VLASTNOSTÍ U ULTRA-PEVNOSTNÍCH OCELOVÝCH PLECHŮ
Diplomová práce
Studijní program: N2301 – Strojní inženýrství
Studijní obor: 2301T048 – Strojírenská technologie a materiály Autor práce: Bc. Pavel Hrdý
Vedoucí práce: doc. Ing. Pavel Solfronk, Ph.D.
Liberec 2015
Byl jsem seznámen s tím, že na mou diplomovou práci se plně vzta- huje zákon č. 121/2000 Sb., o právu autorském, zejména § 60 – školní dílo.
Beru na vědomí, že Technická univerzita v Liberci (TUL) nezasahuje do mých autorských práv užitím mé diplomové práce pro vnitřní potřebu TUL.
Užiji-li diplomovou práci nebo poskytnu-li licenci k jejímu využití, jsem si vědom povinnosti informovat o této skutečnosti TUL; v tom- to případě má TUL právo ode mne požadovat úhradu nákladů, které vynaložila na vytvoření díla, až do jejich skutečné výše.
Diplomovou práci jsem vypracoval samostatně s použitím uvedené literatury a na základě konzultací s vedoucím mé diplomové práce a konzultantem.
Současně čestně prohlašuji, že tištěná verze práce se shoduje s elek- tronickou verzí, vloženou do IS STAG.
Datum:
Podpis:
pevnostních ocelových plechů
The influence of BH effect on the change of mechanical properties of the Ultra-High Strength Steel sheets
Anotace
Diplomová práce se zabývá stanovením vlivu BH efektu (Bake Hardening) na mechanické vlastnosti konkrétního typu ultra-pevnostní oceli v závislosti na zvolené technologii dělení. V teoretické části uvádí rešerši používaných materiálů pro stavbu automobilové karoserie a možnosti zpevnění ocelových materiálů. Dále nabízí přehled základních poznatků o vodíkové křehkosti a zkouškách pro její testování.
V experimentální části je vyhodnocen vliv BH efektu na změnu mechanických vlastností a nabízí možné varianty konstrukce čelistí pro experimentální hodnocení vodíkové křehkosti jednoosým tahem.
Klíčová slova: BH efekt, vodíková křehkost, ultra-pevnostní ocel, laser, vodní paprsek, testování vodíkové křehkosti
Annotation
This thesis deals with the determination of the impact of BH (Bake Hardening) effect on the mechanical properties of Ultra High Strength Steel, depending on the choice of cutting. The theoretical part deals with the literature search of the materials used for the frame of car bodies and the option of strengthening steel materials.
It provides an overview of basic knowledge about hydrogen cracking and exams for its testing. In the experimental part evaluates the influence of BH effect on change of mechanical properties and offers possible options for the frame of the jaws for testing of hydrogen cracking.
Key Words: BH Effect, Hydrogen Cracking, Ultra High Strength Steel, Laser Cutting, Water-Jet Cutting, Hydrogen Cracking Testing
Na tomto místě bych rád poděkoval všem, kteří mě podporovali a pomáhali mi při psaní této diplomové práce.
Jmenovitě děkuji panu doc. Ing. Pavlovi Solfronkovi, Ph.D. za vedení a odbornou pomoc, panu Ing. Lukášovi Zuzánkovi za cenné rady, věcné připomínky a výpomoc při realizaci diplomové práce a paní Ing. Ivě Novákové, Ph.D. za výpomoc v laboratořích KSP při přípravě vzorků.
Dále bych rád poděkoval své rodině za podporu v celém období mého studia.
Zvláštní poděkování věnuji in memoriam svému otci, který byl mým vzorem, inspirací a vždy ve mně věřil.
Bc. Pavel Hrdý
Diplomová práce vznikla na základě finanční podpory projektu studentské grantové soutěže /SGS21005/ ze strany Technické univerzity v Liberci v rámci podpory specifického vysokoškolského výzkumu.
