO, SiO2). Větší podíl těchto komponent se při slinování vypaří, malý zbytek zůstává
v jemné disperzní formě a působí proti růstu zrna při rekrystalizaci a dlouhodobém provozu za
vysokých teplot. Protože tantal reaguje s uhlíkem, dusíkem i kyslíkem a s vodíkem vytváří hydridy,
proces slinování probíhá ve vysokém vakuu. Během ohřevu (nutno volit dostatečně pomalý)
dochází k rafinaci výrobků. Vlastní slinovací teplota odpovídá 2500 až 2700 0C.
Slinuté polotovary vysokotavitelných kovů nutno ještě dále zpracovávat do použitelné
formy i mechanických vlastností. Slinuté tantalové výrobky, vzhledem k dobré plastičnosti, je
možno dále zpracovávat válcováním, kováním nebo tažením za studena. Vyžaduje-li se mezižíhání
provádí se ve vakuu při teplotách 1200 až 1450 0C. Mechanické vlastnosti tantalu - pevnost v tahu
200-400 MPa, tažnost 50-20 %, tvrdost 70-150 HV. Polotovary slinutého wolframu a molybdenu
jsou křehké při pokojové teplotě, při teplotách nad 1300 0C jsou dostatečně plastické. Například
polotovar pro wolframový drát se nejprve zpracovává na kovacích rotačních strojích (postupně
10 % úběr na jeden stupeň) při teplotách 1400 až 1600 0C. Meziohřevy se provádí v ochranných
atmosférách. Během deformací dochází k zhutňování a vytváření vláknité struktury, houževnatost
se zvyšuje, takže konečné operace se provádí za nižších teplot (600 až 800 0C). Zpracování
molybdenového drátu je obdobné - používají se nižší teploty a konečné tažení může být za studena.
Mechanické vlastnosti vyžíhaného wolframového (molybdenového) drátu - pevnost v tahu 9001100 (800-1100) MPa, tažnost 5-15 (10-20) %.
Použití výrobků vysokotavitelných kovů v oblasti vysokých teplot (pecní odporové články,
tryskové motory) je známé. Molybden začíná oxidovat v atmosféře od 400 0C, oxid MoO3 je těkavý.
Oxidace wolframu počíná od 500 0C a zvětšuje se od 800 0C, WO3 je méně těkavý a vytváří
pórovitou vrstvu. Proto použití těchto materiálů v oxidačním prostředí může být jen krátkodobé.
Mechanické vlastnosti obou kovů plynule klesají se zvyšující se teplotou. Žáropevnost těchto
materiálů je limitována jejich tečením, které se projevuje u wolframu při teplotě 1600 0C a
u molybdenu již při 850 0C. Žáropevnost souvisí s rekrystalizací. Zvýšení rekrystalizačních teplot se
210
obvykle dosahuje legováním ThO2, který v disperzní formě blokuje hranice zrn. Používají se
i molybdenové slitiny, které jsou legovány malým množstvím Ti, Zr, C ev. Nb. Největší použití
těchto materiálů je však v oblasti elektrotechniky a elektroniky. Souvisí to s možností dosažení
vysokých teplot, jež zaručují svítivost ve viditelné oblasti, a nízkou tenzí par při vysokých
teplotách. Tyto vlastnosti jsou využívány i ve vakuové technice.
Nejen vysokotavitelné kovy, ale i vysokotavitelné sloučeniny jsou pro své vlastnosti (vysoký
modul pružnosti a teplota tání, malý součinitel roztažnosti, korozní odolnost, tepelná a elektrická
vodivost) používány hlavně v oboru vysokých teplot a značného opotřebení. Silné vazby
v krystalické mřížce jsou důsledkem kovalentních sil. Mimo tuto vazbu se uplatňuje u těchto
materiálů i vazba kovová a heteropolární.
K metalickým vysokotavitelným sloučeninám patří karbidy, nitridy, boridy a silicidy
přechodových kovů, jež se vyznačují tepelnou a elektrickou vodivostí. Toto dovoluje počítat tyto
sloučeniny jako analogické intermetalickým fázím. Oblast složení a existence těchto fází je
v některých případech dosti široká. U isomorfních karbidů a nitridů dochází k vzájemné
rozpustnosti, jejíž velikost je ovlivněna poměrem velikosti atomů.
Karbidy kovů se nejčastěji vyrábí nauhličováním kovových prášků nebo jejich oxidů.
Nauhličování se provádí v tuhém prostředí (přídavek sazí) nebo v prostředí plynném. Přídavek
uhlovodíků v redukční atmosféře přispívá k urychlení procesu.
Obdobně nitridy kovů se získávají především reakcí kovových prášků nebo jejich oxidů
s dusíkem (čpavkem), při teplotách 1200 –1400 0C. Nitridy vyrobené žíháním oxidouhlíkové směsi
v dusíkové nebo čpavkové atmosféře jsou lacinější, ale obsahují více nečistot.
Boridy se vyrábí slinováním kovů nebo jejich hydridů s borem. Často je využíváno metod
založených na reakcích sloučenin boru s kovy (např. redukce uhlíkem, vzájemná reakce ev.
kovotermická).
Jako u předešlých sloučenin, je výroba silicidů možná různými způsoby jako např. přímou
syntézou, redukcí, metalotermicky ap.
Nekovové vysokotavitelné materiály zahrnují širokou oblast látek jejichž vysoká teplota
tání a vysoká tvrdost je dána kovalentní vazbou. Používají se jak v práškové metalurgii, tak
v keramickém průmyslu.
Karbid boru (B4C - romboedrická struktura) má po diamantu a nitridu boru s kubickou
mřížkou nejvyšší tvrdost. Používá se proto jako brusný materiál ev. pro nástroje odolné proti
opotřebení (trysky). Výroba spočívá ve zhutnění a slinování při teplotě 2000 0C, po kterém se
provádí ještě lisování za stejné teploty. Legováním Cu, Cr, Ni, Ag, Ti, Zr dochází ke snížení
slinovací teploty vlivem vzniku tekuté fáze. Obdobné je zpracování nitridu boru.
Karbid křemíku (SiC) krystalizuje ve dvou fázích: hexagonální fáze zelené barvy a černá
fáze kubické mřížky stabilizovaná přítomností dusíku. Dostatečná vodivost a odolnost proti oxidaci
dovoluje použití karbidu křemíku na odporové články v ohřívacích pecích. Hlavním použitím je
však brusný materiál.
Nitrid křemíku (Si3N4) existuje také ve dvou modifikacích. Nitrid křemíku vyniká korozní
odolností (i ke kyselině fluorovodíkové, louhům), je žáropevným a žárovzdorným. Pevnost v ohybu
při 14000C je 150-200 MPa. Používá se pro chemické žárovzdorné kelímky, části plynových hořáků
atp. Známý je také materiál (Sialon) Si3N4-Al2O3-AlN používaný pro teploty 1400 0C. Vyrábí se
slinováním směsi jednotlivých složek v dusíku nebo argonu za teplot 1700 až 1800 0C.
211
Vysokotavitelné oxidy jsou dobrými izolátory i stabilní ve vzdušném prostředí, vynikají
vysokou tvrdostí a chemickou odolností, používají se proto pro zhotovení čistě oxidických slinutých
materiálů i cermetů.
Slinutý korund (hexagonální modifikace Al2O3) se pro svou odolnost proti kyselinám a
louhům i taveninám používá pro laboratorní přístroje, chemická zařízení, tavící kelímky ap.