6
Obsah
Seznam použitých zkratek a symbolů... 8
1 Úvod ... 10
2 Teoretická část ... 11
2.1 Technologie tváření kovů ... 11
2.1.1 Rozdělení tvářecích procesů ... 11
2.1.2 Anizotropie vlastností ... 12
2.1.3 Poruchy krystalové mřížky ... 12
2.1.4 Dislokace ... 13
2.2 Materiály používané pro stavbu karoserie ... 15
2.2.1 Nízkopevné hlubokotažné materiály ... 16
2.2.1.1 IF oceli ... 17
2.2.1.2 IF oceli s BH efektem ... 17
2.2.1.3 IS oceli (Isotropic steels) ... 18
2.2.2 Standardní HSS oceli ... 18
2.2.2.1 Refosforizované IF oceli ... 18
2.2.2.2 Mikrolegované oceli (HSLA) ... 19
2.2.3 Vysokopevnostní AHSS oceli ... 19
2.2.3.1 DP oceli (Dual Phase Steels) ... 19
2.2.3.2 TRIP oceli ... 21
2.2.3.3 TWIP oceli ... 22
2.2.4 Ultra-pevnostní UHSS oceli ... 24
2.2.4.1 CP oceli (vícefázové oceli) ... 24
2.2.4.2 MS oceli ... 24
2.2.4.3 Bórové martenzitické oceli... 25
2.2.5 Svařované přístřihy ... 26
2.2.6 Slitiny neželezných kovů ... 27
2.2.6.1 Slitiny hliníku ... 27
2.2.6.2 Hořčíkové slitiny ... 28
2.2.7 Mechanismy zpevnění ocelových plechů ... 29
2.2.7.1 Zpevnění BH efektem ... 29
2.2.7.2 Zpevnění tuhého roztoku atomy příměsí ... 31
2.2.7.3 Precipitační zpevnění ... 32
2.2.7.4 Deformační (dislokační) zpevnění ... 32
2.2.7.5 Zpevnění od hranic zrn ... 32
2.2.7.6 Zvýšení pevnosti pomocí tepelně mechanického zpracování... 32
2.2.7.7 Výrobní technologie kalení lisováním ... 33
2.3 Vodíková křehkost ... 36
2.3.1 Druhy vodíkové křehkosti v ocelích ... 37
2.3.2 Vliv vodíkové křehkosti na vlastnosti ocelí... 37
7
2.3.3 Vliv vodíkové křehkosti na mikrostrukturu ... 38
2.3.4 Povrchové vady způsobené přítomností vodíku ... 39
2.3.5 Zkoušky vodíkové křehkosti ... 41
2.3.5.1 Zkoušky tahem ... 41
2.3.5.2 Zkoušení součástí s povrchovými úpravami ... 43
2.3.5.3 Hodnocení ocelí vůči vodíkem indukovanému praskání ... 44
2.3.5.4 Metody měření vodíku při svařování ... 44
2.4 Metody dělení vysokopevnostních materiálů ... 46
2.4.1 Technologie dělení materiálu laserem ... 46
2.4.2 Technologie dělení materiálu vodním paprskem ... 48
2.5 Základní zkušební metody mechanických vlastností ... 50
2.5.1 Statická zkouška tahem ... 50
2.5.2 Měření tvrdosti kovů ... 51
3 Experimentální část ... 53
3.1 Testované materiály ... 53
3.2 Příprava vzorků ... 53
3.3 Použité experimenty ... 54
3.3.1 Statická zkouška tahem ... 54
3.3.2 Metalografie ... 55
3.3.3 Měření mikrotvrdosti ... 56
3.4 Vyhodnocení naměřených výsledků ... 58
3.4.1 Vyhodnocení materiálu XY 500 ... 58
3.4.2 Vyhodnocení materiálu XY 1500 ... 63
3.4.2.1 Vyhodnocení materiálu XY 1500 dělený vodním paprskem ... 63
3.4.2.2 Vyhodnocení materiálu XY 1500 dělený laserem... 70
3.4.2.3 Porovnání materiálu XY 1500 dělený laserem i vodním paprskem ... 74
3.4.2.4 Porovnání technologií dělení materiálu pro praxi ... 78
3.4.3 Vyhodnocení pro materiál XY 1900 ... 81
3.4.4 Vliv BH efektu na tvrdost v neovlivněné zóně ... 86
4 Konstrukční návrh čelistí pro testování vodíkové křehkosti ... 87
4.1 Cíle konstrukční části ... 87
4.2 Návrh jednotlivých variant provedení... 88
4.2.1 Varianta A ... 88
4.2.2 Varianta B ... 89
4.2.3 Varianta C ... 91
4.2.4 Varianta D ... 92
4.3 Vyhodnocení konstrukčních návrhů ... 93
5 Závěr ... 94
6 Seznam použité literatury ... 96
Seznam příloh ... 100
8
Seznam použitých zkratek a symbolů
A80mm [%] Tažnost měřená na délce průtahoměru 80 mm AC3 [°C] Překrystalizační teplota
AHSS Advanced High Strength Steel - vysokopevnostní oceli
β [°] Vrcholový úhel čtyřbokého jehlanu
BH efekt Bake Hardening - dodatečné zvýšení mechanických vlastností oceli
CO2 Oxid uhličitý
CP Steel Complex Phase Steel - vícefázové oceli
DDQ Steel Deep Drawing Quality Steel - hlubokotažné plechy DP Steel Dual Phase Steel - dvojfázové oceli
DQ Steel Drawing Quality Steel - tažné plechy
ε [-] Poměrné prodloužení
E1, E2 Energetické hladiny
φ [-] Skutečná deformace
f [Hz] Frekvence
F [N] Zatěžující síla
Fe3C Cementit
h [J.s] Planckova konstanta 6,63 . 10-34 [J.s]
H2 Molekulární vodík
H2S Sulfan, sirovodík
HSLA Steel High Strength Low Alloyed Steel - mikrolegované oceli HSS High Strength Steel - pevnostní oceli
HV Tvrdost podle Vickerse
IAA Internationale Automobil-Ausstellung
IF Steel Intersticials Free Steels - oceli bez intersticií IS Steel Isotropic Steel - izotropní plechy
9 k0 [MPa] Deformační odpor
KSP Katedra strojírenské technologie
KUT [-] Komplexní ukazatel tvařitelnosti L0 [mm] Počáteční měřená délka
Lu [mm] Konečná měřená délka
Mf Martenzit finish
MS Steel Martensitic Steel - martenzitické oceli
ppm Part per million
R [MPa] Smluvní napětí
Re [MPa] Smluvní výrazná mez kluzu
Rm [MPa] Mez pevnosti
Rp0,2 [MPa] Smluvní mez kluzu
σ [MPa] Skutečné napětí
S0 [mm2] Původní příčná plocha průřezu
SiC Karbid křemíku
Su [mm2] Konečná plocha průřezu
t [s] Čas
TMZ Tepelně mechanické zpracování
TOO Tepelně ovlivněná oblast
TRIP Transformation Induced Plasticity - transformačně indukovaná plasticita
Tt [°C] Teplota tání kovu
TUL Technická univerzita v Liberci
TWIP Twinning Induced Plasticity, plasticita indukovaná dvojčatěním
UHSS Ultra High Strength Steel - ultra—pevnostní oceli
Pavel Hrdý 10 Úvod
1 Úvod
V současné době je automobilový průmysl jednou z klíčových oblastí ve strojírenství. Roční celosvětová produkce vyrobených osobních automobilů v posledních letech dosahuje několika desítek milionů kusů. Automobilový průmysl je velmi dynamicky se rozvíjející oblast, která ovlivňuje nejen stabilitu a ekonomický růst daného státu, ale má vliv i na zvyšující se životní úroveň obyvatel.
V souvislosti s tím významně roste význam technologie tváření. Zejména plošné tváření představuje nosný podíl ve výrobě automobilových karoserií, ať už se jedná o lisování vnějších pohledových dílů karoserie nebo technologické zpracování bezpečnostních výztuh chránící lidské životy při nárazu.
Požadavky na moderní automobil jsou zcela jasně dané. Vyrobená vozidla mají být bezpečná a komfortní pro posádku, mají mít vysoký výkon a zároveň co nejnižší spotřebu pohonných hmot a nízké emise. Právě spotřeba paliva a přísné emisní normy mají přímý vliv na snahu o snižování hmotnosti. V souvislosti s tím se v posledních letech pro konstrukci karoserie častěji využívají vysokopevnostní oceli, slitiny hliníku a dalších lehkých neželezných kovů, které nahrazují dříve běžně používané nízkopevnostní oceli. Při konstrukci karoserie roste podíl využití ultra-pevnostních ocelí, které kvůli vysokým mechanickým vlastnostem nelze dělit standardní technologií stříhání. Díky tomu se dříve speciální technologie dělení materiálu laserem nebo vodním paprskem stávají běžnou součástí výrobních linek moderních strojírenských podniků, které spolupracují s automobilovým průmyslem.