Následkem vysokého měrného odporu se používá jako izolátor při vysokých teplotách. Vysoká
tvrdost a odolnost proti opotřebení umožňuje jeho použití jako řezného materiálu. Pro aktivaci
procesu slinování se používá jemných (do 0,005 mm) dodatečně mletých prášků s velkým měrným
povrchem a vysokou hustotou poruch. Bezporézní keramické materiály se vyrábí slinováním
v atmosféře vodíku a lisováním za tepla. Přídavek MgO zabraňuje růstu zrn při slinování.
Z dalších oxidů si zasluhují pozornost oxidy berylia používané na tavící kelímky vzhledem
k dobré tepelné vodivosti. Nejdůležitějšími charakteristikami ZrO2 je vysoká teplota tání, tvrdost a
odolnost proti kyselým struskám i kovovým taveninám. Další předností je dobrá odolnost proti
tepelným rázům. Oxid hořečnatý (MgO) má sice vyšší teplotu tání než Al2O3, možno jej však
bezporézně slinovat od teplot 1400 0C. Jeho použití je podobné korundu. Oxid chromitý (Cr2O3) je
izomorfní s korundem a přidává se k němu (3 %) pro abraziva jemného broušení.
13.6 Řezné a brusné materiály
Pro malou houževnatost se vysokotavitelné sloučeniny používají jen zřídka a ve specielních
případech samostatně. Vytvořením kompozitů s plastickými složkami, především kovy, je možno
houževnatost podstatně zvýšit. Různé charakteristiky i reakce složek v kompozitech dovolují
rozdělit tyto materiály na tři skupiny :
•
kompozity na základě metalických vysokotavitelných sloučenin a kovů, zejména železa
•
abrazivní výrobky a cermety
•
oxidickokarbidové kompozity
I když rychlořezné oceli nejsou typickým kompozitním materiálem vznikajícím směsí
vysokotavitelných sloučenin, přesto jejich obsah a morfologie určuje vlastnosti těchto ocelí.
Rychlořezné oceli patří k ocelím ledeburitického typu, jsou charakterizovány nestejnorodou
strukturou, ve které s hrubými primárními karbidy jsou spojeny makro- a mikrosegregace, jež
vhodnou technologií se snažíme potlačit. Metody práškové metalurgie zabraňují likvačním jevům.
Výroba nástrojů z rychlořezné oceli práškovou metalurgií má své specifické problémy. Je
známa špatná lisovatelnost vysokolegovaných zakalených i žíhaných prášků. Dodatečné
mechanické mletí, zvyšující lisovatelnost, je nevhodné pro zvyšování obsahu kyslíku se
zmenšováním velikosti částic. Slinování pomocí tekuté fáze nebývá též vhodné /obr.13.12/, jelikož
se nedosáhne dostatečně vysoké hustoty a je spojeno s tvořením hrubozrnných karbidů.
Nejoptimálnějším technickým řešením těchto problémů , které dává požadované zhutnění (porezita
do 1 %), je kování za tepla izostaticky lisovaných nebo protlačovaných výrobků.
Příklad zpracování slinuté rychlořezné oceli ukazuje technologie fy ASEA. Rozprášením
taveniny v atmosféře argonu nebo dusíku se získávají sférické částice o rozměrech menších jak
0,1 mm a obsahu kyslíku pod 0,01 %. Lisováním za studena a za tepla se vyrábí polotovary pro
tradiční kování. Polotovary se vkládají do kontejneru, který se po evakuaci a zaplynění dusíkem
zavaří. Izostatickým lisováním za studena se zvýší hustota na 65-75 %. Při teplotě 1050-1150 0C se
pak provádí izostatické lisování a slinování za tepla tlakem 100 MPa.
212
Při
zvýšení
obsahu karbidů nad
30 % se tavenina stává
těstovitou a nelze
rozprašovat. Výrobky
je
potom
nutno
uskutečňovat
jako
typické
kompozitní
materiály
směsí
kovového matričního
prášku, ke kterému se
přidává grafit a prášky
potřebných
karbidů.
Jako matriční prášky se
používá chromových,
niklových
nebo
chromniklových ocelí,
Obr. 13.12: Závislost poměrné hustoty na lisovacím tlaku /a/ a tvrdosti
které
mají
lepší
/b/ slinuté RO oceli (6% W, 2% Mo, 5% Co, 2 %V) /1-jednostupňové
lisovatelnost než oceli
s přítomností tekuté fáze, 2- dvojstupňové s mezilisováním/
rychlořezné.
Režim
slinování závisí na složení matrice a obvykle se provádí při teplotách 1300 až 1400 0C, kdy se
využívá přítomnosti tekuté fáze. Užívá se i redukčního žíhání s následujícím slinováním ve vakuu.
Principiálně je možná i infiltrace karbidického skeletu roztavenou ocelí.
Pro všechny výrobky práškové metalurgie těchto slitin je charakteristická jemnozrnnost a
rovnoměrné rozložení karbidické fáze. Nevzniká karbidická řádkovitost ani nerovnoměrná velikost
karbidů. Se zmenšením disperznosti struktury vzrůstá rychlost rozpouštění karbidů při austenitizaci,
t. zn. možno volit nižší austenitizační teploty a doby prohřevu pro získání stejné potřebné tvrdosti.
Jsou známy i rychlořezné oceli obohacené karbidy titanu a vanadu. Tvrdost po zakalení
těchto ocelí dosahuje 77 HRC. Jsou používány i kompozitní materiály na bázi ferotitanu. Volbou
jejich matrice možno získat širokou paletu vlastností. Vynikají lepší obrobitelností ve vyžíhaném
stavu, vysokou tvrdostí, odolností proti opotřebení i proti popouštění po tepelném zpracování.
Obr. 13.13: Mez pevnosti v ohybu podvojného kompozitu
WC-Co v závislosti na volné délce /lCo/
213
Slinuté
karbidy
jako
nástrojové
materiály
patří
k
nejdůležitějším
výrobkům
práškové
metalurgie.
Mají
mimořádný význam pro produktivitu
strojírenské výroby. Používají se na
břitové destičky nástrojů k obrábění
a na činné plochy některých
tvářecích
nástrojů
(průvlaky,
protlačovací nástroje ap.). Hlavní
složkou těchto materiálů je karbid
wolframu (hexagonální mřížka),
karbid titanu ev. tantalu (mřížka
kubická) o tvrdosti 2000 až
3200 HV a kobalt jako pojivo.
Vzhledem k vysokým požadavkům
na tvrdost, odolnost proti opotřebení
a pevnost je důležité nejen složení,
ale i struktura jednotlivých vzájemně vlastnostmi odlišných fází. Na příkladu podvojného
kompozitu WC-Co je možno si ukázat závislost pevnosti v ohybu jednotlivých chemických složení
na volné délce kobaltové fáze lCo /obr. 13.13/. Toto kriterium se používá místo velikosti zrna
vzhledem k tomu, že spojující materiál /Co/ se nachází jako síťoví mezi zrny karbidu wolframu. Při
vysokém obsahu spojovacího kovu nebo vysoké hodnotě lCo se tento spojovací materiál plasticky
deformuje a zpevňuje. Rozvoj prvotních trhlin (poruch) vyvolaných zvýšeným napětím je
v závislosti na volné délce kobaltové fáze /lCo/ tlumen v houževnatém spojovacím kovu. Po
vyčerpání plastických schopností kobaltu (zvyšujícím se napětím) pak může dojít
k makroskopickému porušení. Naopak se zmenšením obsahu kobaltu se zvětšuje kontakt mezi zrny
karbidu wolframu, jež mohou být potencionálními zdroji mikrotrhlin. Velmi tenká kobaltová vrstva
(100 až 300 nm) křehne, jelikož dislokace v ní mají omezený pohyb a nedochází tedy k zastavování
růstu mikrotrhlin. Rozvoj prvé mikrotrhliny vede k makroskopickému porušení. Uvedená maxima
pevnosti jsou tedy spojeny se dvěma mechanismy porušování (levá větev porušení křehké, pravá
porušení plastické) a závisí na složení a velikosti zrna.