Cílem práce je zjistit vliv BH efektu (Bake hardening effect), který vzniká při lakování automobilové karoserie, na mechanické vlastnosti ultra-pevnostní oceli. Tyto oceli se používají pro výrobu bezpečnostních částí karoserie. Pro zajištění požadované funkce těchto dílů je nutné znát chování materiálu již během procesu dělení a také po tepelné zátěži, které je karoserie vystavena během procesu lakování. Dalším cílem diplomové je uvést základní teoretické poznatky o vlivu vodíkové křehkosti na oceli a předložit možné konstrukční návrhy přípravku pro její testování v laboratorních podmínkách.
Pavel Hrdý 11 Teoretická část
2 Teoretická část
2.1 Technologie tváření kovů
Tvářením kovů nazýváme technologický nebo výrobní proces, při kterém dochází k požadované změně tvaru polotovaru v důsledku působení vnějšího silového nebo energetického účinku bez odběru třísek. Základem tvářecích pochodů jsou velké plastické deformace. Změna tvaru tělesa je umožněna poruchami v krystalové mřížce a jejich pohybem ve výhodně orientovaných systémech krystalové mřížky nejčastěji skluzem. Kromě tvarových změn probíhají v tvářeném materiálu i fyzikální a chemické děje spojené se změnami struktury materiálu. Pro proces tváření kovů je typické vysoké využití materiálu a výborná rozměrová přesnost tvářených výrobků. [1, 2]
Tvařitelnost je schopnost tvářeného tělesa se plasticky deformovat za obecných podmínek tváření bez porušení celistvosti materiálu. Výjimkou je technologie stříhání, kde je porušení celistvosti záměrné. Technologická tvařitelnost specifikuje již určité podmínky tváření (válcování, kování, tažení, protlačování) v daných technologických podmínkách konkrétní technologie tváření. Je dána deformační schopností a deformačním odporem k0. Deformační schopnost (tvárnost) definujeme jako schopnost materiálu plastické deformace až do porušení soudržnosti materiálu.
Deformační odpor k0 (přetvárný odpor) je napětí, kterého je potřeba dosáhnout pro vznik plastické deformace pod účinkem vnějších sil. [1, 2]
2.1.1 Rozdělení tvářecích procesů
Při změně teploty se mění deformační odpor materiálu proti tváření. Pro většinu kovů platí, že s rostoucí teplotou se zlepšují plastické vlastnosti kovů a jejich slitin, k samotnému tváření je poté potřeba menší síla. Při rozdělení podle teploty se posuzuje vztah teploty tvářeného materiálu vzhledem k teplotě rekrystalizace. Rekrystalizační teplota je teplota, při které dochází k obnově deformovaných zrn vzniklých tvářením za studena beze změny krystalové mřížky, její hodnota je přibližně 0,4 násobek teploty tání kovu (Tt). Tváření pod touto teplotou nazýváme tváření za studena. Při teplotním rozsahu 0,4–0,7 Tt probíhá tváření za poloohřevu, nad 0,7 Tt tváříme za tepla. [1, 2, 3]
Z hlediska působení vnějších sil lze tváření kovů dělit na tváření objemové a plošné. Při objemovém tváření nastává deformace ve směru všech tří os souřadného
Pavel Hrdý 12 Teoretická část systému. Zástupci této kategorie jsou technologie kování, protlačování nebo tažení drátů. U plošného tváření převládají deformace ve dvou směrech. Patří sem technologie zpracování plechů, např. tažení, ohýbání nebo stříhání. [1, 2, 3]
2.1.2 Anizotropie vlastností
Anizotropie je nehomogenita vlastností v objemu tělesa a jejich závislost na směru, ve kterém je zjišťujeme. Opakem anizotropie je izotropie, kde izotropní těleso má v každém směru stejné vlastnosti. V technických materiálech, zejména polykrystalických kovech a jejich slitinách, vzniká anizotropie již ve výrobním procesu, např. při válcování za studena, kdy nedochází k rekrystalizaci materiálu a zrna zůstávají deformována, proto materiál vykazuje v různých směrech zatěžování různé vlastnosti.