Při provozu řezných nástrojů ze slinutých karbidů se spolu s mechanickými vlastnostmi
uplatňují i chemické a fyzikální procesy. Obráběná tříska může dosahovat až 1000 0C. Mimo
odolnosti proti opotřebení a způsobilosti vydržet rázová namáhání je nutno uvažovat schopnost
oxidace a možnost difúzních procesů mezi břitem a třískou. Toto hlavně zabezpečují přídavky TiC a
TaC k základnímu typu slinutých karbidů.
Tab. 13.I: Označení a složení slinutých nástrojových materiálů
ISO
ISO
DIADUR
CHEMICKÉ SLOŽENÍ
P
01
F2
F1
WC/Co/TiC
WC/Co/TiC/TaC
10
S1
S1.1
F1 – 74/6/20
S20 – 78/8/14/6
20
S2
F2 – 71/8/14
S4 - 85/9/4/2
30
S3
S1 – 78/6/16
S5 - 85/12/3/3
40
S4
S2 – 78/8/14
50
S5
10
U1
WC/Co/TiC/TaC/Cr3C2
20
U2
U1 – 86,5/7/5/1/0,5
30
U3
U3 – 78,5/15/2/3/1,5
M
K
S6
S3 – 84/8/8
40
Neobsazeno
WC/Co/TiC/TaC/Cr3C2/VC - U2
01
H3
10
H1
H1 – 95/5
20
G1.1
H3 – 97/3
30
G2
G1.1 – 92/8
40
Neobsazeno
G2 – 97/3
WC/Co
WC/Co/TiC
H2 – 94/4/2
WC/Co/TaC
H10 – 91,5/7/1,5
Průmyslově vyráběné slinuté karbidy jsou uvedeny v tab. 13.I. Norma ISO rozděluje oblast
slinutých karbidů určených pro obrábění na tři základní skupiny :
214
•
P - pro materiály s dlouhou třískou, vysoké rychlosti, ocel
•
M - pro těžko obrobitelné materiály, austenitické oceli, legované litiny
•
K - pro materiály s krátkou třískou, litina, keramika, barevné kovy
Použití:
skupina P
- pro materiály s dlouhou třískou, možnost velkých řezných rychlostí
skupina M
- pro těžko obrobitelné materiály (např. austenitické oceli, žárovzdorné a žáropevné
slitiny, legované litiny)
skupina K
- pro materiály s krátkou třískou (např. litiny, zušlechtěné oceli)
Technologie výroby slinutých
karbidů
je
charakteristická
pro
práškovou metalurgii. Prášky směsi
karbidů a kobaltu se homogenizují
v kulových mlýnech nebo attritorech
spolu s plastifikátorem pro granulaci a
tekutým prostředím (voda, benzin, líh)
zabraňujícím oxidaci. Směs se granuluje
v bubnech nebo sušením. Vlastní
tvarování a slinování může mít tři
modifikace :
•
nejjednodušší
technologií
je
jednostupňové lisování a slinování
pod ochranným plynem nebo ve
Obr. 13.14: Kvasibinární diagram soustavy WC-Co /Ta
vakuu.Teplota slinování je nižší než
- teplota slinování, X-složení slitiny s 6 % W /
teplota tání kobaltu. Kvasibinární
diagram WC-Co ternárního
systému
W-C-Co vykazuje eutektikum /obr. 13.14/.
Při slinovací teplotě cca 1400 0C vytváří
tedy kobalt s karbidem wolframu tekutou
fázi, kterou dochází ke slinování výrobku.
U výrobků z
hrubých prášků karbidu
wolframu nebo při nízkých obsazích kobaltu
vyvolané smrštění probíhá v počátku
přemistňováním
částic a teprve potom
rozpouštěním a opětným vylučováním
karbidu wolframu /obr. 13.15/. Při vyšším
obsahu kobaltu smrštění probíhá tak rychle,
že lze těžko uvedená stadia od sebe oddělit.
Obr. 13.15:
Závislost smrštění na době
Tento způsob výroby nezaručuje vysokou
slinování prášků slinutých karbidů /1-jemné
hustotu výrobku ani jeho přesné rozměry
prášky, 2-hrubé prášky/
(vysoké smrštění).
•
druhá modifikace technologie spočívá ve dvoustupňovém procesu. Práškové výlisky se
předslinují při teplotě odpovídající 60 % teploty konečného slinování. Získané polotovary
možno mechanicky obrábět a zhotovit výrobky složitého tvaru. Vlastní slinování již
nevykazuje tak velké smrštění. Přesto pro výrobky přesných rozměrů je nutná kalibrace.
Zhotovování součástí velkých rozměrů nebo nevhodných tvarů se provádí výhodněji
215
izostatickým lisováním. Jako plastifikátoru se používá parafin. Po izostatickém lisování bývá
pevnost dostatečná pro další obrábění a je možno vystačit s jednostupňovým slinováním
•
třetí způsob spočívá v lisování směsi prášků za tepla v grafitových formách, které se ohřívají na
slinovací teplotu přímým průchodem elektrického proudu nebo indukčně. Tato modifikace je
ekonomicky náročná a používá se v případech nutnosti dosáhnout nejvyšších hustot. Výhodnější
se jeví následné izostatické lisování za tepla.
Konečné opracování všech modifikací se provádí elektroerozívně nebo broušením
karborundovými kotouči s dobroušením diamantem.
Kompozitní materiály pro broušení sestávají z nekovových vysokotavitelných sloučenin a
spojovacího základu. Zpracování se provádí metodami práškové metalurgie, směšováním a
zhutňováním, obvykle zpracováním za tepla. Úloha spojovacího materiálu spočívá v dostatečně
pevném uchycení abrazivního zrna. Spolu s mechanickým zachycením zde má svou úlohu i adheze
hraničních povrchů. Nutno počítat i s opotřebováním brusných elementů, čili vytvářením nových
řezných zrn. Existuje mnoho různých spojovacích materiálů např.:
•
kovové spojovací materiály
•
polymerní pojiva
•
keramická pojiva
•
grafitická pojiva
•
gumová pojiva
•
magnezitová a silikátová pojiva.
Základním cílem výroby cermetů (kompozitů keramiky a kovů) je vytvořit výrobek se
společnými nebo novými vlastnostmi. Prvořadou úlohou je snaha snížit křehkost oxidické keramiky
a její citlivost k rázovému namáhání i tepelným rázům. Základní složky (kov a keramika) se
výrazně liší ve svých vlastnostech (hustota, tvrdost, modul pružnosti, tepelná vodivost a roztažnost,
teplota tání, povrchová energie aj.). Protože rozdíly hustoty jednotlivých složek způsobují jejich
rozvrstvení, je nutná dobrá homogenizace směsi prášků ev. použití stabilizačních přísad. Při
zhutňování lisováním dochází, při stejném tlaku, k vyššímu zpevnění kovové složky než složky
keramické. Velkou úlohu zde hrají parametry tření mezi stejnými a různorodými částicemi.
Struktura kompozitu závisí na poměrném složení vstupních prášků, jejich velikosti a tvaru. Při
značně nerovnoměrném poměru dochází ke vzniku skeletu (matrice) a oddělení jednotlivých složek.
Je-li skelet dostatečně plastický pak zachytí i vysoké tlaky při lisování a získáme kvalitní výrobek.
Naopak křehký skelet podléhá pouze pružným deformacím, které při odtížení mohou vyvolat
mikrotrhliny. Při slinování je nutno uvažovat řadu možností styku částic (kov-kov, kov-keramika,
keramika-keramika) a různosti povrchových energií i reakčních teplot. Různost smrštění při
slinování může také zapříčinit pórovitost výrobku. Rozdíly v tepelné roztažnosti jednotlivých
složek se mohou projevit při ochlazování ze slinovací teploty zpevňováním plastické složky ev.
zárodky mikrotrhlin. Jestliže proces slinování probíhá rychle nemusí u složek s fázovými
přeměnami dojít k rovnovážnému stavu.
Vlastní keramické řezné nástroje ze slinutého Al2O3 (99 %) obsahují malé množství MgF2,
Cr2O3, MgO, SiO2, TiO2. Při tvrdosti 78 až 80 HRC a vysoké tepelné odolnosti dovolují používat
velké řezné rychlosti. Pro nízkou houževnatost (cca 20 % rychlořezné oceli) se nedoporučuje silové
a přerušované obrábění. Vycházeje z těchto zkušeností je snaha rozšířit oblast použití těchto
keramických materiálů. V důsledku toho byly zkoumány slinuté materiály různého složení : Al2O3 +
Mo (Ni,Cr,Co), Al2O3 + Ti + TiC, Al2O3 + Mo2C (WC,TiC). Karbidická část bývá 20 až 40 %.
216
Tvrdost slinutých výrobků se pohybuje v rozsahu 1400 až 1750 HV. Řezná rychlost je dvojnásobná
vůči slinutým karbidům, houževnatost však nedosahuje jejich hodnoty.
K řezným materiálům patří i supertvrdé materiály jako jsou přírodní i umělé diamanty a
syntetický karbid boru. Vysoká tvrdost (8000-9000 HV) a odolnost proti opotřebení umožňuje
dvojnásobné až pětinásobné zvýšení řezné rychlosti. Nevýhodou je malá houževnatost. Ve srovnání
s diamantem je karbid boru méně chemicky aktivní. Při opracování slitin železa s uhlíkem dochází
k reakcím s diamantovým nástrojem. Také při teplotách nad 1000 0C je nutno počítat s možností
oxidace uhlíku.
13.7 Disperzně zpevněné soustavy
Základní způsoby zpevňování plastickou deformací za studena, substituční nebo precipitační
zpevňování jsou efektivní do 0,3 až 0,4 homologické teploty. Při zvýšení provozních teplot na 0,5
až 0,6 homologické teploty dochází ke ztrátě zpevňovacího efektu. Tento nedostatek zpevňování
uvedenými způsoby je možno odstranit cestou využití kompozitních materiálů. Z hlediska podstaty
zpevnění je možno kompozitní materiály rozdělit do dvou skupin :
•
základem zpevnění prvé skupiny je vyztužení kovové matrice vysokopevnými elementy,
nejčastěji nekonečnými nebo diskrétními vlákny. Efekt zpevnění je závislý především na
vlastnostech samých vláken a úlohou matrice je zabezpečit rovnoměrné rozložení napětí mezi
vlákny i plastické vlastnosti
•
druhou skupinou kompozitních materiálů tvoří disperzně zpevněné materiály, připravené
ponejvíce technologiemi práškové metalurgie, u kterých zpevňující fázi tvoří disperzní částice.
Úlohou zpevňující fáze je (již v procese výroby, hlavně však při deformaci a tepelném
zatížení) vytvářet stabilní dislokační substrukturu
Z hlediska mechanismu zpevnění se disperzně zpevněné soustavy neliší od klasicky
precipitačně zpevněných soustav. Rozdíly jsou jen ve vztazích zpevňující fáze a matrice. V případě
precipitačně zpevněných slitin je vytvrzující fáze vylučovaná z tuhého roztoku a v závislosti na
teplotě se nachází ve stabilní nebo metastabilní rovnováze s matricí, může prodělávat strukturní
přeměny a nakonec se opět rozpouštět v tuhém roztoku. V disperzně zpevněných soustavách
disperzní fáze nereaguje s matricí (základem). Zpevňující fáze u těchto soustav je tedy nutno
přidávat před zpracováním. Jestliže nedochází ke vzájemnému ovlivnění (rozpouštění), pak
rozdělení a množství vytvrzující fáze se ze změnou teploty nemění. Proto také vytvrzující
(zpevňující) efekt u těchto soustav zůstává až do teplot 0,8 homologické teploty.
Disperzní částice na jedné straně zpevňují matrici, ale na druhé snižují její plastičnost.
Základním problémem je výběr zpevňující fáze, volba vhodného objemového podílu, rozměru
částic a jejich rozložení. Nejčastější zpevňující fází jsou disperzní částice oxidů, méně jsou
používány karbidy, nitridy, boridy a intermetalické sloučeniny. Je nutno, aby zpevňující fáze
nereagovala s matricí až do výše teploty tavení matrice, jinak řečeno, aby se v matrici nerozpouštěla
a brzdila pohyb dislokací při vnějším nebo vnitřním namáhání. Efektivnost zpevnění disperzně
zpevněných soustav určují hlavně geometrické faktory struktury. Z teoretických úvah a
experimentálních výsledků vyplývá, že maximální efekt zpevnění se dosáhne za těchto podmínek :
•
rozměr zpevňujících částic nemá být větší jak 10-50 nm. Menší částice podstatně neovlivní
vlastnosti soustavy a jsou obtížně dosažitelné. Částice větších rozměrů, i když zpevňují při
nízkých teplotách, jsou při teplotách vyšších neefektivní
217
•
střední vzdálenost mezi zpevňujícími částicemi má být v intervalu 100-500 nm za
rovnoměrného rozložení v matrici
Uvedené geometrické faktory určují na základě stereologických úvah příslušné objemové
podíly částic v matrici, které nepřevyšují 5 až 10 objemových procent. Zabezpečení rovnoměrného
rozložení velmi jemných disperzních částic zpevňující fáze v kovové matrici je složitý proces, který
obecně zahrnuje tyto problémy:
•
výběr zpevňující fáze a stanovení objemového podílu
•
volba způsobu uvedení zpevňující fáze do matrice
•
kompaktizace (tvarování, zhutnění) směsi matrice + disperzoid do tvaru vhodného pro konečné
zhutnění
•
vypracování režimů deformace a tepelného zpracování
Nejstarším disperzně zpevněným materiálem je hliník označovaný jako SAP (jeho vývoj
pochází z padesátých let, kdy se nedařilo autorům Irmanovi a Zeelenderovi vyrobit hliníkový
prášek bez oxidické plenky vhodný ke slinování). Princip výroby disperzně zpevněného hliníku
v systému Al-Al2O3 spočívá v mletí hliníkového prášku v kulových mlýnech nebo attritorech bez
použití ochranné atmosféry. Na povrchu vzniklé oxidy se vmílají do vnitřku práškových částic.
Takto se zpracovávají i slitiny hliníku např. typu Al-Cu-Mg.