Plastická (normálová) anizotropie ukazuje odlišnost při zatěžování v rovině plechu a kolmo k rovině plechu, viz obr. 2.1. Její vysoká hodnota je ukazatelem vhodnosti plechu k plošnému tváření. Plošná anizotropie dává do souvislosti rozdílné vlastnosti v různých směrech v rovině plechu, ovlivňuje například cípatost výtažků při hlubokém tažení. Pro tváření je vhodnější nízká hodnota plošné anizotropie. [1, 2, 5]
Obr. 2.1: Znázornění plošné a plastické anizotropie [6]
2.1.3 Poruchy krystalové mřížky
Všechny kovy s výjimkou rtuti jsou za normálních teplot krystalické.
Krystalické látky jsou tvořeny pravidelnými, v prostoru periodicky uspořádanými částicemi, které se nazývají krystaly. Základem krystalografické struktury je prostorová mřížka, která je souborem uzlových bodů v prostoru a každý její uzel má identické
Pavel Hrdý 13 Teoretická část okolí. V trojrozměrném prostoru existuje pouze 14 způsobů, jak umístit uzlové body tak, aby měly identické okolí. Vznikne tak 14 prostorových (Bravaisových) mřížek, které jsou uspořádány v sedmi krystalografických soustavách. Většina technicky používaných kovů je uspořádána nejčastěji ve třech typech krystalografických soustav, v kubicky plošně centrované, kubicky prostorově centrované nebo v nejtěsněji hexagonálně uspořádané struktuře. [4, 5, 7]
Ideální krystaly mají pravidelnou krystalovou strukturu. U skutečných krystalů se vyskytují značné nedokonalosti ve stavbě jejich krystalické mřížky, které se nazývají poruchami. Tyto poruchy ovlivňují mechanické vlastnosti a jsou důležité pro proces tváření kovů. U kovů a jejich slitin se podle velikosti a tvaru krystalografické neuspořádanosti atomů rozeznávají čtyři typy mřížkových poruch. Jedná se o poruchy bodové (vakance, intersticiály, substituce), čarové (hranové, šroubové a kombinované dislokace), plošné (vrstevné chyby, hranice zrn a subzrn) a prostorové (hranice krystalů, vměstky, amorfní částice). [4, 5, 7]
2.1.4 Dislokace
Z hlediska teorie tváření mají největší vliv a význam čarové poruchy – dislokace. Jsou to poruchy, které se projevují vysunutím atomů z pravidelných poloh krystalové mřížky, mohou se pohybovat mřížkou a mohou vznikat nebo zanikat.
Přítomnost dislokace v krystalu vyvolává plastickou deformaci mřížky, ovlivňuje pevnost kovu, dochází ke zpevnění a způsobuje napěťové pole v okolí dislokace.
V každé dokonalé krystalové mřížce lze sestavit uzavřenou smyčku translačních vektorů. Pokud je v mřížce nedokonalost, smyčku nelze uzavřít a k jejímu úplnému uzavření je nutné přidat tzv. Burgersův vektor. Čára vedená středem porušené oblasti se označuje jako dislokační čára. Místa, kde je Burgersův vektor kolmý na dislokační čáru, se označují jako hranové dislokace. Naopak místa, kde je Burgersův vektor rovnoběžný s dislokační čárou, označujeme jako šroubovou dislokaci. Obě uvedené dislokace jsou speciální případy obecné (kombinované) dislokace, u které má Burgersův vektor se směrem dislokační čáry libovolný úhel ležící mezi 0° a 90°. Nejčastější pohyb dislokací je proveden skluzem v rovině skluzu, méně častým pohybem je šplh.
Dislokace během tváření mohou vznikat několika různými mechanismy, např. vznik během růstu z růstové spirály, Frank-Readovým zdrojem dislokací, hromaděním bodových poruch nebo také srůstem zrn do bloků. [1, 2, 4, 7]
Pavel Hrdý 14 Teoretická část Na obrázku 2.2 jsou zobrazeny principy vzniku hranové (vlevo) a šroubové dislokace (vpravo).
Na obrázku 2.3 je znázorněn princip kombinované dislokace.
Obr. 2.3: Ukázka principu kombinované dislokace [46]
Obr. 2.2:Vpravo princip šroubové dislokace, vlevo princip hranové dislokace [45]
Pavel Hrdý 15 Teoretická část
2.2 Materiály používané pro stavbu karoserie
Mezi základní požadavky při návrhu automobilové karoserie patří bezpečnost posádky, značná tuhost karoserie, minimální hmotnost a vysoké mechanické vlastnosti použitých materiálů. Z těchto důvodů se dnes ve velké míře používají materiály s vysokou pevností, ze kterých se vyrábí nosné části a deformační zóny automobilu.