Obdobně jako systém Al-Al2O3 je znám a používaný i systém Al-Al4C3. Výchozí surovina je
vyráběna tzv. metodou reakčního mletí. Podstatou této metody je vmletí chemicky reaktivní látky
(zde lampové černi nebo uhlovodíků) do matrice, která s ní reaguje zčásti po dobu mletí a zčásti při
následujícím tepelném zpracování na disperzoid. V případě výroby Al-Al4C3 na začátku reakčního
mletí, pokud není vemleté celé množství uhlíku, zůstává vsázka jemná. Po vemletí všeho uhlíku
dochází k tzv. sekundární aglomeraci a k zhrubnutí. Granuláty se slisují a podrobí tepelnému
zpracování, při kterém zbylý uhlík zreaguje s hliníkem na jemné rovnoměrně rozložené částice
Al4C3. Výška teploty a velikost redukce mají malý vliv na vlastnosti. Takto je možno vyrobit
materiály do 5 hmotnostních procent uhlíku (cca 20 obj. procent Al4C3).
Vlastnosti
disperzně
zpevněného hliníku závisí především
na objemovém podílu disperzoidu
(Al2O3 nebo Al4C3) /obr. 13.16/.
Porovnání poklesu meze pevnosti
různých
hliníkových
materiálů
v závislosti na teplotě je na obr.
13.17.
Obr. 13.16: Mechanické vlastnosti SAP v závislosti na
obsahu Al2O3
218
Použití
disperzně
zpevněného hliníku v širším měřítku
zatím brání jeho relativně vyšší
cena. První průmyslovou oblastí,
kde disperzně vytvrditelný hliník byl
a je využíván je letecký a
automobilový
průmysl.
Ve
strojírenském průmyslu je využíván
pro součásti namáhané až do teplot
400 0C, např. výroba lopatek
kompresorů,
hlavy
a
písty
spalovacích motorů ap. V jaderné
technice nahrazuje v některých případech
obalové trubky palivových článků ze
zirkonu.
Obr. 13.17: Závislost meze pevnosti na teplotě
různých hliníkových materiálů / 1-99% měkký hliník,
2-slitina AlZnMgCu 1,5, 3-SAP s 10 % Al2O3, 4-Al +
4 % C (Al4C3) /
Hliník není jediným kovem u kterého se
uplatňuje
disperzní
zpevnění.
Jako
zpevňující fáze pro olovo se využívá
především PbO, ev. nerozpustné částice
niklu a mědi. V prvém případě výroba
výchozí suroviny spočívá v mechanické
oxidaci při mletí.
V druhém případě se
kompozitní prášky vyrábí tzv. SLIS
metodou. Podstata spočívá v rozpustnosti
prvků (Ni a Cu) v tavenině olova a
nerozpustnosti v tuhém stavu. Prudkým
ochlazením homogenní taveniny při
rozprašování
dosahujeme
jemného
disperzního
vyloučení
nerozpustných
složek. Hodnota pevnosti disperzně
zpevněného olova (DV) je mnohem vyšší
než u čistého, jehož pevnosti při pokojové
teplotě dosahuje DV olovo při 200 0C.
Obdobně je tomu při dynamických zatíženích.
Známý je také disperzně zpevněný nikl vyráběný fy Du Pont (DV-Ni) a CHerry Gordon
(DS-Ni). Zpevňující fází je oxid thoria (ThO2) vzhledem k vysoké teplotě tavení, schopnosti
vylučování částic optimálních rozměrů (100 až 10 nm) ze stabilních solí. Zvláštností disperzně
zpevněných materiálů této skupiny není přírůstek pevnosti při pokojové teplotě, ale praktická
nezávislost dlouhodobé pevnosti na teplotě do 1000 0C. Postupné snižování pevnosti (vlivem
teploty a zatížení) u slitin systému Ni-Al2O3 se vysvětluje "stárnutím" oxidické fáze, která hrubne
následkem difúzních procesů v matrici.
Disperzní částice oxidu thoričitého takový
sklon nemají. Vývoj těchto slitin
pokračoval legováním chromem (TD-NiCr
: 78 %Ni, 20 %Cr,
2 % ThO 2), což
zvýšilo žárovzdornost
i žáropevnost a
efektivnost disperzního zpevnění. Pro
použití za nižších teplot se niklové slitiny
legují hliníkem a titanem pro precipitační
zpevnění matrice fází Ni3(Al,Ti). I tyto
slitiny je možno a vhodné vyrábět metodou
práškové metalurgie jak
z prášků
kompozitních, tak a výhodněji metodou
mechanického legování, jež rovnoměrněji
rozdělí legující přísady
v prášku /obr.
13.18/. Použití těchto výrobků je ve
specielních případech kosmické a reaktivní
techniky.
Obr. 13.18: Dlouhodobá pevnost niklových slitin
Slitiny mědi a stříbra se zpevňují
v závislosti na teplotě /1-Nimonic 80A, 2-TD-Ni podobným způsobem - vnitřní oxidací.
(2 %ThO2), 3-IN 853 (75 %Ni; 20 %Cr; 2,5 %Ti; Výchozím materiálem je tedy homogenní
1,5 %Al; 1,3 %Y2O3)/
219
tavenina obsahující kromě základní složky menší množství dalších prvků, které při vnitřní oxidaci
vytváří zpevňující oxidickou fázi.
Těmito prvky bývají kadmium, berylium, hořčík, hliník, křemík, thorium a ytrium. U slitin
na bázi mědi jsou ponejvíce známy materiály Cu-Al2O3. Při stejné pevnosti je elektrická vodivost
u těchto slitin vyšší než u podobných disperzně vytvrzených. U slitin stříbra jsou to především
soustavy Ag-CdO ev. Ag-Ni. Mimo disperzně vytvrzovaných slitin se práškovou metalurgií
vyrábějí i slitiny precipitačně vytvrditelné např. Cu-Be ap.
13.8 Elektrokontaktní materiály
Současný vývoj elektrických zařízení se neobejde bez kontaktních materiálů specifických
vlastností. Kontakty jsou určeny ke spojování a rozpojování elektrických obvodů a předávání
elektrického proudu po určitou dobu. Dle provozních podmínek se někdy dělí na silnoproudé a
slaboproudé. Obecně tyto materiály musí vykazovat vysokou elektrickou a tepelnou vodivost
i dobrou odolnost proti atmosférické korozi. Silnoproudé kontakty podléhají erozi elektrickým
obloukem. Při odpojování elektrického obvodu se zmenšuje kontaktní plocha, zvětšuje se hustota
elektrického proudu, teplota v místě kontaktu vzrůstá, kontaktní materiál se taví a nakonec proud
prochází přes můstky roztaveného kovu. Při vytváření elektrického oblouku dochází k lokálnímu
ohřevu, materiál se taví a vypařuje. Při krátkodobém odpojování, vlivem vibrací, se mohou
kontakty svařit. Celkově úbytek materiálu kontaktů při provozu nazýváme opalem nebo erozivním
opotřebením. U slaboproudých kontaktů tyto jevy , vlivem nízkého předávaného výkonu, hrají
druhou roli. Na prvém místě u těchto kontaktů stojí problémy stálého přechodového odporu, tj.
korozní odolnost a místní přenos materiálu elektrod. Ten vzniká na katodě i anodě (kráter a kužel)
po určitém počtu sepnutí, což může vést k narušení komutace.
Požadavky na kontaktní materiály jsou tedy protikladné. Na jedné straně odolnost proti
působení oblouku a opotřebení, na druhé straně dobrá elektrická a tepelná vodivost. Tyto požadavky
může splnit úspěšně jen heterogenní soustava.