Na tuhý skelet karoserie jsou mechanicky připevněny tzv. pohledové díly (dveře, blatníky, kapota, atd.). Tyto díly jsou vyrobeny z materiálů s nižší pevností, protože výrazně nepřispívají k celkové tuhosti karoserie, ale hlavní důraz je zde kladen na co nejlepší lisovatelnost dílů. V současné době se kromě ocelových plechů ve větší míře používají i plechy z neželezných kovů, např. ze slitin hliníku nebo hořčíku, případně plasty. [8, 9]
V automobilovém průmyslu jsou používány tyto typy ocelových plechů [10, 11]:
Nízkopevné hlubokotažné ocele
– Mild Steel (plechy běžné kvality)
– DQ Steel (Drawing Quality Steel, tažné plechy)
– DDQ Steel (Deep Drawing Quality Steel, hlubokotažné plechy) – Plechy z IF ocelí bez intersticií (Intersticials Free Steels)
– Plechy z IF ocelí s BH efektem – Plechy z IS ocelí (Isotropic Steels)
Standardní HSS ocele (High Strength Steels)
– Fosforem legované ocele (Rephosphoring Steels)
– HSLA ocele (High Strength Low Alloyed Steels, mikrolegované ocele)
Vysokopevnostní AHSS ocele (Advanced High Strength Steels) – DP ocele (Dual Phase Steels, dvojfázové ocele)
– TRIP ocele (Transformation Induced Plasticity, oceli s transformačně indukovanou plasticitou)
– TWIP ocele (Twinning Induced Plasticity, plasticita indukovaná dvojčatěním)
Ultra-pevnostní UHSS ocele (Ultra High Strength Steels) – CP ocele (Complex Phase Steels, vícefázové ocele) – MS ocele (Martensitic Steels, martenzitické ocele) – Bórové ocele
Pavel Hrdý 16 Teoretická část Rozdíl mezi materiály HSS a AHSS je v jejich mikrostruktuře. HSS oceli bývají jednofázové feritické oceli, AHSS většinou vícefázové oceli, kde k základním fázím feritu a perlitu přibude např. martenzit, bainit nebo zbytkový austenit v množstvích, která výrazně zlepšují mechanické vlastnosti. [11]
Přehled základních mechanických vlastností používaných ocelí je na obrázku 2.4.
Obr. 2.4: Mechanické vlastnosti ocelí pro stavbu automobilové karoserie [10]
2.2.1 Nízkopevné hlubokotažné materiály
Běžná uhlíková ocel (Mild steel) je nízkouhlíková ocel s feritickou strukturou s minimálním množstvím legujících prvků a bez zvláštních vlastností. Mez kluzu dosahuje max. 200 MPa. Dříve byly hojně používané pro karosářské plechy s dobrou tažností a svařitelností. Nevýhodou při jejich aplikaci byla vysoká hmotnost. [8, 12]
DQ oceli (Drawing Quality Steels) jsou nízkouhlíkové oceli s dobrou tažností (30–45%). V automobilovém průmyslu se používají k lisování bočních plechů, střechy nebo kapoty. Díky nízkému obsahu uhlíku vykazují dobrou svařitelnost. [8]
DDQ oceli (Deep Drawing Quality Steels) jsou hlubokotažné feritické oceli, často uklidněné hliníkem, odolné proti stárnutí. Mají nízkou mez kluzu (170–300 MPa), jsou vhodné pro tváření za studena a mají dobrou svařitelnost. Používají se pro výrobu složitějších výlisků podlah, vnitřních podběhů, blatníků nebo střechy. [8]
Pavel Hrdý 17 Teoretická část 2.2.1.1 IF oceli
Mikrostruktura IF oceli (Interstitial Free Steels, oceli bez intersticií) je tvořena měkkou feritickou matricí s velmi nízkým obsahem uhlíku (max. 0,01 %) a dusíku (max. 0,006 %). Tyto oceli bývají mikrolegovány titanem a niobem, které se vážou na intersticiální prvky C a N, vytvářejí stabilní precipitáty a tím zvyšují pevnost a tvařitelnost. IF oceli se vyznačují vynikajícími hlubokotažnými vlastnostmi a odolností proti stárnutí, která je předurčuje na kontinuálně žárové pozinkování. Díky nízkému obsahu uhlíku se IF oceli používají v automobilovém průmyslu k výrobě hlubokotažných tvarově složitých dílů automobilů (pohledové díly karoserie, blatníky, dveře, kapota, střecha nebo víko kufru). Na druhé straně jsou tyto oceli charakteristické svou poměrně nízkou mezí kluzu (150–250 MPa), nízkou pevností v tahu (250–