Vysoká teplota tání a nízká tenze par předurčují wolfram pro použití na kontakty s nízkou
mechanickou a elektrickou erozí. Při vyšších elektrických výkonech však jeho tepelná a elektrická
vodivost není dostatečná. Přídavky vodivého kovu možno získat vhodné kombinace vlastností
nutných pro jednotlivá zařízení. Zhotovení wolframových kompozitních materiálů se v principu
uskutečňuje třemi způsoby :
•
smícháním jednotlivých prášků, lisováním a slinováním pod nebo
nízkotavitelné složky (Ag, Cu a její slitiny)
•
infiltrací lisovaného polotovaru z wolframového prášku roztaveným stříbrem nebo mědí a
následným tvářením za studena
•
infiltrací pevného wolframového skeletu, získaného lisováním a
stříbrem nebo mědí
nad teplotou tání
slinováním, roztaveným
V prvém případu je možno získat materiál libovolného složení, ve druhém a třetím případu
musí obsah wolframu být alespoň 30 %. Pro zaručení výroby pevného skeletu se k wolframu
přidává 0,2-0,5 % niklu, jež aktivizuje vzlínavost infiltrovaného kovu při slinovací teplotě 1400 0C.
Získaný wolframový skelet má dostatečnou pevnost pro další zpracování.
Wolfram jako základní materiál pro elektrické kontakty je možno v některých případech
nahradit molybdenem (nižší výkony, vyšší korozní stálost) nebo rheniem (vyšší provozní teploty,
oxidy mají dobrou elektrickou vodivost ev. oxidy vyššího typu se odpařují). Nejvyšší odolnost proti
220
erozi
elektrickým
obloukem
mají
měďnowolframové kompozity o obsahu 20 až 40 %
mědi /obr. 13.19/. Pro zvýšení mechanické pevnosti
kontaktů se pro infiltraci používá slitin Cu-Ni ev.
Cu-Cr.
Mezi kontaktními materiály zaujímá stříbro
a jeho slitiny významné postavení pro nejvyšší
tepelnou a elektrickou vodivost i odolnost ke
kyslíku. Avšak jeho sklon ke svařování, přenosu
materiálu kontaktů i malá odolnost proti sirným
sloučeninám dovolují jej používat jen pro nízké
mechanické a elektrické zatížení. Legováním (Pd,
Cu, Cd) se dosáhne zvýšení tvrdosti a odolnosti
Obr. 13.19: Elektrická eroze wolframových proti opotřebení, které je na druhé straně provázeno
snížením elektrické a tepelné vodivosti. Prášková
kontaktů vyrobených infiltrací
metalurgie umožňuje zvýšení pevnosti disperzním
zpevněním bez snižování elektrické vodivosti. Z těchto systémů zaujímá dominantní postavení
materiál na bázi Ag-CdO. Jemný disperzní oxid se získává vnitřní oxidací částic prášku. Slinuté
kontakty tohoto typu se používají ve všech nízkonapěťových elektrických zařízeních pro svou
vysokou odolnost proti svařování kontaktů, nižší spotřebu stříbra, vyšší tvrdost a dobrou elektrickou
vodivost. K tomu je třeba dodat, že oxidy kadmia se vypařují při vyšších teplotách a tak zajišťují
stálý přechodový odpor a prodloužení životnosti kontaktů. Oxidy jiných kovů (Cu, Sb, Mn, Pb) také
disperzně zpevňují stříbro, ale vliv na zmenšení eroze elektrickým proudem je nevýznamný.
Technické použití mají kontaktní materiály s obsahem 10 až 15 % CdO.
Kontakty ze slinutých materiálů s 10 až 40 % niklu se také vyznačují vyššími mechanickými
vlastnostmi a vyšší elektrickou vodivostí než stejně pevné precipitačně vytvrzené slitiny. Protože
v tuhém stavu není stříbro a nikl rozpustné, jedná se o disperzní zpevnění uvedených výrobků. Je
nutno poznamenat, že tvářením slinutých polotovarů se částice niklu uspořádávají ve směru tváření
a výrobek získává anisotropické vlastnosti. Toto může být v některých případech předností.
Tvařitelnost dosahuje až 90 % bez mezižíhání. Elektroerozívní odolnost těchto systémů je vyšší než
slitin stříbra a je srovnatelná se systémem Ag-CdO. Předností je vyšší úspora stříbra a dobré
technologické vlastnosti (tvařitelnost, svařitelnost, možnost pájení bez mezivrstvy ap.).
Kompozitní kontaktní materiály na bázi spojení
kovu a grafitu se používají pro smykové kontakty. Musí
vykazovat dobré kluzné vlastnosti a odolávat
přivařování v procesu komutace. U kontaktů na bázi
stříbra se používá do 5 % přídavku grafitu. Eroze
elektrickým obloukem u těchto kontaktů je vysoká. Toto
je vysvětlováno nedostatečně pevným spojením částic
stříbra v matrici kontaktu. Proto použití kontaktů tohoto
typu je omezeno na případy, kdy se eroze
neuskutečňuje. Je též obtížné připojení kontaktů
(nesvařitelnost, nepájitelnost). Kontaktní materiály na
osnově Cu-grafit jsou nejstaršími představiteli těchto
materiálů. Elektrický odpor se zvyšováním obsahu mědi
klesá /obr. 13.20/.
Pevnost v ohybu je třikrát vyšší než u čistě
uhlíkových kontaktů. Zbytková pórovitost se zaplňuje
221
Obr. 13.20:
Závislost elektrického
odporu uhlíkových kompozitů na
obsahu mědi
organickými mazadly nebo polymery. Pro zvýšení pevnosti a tvrdosti se někdy měděná matrice
leguje cínem a zinkem, přídavek olova zlepšuje třecí vlastnosti.
13.9 Magnetické materiály
Podle magnetických vlastností můžeme rozdělovat magnetické materiály na tvrdé a
měkké, podle složení na kovové a oxidické (kysličníkové).
Nejlevnějším magneticky měkkým materiálem je
čisté železo pro vysokou hodnotu magnetického sycení a
nízkou koercitivní sílu. Tyto magnetické vlastnosti závisí
na čistotě a struktuře materiálu. Prášková metalurgie je
pro hromadnou výrobu těchto součástí nejen výhodná,
ale zaručuje jejich vysokou čistotu. Nedostatkem
slinutých materiálů je pórovitost, proto se v těchto
případech používá dvojího lisování a slinování. Výchozí
suroviny (prášky karbonylového nebo elektrolytického
železa) jsou prosty znečistěnin (P,S). Další prvky
zhoršující magnetické vlastnosti (C, N, O) jsou
odstraňovány při slinování ve vodíkové atmosféře.
Vzhledem k vysokým požadavkům hustoty se provádí
slinování při 1200 až 1300 0C (smrštění více jak 6 %).
Provádí-li se kalibrace je nutno vzniklé zpevnění
odstranit žíháním (700 až 800 0C).
Obr. 13.21: Vliv legujících prvků na
diagram slitiny Al-Ni-Co / čárkovaná
svislá linie AlNiCo 32 (8 % Al, 15 %
Ni, 23 % Co, 4 % Cu, 1 % Ti) /
Běžně používané magneticky tvrdé (permanentní,
trvalé) materiály pro velké výkony jsou systému Fe-AlNi-Co /obr. 13.21/. Slitiny tohoto druhu jsou velice
křehké a tvrdé. Lité magnety mají sklon k likvaci a
vytváření staženin. Opracování lze provádět pouze
broušením. Práškovou metalurgií získáme rovnoměrnou
strukturu lepší mechanické vlastnosti i možnost
eventuelního obrábění slinutými karbidy.
Obr. 13.22: Schéma tepelného zpracování slitin
Al-Ni-Co
/
I-homogenizace,
II-chlazení
v magnetickém poli 0,5 0C.s-1, III-chlazení
stlačeným vzduchem /
222
Vlastní technologie výroby magnetů
spočívá
v míšení výchozích kovových
prášků mimo hliníku. Vzhledem k nízké
teplotě tání Al a jeho vysoké afinitě ke
kyslíku se používá ve formě práškové
předslitiny
se
železem
(1:1).