360 MPa), velkým deformačním zpevněním a vysokým koeficientem normálové anizotropie. To vylučuje jejich využití u aplikací vyžadujících vyšší odolnost proti porušení. Hodnoty meze kluzu je možné u IF ocelí zvýšit o 30–70 MPa během vypalování laku při teplotách do 200 °C (tzv. BH efekt). [8, 11, 13]
2.2.1.2 IF oceli s BH efektem
IF oceli s BH efektem (Bake Hardening Steels) patří do skupiny nízkouhlíkových ocelí (0,04–0,1 % C), základní struktura je tvořena měkkou feritickou matricí, ve které je záměrně ponecháno více uhlíku a dusíku. Hlavní výhodou BH plechů je nízká hodnota meze kluzu (Re 200–300 MPa, tažnost 20–30 %) a dobrá tvařitelnost před lisováním. Po lisování a vypalování laku při teplotách 170–180 °C po dobu cca 20 minut dochází v materiálu k deformačně–tepelnému zpevnění a tím také ke zvýšení meze kluzu o 30–70 MPa, viz obrázek 2.5. Proces zpevňování po lisování a vypalování laku souvisí s deformačním stárnutím za tepla, které je podmíněné difúzí atomů uhlíku a dusíku k dislokacím vytvořených v průběhu lisování. Díly karoserie vyrobené z BH ocelí mají poté dovolené vyšší maximální zatížení a vyšší odolnost vůči škrábancům, rýhám a otlačení. Proto se používají na pohledové části karoserie vozu, jako jsou kapoty, dveře či střechy. Nežádoucím průvodním jevem doprovázejícím tuto změnu mechanických vlastností je tvarová nestabilita výrobků projevující se torzí a rozměrovou dilatací. Více o BH efektu v kapitole 2.2.7.1. [8, 14, 22, 23]
Pavel Hrdý 18 Teoretická část Obr. 2.5: Princip BH efektu [6]
2.2.1.3 IS oceli (Isotropic steels)
Izotropní oceli jsou oceli s feritickou mikrostrukturou a s plošnou anizotropií blízkou nule, takže při lisování s jednoosou a dvouosou napjatostí mají výbornou tvářitelnost, vrubovou houževnatost a zvýšenou odolnost vůči stárnutí. Obsah uhlíku je 0,03–0,06 %, mez kluzu se pohybuje mezi 200–300 MPa, tažnost 25–35 %. Nejčastěji se používají k výrobě střech a kapot automobilu. [8, 14]
2.2.2 Standardní HSS oceli
2.2.2.1 Refosforizované IF oceli
Refosforizované IF oceli jsou příkladem roztokového substitučního zpevnění (viz kap. 2.2.7.2). Vykazují výbornou tvařitelnost a vysoký součinitel plastické anizotropie, nemají ovšem dostatečné pevnostní vlastnosti. Proto se používá legování fosforem a manganem, čímž se dosáhne zjemnění feritického zrna a zvýšení meze kluzu. Fosfor a jeho atomy v tuhém roztoku obsazují substituční polohy a oceli získávají vyšší tvrdost, avšak na úkor křehkosti. Oproti klasickým IF ocelím tak dochází k mírnému snížení tažnosti a exponentu deformačního zpevnění, anizotropní vlastnosti zůstávají nezměněny. Používají se na plechové výlisky dveří, kapoty, střechy a části nárazníků. [6, 8]
Pavel Hrdý 19 Teoretická část 2.2.2.2 Mikrolegované oceli (HSLA)
HSLA oceli (High Strength Low Alloy Steels) jsou vysokopevné nízko legované (mikrolegované) oceli. Obsah uhlíku se pohybuje od 0,05 do 0,5 % a v závislosti na požadavku na tvařitelnost, obrobitelnost a svařitelnost je obsah manganu až do 2 %.