Homogenizovaná směs se lisuje tlakem 500
až 1000 MPa na hydraulických nebo
mechanických lisech. Případná maziva
nesmí působit na možné vytváření karbidů
při dalším zpracování. Slinování se provádí
za teplot 1200 až 1350 0C ve vakuu nebo
vodíkové atmosféře. Slinování se urychluje
vznikem tekuté fáze, která se vytváří během
vyrovnávání koncentrací. Celkové smrštění
bývá 8-10 %.
Zlepšení magnetických vlastností slinutých výrobků se dosáhne následujícím tepelným
zpracováním. Ohřevem na homogenizační (rozpouštěcí) teplotu 1250 až 1300 0C vytvoříme
jednofázovou strukturu tuhého roztoku α /obr. 13.22/. Rychlost ochlazování z této teploty přes
dvoufázovou zónu (α + γ) musí zaručovat potlačení vylučování fáze γ (kubické plošně centrované)
a uchovat fázi α do počátku jejího spinodálního rozpadu (rychlostí větší jak 1 0C.s-1). Výskyt γ fáze,
vzhledem k její transformaci na objemově centrovanou fázi α, snižuje magnetické vlastnosti
výrobku. Při snížení teploty pod 900 0C přesycený tuhý roztok α se rozpadá na paramagnetickou
(nebo slabě feromagnetickou) fázi α s vyšším obsahem niklu a hliníku a silně feromagnetickou fázi
α´ bohatou železem a kobaltem. Fáze α´ představuje sloupkovité částice (průměr 10 nm) uložené
rovnoběžně se směrem /100/ fáze α. Vzhledem k tomu, že fáze α´ se vytváří rovnoměrně ve všech
třech směrech u polykrystalického materiálu jsou magnetické vlastnosti izotropní. Jestliže rozpad
tuhého roztoku α probíhá v silném (1-2 kA.cm-1) magnetickém poli, částice α´ se budou vytvářet
přednostně ve směrech matrice /100/, které odpovídají směru magnetického pole. Tohoto ovlivnění
je možno dosáhnout v tom případě, že Curierův bod fáze α´ je vyšší než teplota počátku rozpadu α
na α + α´ . Toto je umožněno při obsahu kobaltu větším jak 10 %. Rychlost ochlazování
v magnetickém poli mezi 900 0C a 700 0C bývá 0,5 0C.s-1. Někdy se provádí ještě doplňující
izotermické žíhání při teplotách 650 0C a 550 0C /obr. 13.22/ pro získání maximální koercitivní síly.
Předpokládá se, že při těchto teplotách se dokončuje rozpad tuhého roztoku a rozhraní mezi
uvažovanými fázemi je výraznější. Jak vyplývá, změnou tepelného zpracování a výběrem
chemického složení je možno v širokém rozsahu měnit magnetické vlastnosti výrobků dle jejich
určení.
Mimo slinuté magnety tohoto typu se vyrábějí i magnety lisované z prášku Al-Ni-Co
spojeného vytvrditelnou pryskyřicí (5 %) za teplot 100-180 0C. K přednostem tohoto způsobu patří
levnost, stálost rozměrů a nepotřeba opracování. Na druhé straně magnetické charakteristiky jsou
asi o 20 % nižší.
Ferity jsou magnetické materiály vyrobené z oxidů kovů. Mimo rozdílné magnetické
charakteristiky se vyznačují vysokým měrným odporem (102 až 104 .cm-1), který přispívá ke snížení
ztrát vířivými proudy a vyznačují se nízkou objemovou hustotou 3,8 až 5,1 g.cm-3. Ferity obsahující
kationty železa Fe2+ a Fe3+ mají kubickou strukturu spinelového typu MgAl2O4 (elementární buňka
obsahuje 56 iontů). Kubické ferity mají tedy obecný vzorec Me3+ (Me2+,Me3+) O4 , kde jako
dvouvalentní kov mohou být ionty Mn2+, Fe2+, Co2+, Ni2+, Mg2+, Cu2+ nebo Zn2+, třívalentním iontem
je především Fe3+. Magnetické vlastnosti jsou dány obsazením oktaedrických a tetraedrických poloh
mřížky kationty s velkým iontovým poloměrem (od Ba2+ do Sr2+), tím se iontová mřížka deformuje
a přechází na hexagonální tvar. Zvyšuje se anizotropie a projevují se magneticky tvrdé
charakteristiky.
Výroba magneticky tvrdých a měkkých feritů má podobné rysy. Jako výchozí suroviny se
používá syntetických oxidů železa, niklu, zinku, manganu, mědi a hořčíku, pro magneticky tvrdé
ferity pak uhličitanů barya a stroncia. Vyžaduje se pečlivá homogenizace. Mechanicky
homogenizovaná směs se nejprve předslinuje (u měkkých feritů při 900 až 1000 oC, u tvrdých
1000-1400 0C. Předslinek se drtí a znovu rozemílá suchým nebo mokrým způsobem. Pro zvýšení
kvality se slinování a mletí několikrát opakuje. Zhutňování vyrobeného prášku se může dít různými
způsoby, obvykle se pro zlepšení procesu používá pojiv nebo plastifikátorů. Pro získání izotropních
magnetů se využívá lisování pod tlaky 100 až 200 MPa v magnetickém poli. Mohou se použít suché
i mokré prášky tak, aby mohlo dojít k jejich potřebné orientaci. Konečné slinování při teplotách
1000 až 1300 0C se provádí na vzduchu, pouze ve specielních případech se používá ochranné
atmosféry nebo vakua. Pro vysokou tvrdost je možné konečné operace provádět jen broušením.
223
Stejně jako u soustavy Al-Ni-Co je možno vyrábět práškové ferity, kde feritový prášek je
spojován pryskyřičnými nebo jinými pojivy.
13.10 Uhlíkové materiály
Uhlíkové materiály zaujímají dle svých vlastností určitou polohu mezi kovy a keramikou.
Výrobky je možno rozdělit na hrubozrnné (pod 12 mm) a jemnozrnné (pod 1 mm, spíše 0,1 mm).
Použití grafitu jako vysokoteplotního materiálu v metalurgii a slévárenství je známo již od
16. století. Mechanické vlastnosti monokrystalu grafitu v bazické rovině ideální šesterečné mřížky
jsou vysoké a převyšují hodnoty všech známých materiálů. Tepelná vodivost v této rovině je
pětinásobkem vodivosti mědi, v kolmém
směru je však rovna vodivosti typického
izolátoru. Vycházeje z těchto vlastností mají
uhlíkové materiály s víceméně uspořádanou
strukturou vysokou elektrickou a tepelnou
vodivost a nízkou tepelnou roztažnost. Grafit
je jediným materiálem, jehož pevnost a modul
pružnosti s teplotou vzrůstá do 2300 0C /obr.
13.23/. Příčiny zpevňování se zvyšováním
teploty jsou vysvětlovány procesy spojenými
s odstraňováním strukturních vad. Dobré
frikční vlastnosti spojené s odolností proti
natavování a přivařování jsou využívány při
výrobě kontaktů a třecích materiálů.
V
Obr. 13.23: Závislost mechanických vlastností
elektrodového grafitu na teplotě /1-modul
pružnosti, 2-pevnost v tlaku, 3-pevnost v ohybu,
4-pevnost v tahu/
chemickém a metalurgickém
průmyslu
se
využívá
nejen
jeho
žárovzdornosti, ale i vysoké odolnosti proti
kapalným kovům, struskám a chemickým
látkám (s vyloučením silných okysličovadel).
Perspektivy grafitu jsou dány i poměrně
nízkými výrobními náklady a dostupností
surovin.
Elektrografit se vyrábí v obloukové peci vyzděné karborundovými cihlami. Prostor pece je
vyplněn směsí křemenného písku a koksového prachu. V průběhu ohřevu asi na 3000 0C dochází
v pásmu do 2000 0C k tvorbě karbidu křemíku a při vyšších teplotách k jeho rozkladu za vzniku
křemíkových par a grafitu. Existují i novější přípravy grafitu specielních vlastností. Je to např.
výroba pyrolytického grafitu, který vzniká rozkladem uhlovodíků, nejčastěji metanu, při teplotách
asi 2200 0C. Vzniká jemnozrnný grafit vynikající odolností proti oxidaci a erozi. Uvádí se, že tento
grafit je neporézní a nepropustný s čistotou 20 ppm. Obvyklý způsob výroby spočívá v mechanické
homogenizaci odplyněného (kalcinovaného) koksu (1300 0C), sazí, antracitu a přírodního grafitu
s plastifikátory a pojivy (kamenouhelným dehtem). Směs se zpracovává válcováním, vytlačováním
nebo lisováním na polotovary, které se podrobují dalšímu tepelnému zpracování. V prvém stadiu se
při žíhání do teploty 1400 0C po dobu několika dní dosáhne zkoksovatění pojiva, ve druhém stadiu
při žíhání za teplot 2700 až 3000 0C probíhá grafitizace.
Zvláštností zpracování uhlíkových materiálů ve srovnání s kovovými a keramickými látkami
je to, že neslinují při normálním tlaku až do teploty sublimace. Proces připomínající slinování
začíná od teplot 2800 0C a tlacích vyšších jak 7 kN.cm-2. V klasických procesech jsou pevné
224
vysokouhlíkové komponenty spojovány vysokouhlíkovými pojivy, které při dalším tepelném
zpracování přechází v tuhé skupenství. Vytváří se tak pevný skelet, jež určuje vlastnosti uhlíkového
materiálu. Schopnost k vytváření monokrystalických oblastí s hexagonální vrstevnatou mřížkou
o rozměrech 20 až 100 nm se nazývá schopností ke grafitizaci. Materiál po grafitizaci vyniká
vysokou tepelnou a elektrickou vodivostí, nízkou tvrdostí a lepšími třecími vlastnostmi než materiál
uhlíkový. Jako pojivo se nejvíce uplatňuje kamenouhelný dehet (ostatní polymerní látky se obtížně
grafitizují).
K dosažení vyšší pevnosti a snížení pórovitosti se výrobky impregnují dehtem, smolou nebo
pryskyřicemi. U běžně vyráběných materiálů dosahuje pórovitost 12 až 20 %. Snížení pórovitosti
můžeme dosáhnout i opětovnou grafitizací.
Hlavním spotřebitelem výrobků z hrubozrnného grafitu je metalurgický a chemický
průmysl (např. při výrobě hliníku se na 1 tunu kovu spotřebuje cca 500 kg uhlíkových elektrod). Ve
strojírenství je grafit využíván pro výrobu svařovacích elektrod, ložisek, těsnění a pod.
V elektrotechnickém průmyslu se z grafitu vyrábí uhlíky pro obloukové lampy, kartáčky a kluzné
kontakty atp. Použití grafitu je tedy rozmanité a tedy i vlastnosti výrobků jsou různé dle jejich
složení a zpracování. Příklad kombinace vlastností jednotlivého výrobku je ukázán na kluzných
kontaktech (kartáčkách) elektromotorů. Tyto se mohou vyrábět z uhlíkového (nežíhaného)
materiálu, který díky své tvrdosti působí proti vytváření patiny na komutátoru a vzhledem
k vyššímu elektrickému odporu nezpůsobuje velkou elektrickou erozi.
Kartáčky z přírodního grafitu se používají v těch případech, kdy kromě dobré komutace je
potřebný i nízký koeficient tření. Pro přenosy velkých výkonů při malém napětí jsou vhodné
kartáčky z kompozitu kovu s přírodním grafitem.
225
LITERATURA
1.
2.
3.
4.
5.
6.
7.
8.
9.
ASM HANDBOOK, vol. 4 – Heat Treating, ASM International 1997
Beran , V.: Technická měření, ES VŠSE Plzeň 1991
Dorazil, E. – Münsterová, E.: Speciální technologie I, ES VUT Brno 1990
Dorazil, E.: Kovové materiály, ES VUT Brno 1990
Eckstein, H-J.: Technologie der Wärmebehandlung von Stahl, Leipzig 1976
Grutková, J.: Prášková metalurgia, VŠT Košice, Alfa Bratislava 1990
Jech, J.: Tepelné zpracování oceli, SNTL Praha 1983
Koutský, J. – Šmíd, J.: Makroskopické a mikroskopické zkoušení oceli, SNTL Praha 1964
Koutský, J.: Nekonvenční způsoby tepelného zpracování vysokochromových ocelí,
Academia Praha 1980
10. Koutský, J.: Slitinové oceli pro energetické strojírenství, SNTL Praha 1981
11. Krásný, O. – Picka, J.: Navrhování a modernizace kalíren, SNTL Praha 1966
12. Kraus, V.: Technologie tepelného zpracování, ES ZČU, Plzeň 1992
13. Kraus, Vl.: Atlas diagramů pro zušlechťování konstrukčních ocelí, SNTL Praha 1964
14. Krauss, G.: STEELS – Heat Treatment and Processing Principles, ASM International
2000
15. Križan, L. – Grgač, P. – Čaplovič, L.: Špeciálna technológia I – Progresivne metódy
tepelného spracovania, ES SVŠT Bratislava 1990
16. Kurian, J.: Prášková metalurgia, ALFA Bratislava 1991 VŠT Košice
17. Lukáč, I.: Spracovanie práškových kovov, ES VŠT Košice 1989
18. Macek, K. a kol.: Tepelné úpravy kovových materiálů, ES ČVUT Praha 1993
19. Morávek, O. – Baborovský, V.: Základy tepelného zpracování, SNTL Praha 1975
20. Nástrojové oceli POLDI a jejich použití, Kladno 1986
21. Píšek, J. a kol.: Nauka o materiálu I, sv. 3 – Neželezné kovy, Academia Praha 1973
22. Pluhař, J. a kol.: Fyzikální metalurgie a mezní stavy materiálu, SNTL Praha 1987
23. Pluhař, J. a kol.: Nauka o materiálech, SNTL/ALFA 1989
24. Primus, F.: Technologie tepelného zpracování, ES ČVUT Praha 1967
25. Přenosil, B.: Nitrocementace, SNTL Praha 1964
26. Ptáček, L. a kol.: Nauka o materiálu I. a II., Akademické nakladatelství CERM 2003
27. Rada, J.: Elektrotepelná technika, SNTL Praha 1985
28. Sedláček, V.: Neželezné kovy a slitiny, SNTL Praha 1979
29. Schatt, W.: Poroškovaja mettalurgija, Mettalurgia Moskva, 1983
30. Skočovský, P.: Technológia tepelného spracovania kovov, ES VŠDS Žilina 1992
31. Šmátek, J. a kol.: Průmyslové pece ve strojírenství, SNTL Praha 1965
32. Vander Voort, G. F.: Atlas of Time-Temperature Diagrams for Irons and Steels, ASM
International 2004
33. Vígner, M. a kol.: Metodika projektování výrobních procesů, SNTL Praha 1984
34. Zábavník, V.: Technológia tepelného spracovania, ES VŠT Košice 1981
226