Dále se v různých kombinacích používají mikrolegující prvky Cr, Mo, V, Nb, Cu, Ni, Ti nebo Zr v množství 0,01–0,1 %. Mikrolegující prvky vytvářejí nitridy, karbidy, resp.
karbonitridy, které jsou schopny matrici nejen zpevnit, ale i zjemnit mikrostrukturu.
Tím HSLA oceli dosahují lepších mechanických vlastností (Rm 350–800 MPa, tažnost 20–30%), větší odolnosti proti atmosférické korozi a mají o 20–30 % nižší hmotnost při stejné pevnosti než konvenční uhlíkové oceli. [8, 11, 13, 14]
Vynikající tvařitelnost za studena a nízká přechodová teplota předurčuje HSLA oceli k širokému konstrukčnímu použití nejen v automobilovém průmyslu. Z těchto ocelí jsou vyráběna např. potrubí pro plynovody, ropovody, zásobní nádrže a mostní konstrukce. Díky svým mechanickým vlastnostem a nízké ceně se HSLA oceli hojně využívají na výrobu dynamicky namáhaných dílů podvozku, výztuh dveří, nárazníků a nosných částí karoserie. [8, 11, 13, 14]
2.2.3 Vysokopevnostní AHSS oceli
2.2.3.1 DP oceli (Dual Phase Steels)
Dvoufázové feriticko-martenzitické nízkouhlíkové oceli tvoří velkou skupinu ocelí pro tváření za studena. Byly vyvinuté speciálně pro automobilový průmysl jako vysokopevnostní oceli s dobrou tvařitelností a svařitelností. Jsou to nízkouhlíkové materiály na bázi Mn-Si, případně obsahující další prvky zajišťující zvyšování tvrdosti a pevnosti (Mo, Cr, V, Ni).
Obr. 2.6: Schematická struktura DP oceli [12]
Pavel Hrdý 20 Teoretická část Mikrostruktura dvojfázových ocelí je tvořena jemnozrnnou feritickou matricí a tvrdou martenzitickou fází, viz obrázek 2.6. Měkký ferit zajišťuje nízkou mez kluzu a tažnost, tvrdý martenzit (10–30 %) určuje pevnostní vlastnosti. Při optimálním poměru oblastí tvrdého martenzitu k měkké feritické matrici dosahují plechy z DP oceli velmi vysoké pevnosti (600–1200 MPa), přitom si zachovávají vysokou tažnost, vysoký poměr Rm/Re, nemají výraznou mez kluzu a vyznačují se izotropními vlastnostmi.
Porovnání pevností a znázornění základní struktury typů vysokopevnostních ocelí je na obrázku 2.7. Vysokého zpevnění lze dosáhnout také pomocí BH efektu. [8, 9, 11, 15]
Obr. 2.7: Porovnání mikrostruktury vysokopevných ocelí [17]
DP oceli se vyrábějí řízeným zchlazováním z austenitické fáze nebo z dvoufázové feritické a austenitické fáze, kdy se část austenitu přeměňuje na ferit a při náhlém zchlazení se zbytkový austenit přeměňuje na martenzit, viz obr. 2.9. [11]
DP oceli se používají zejména v automobilovém průmyslu u dílů lisovaných za studena a s ohledem na jejich další zpracování a použití při výrobě automobilových karoserií jsou na ně kladeny zvláštní požadavky týkající se vlastností, které by měly DP oceli vykazovat. Jedná se zejména o plynulou závislost napětí-deformace bez výrazné meze kluzu, vysokou hodnotu koeficientu deformačního zpevnění, odolnost proti stárnutí při pokojových teplotách a maximální zvýšení meze kluzu účinkem zpevnění při vypalování laků (BH efekt). [8, 11]
Dalšími vlastnostmi DP ocelí jsou dobrá tvařitelnost za studena, vysoká kapacita pohlcení nárazové energie, dobrý poměr plasticity a pevnosti a výborná odolnost vůči
Pavel Hrdý 21 Teoretická část šíření únavových lomů. Proto jsou tyto ocele vhodné pro výrobu bočních rámů karoserií, výztuhy střech, sloupků, podlahy nebo jako výztuhy nárazníků. [8, 9, 11]
2.2.3.2 TRIP oceli
Označení TRIP (oceli s transformačně indukovanou plasticitou) se používá u ocelí, u kterých se vyskytuje tzv. TRIP efekt, tj. u vysoce legovaných austenitických ocelí a u nízkolegovaných vícefázových ocelí s metastabilním austenitem. Typická struktura TRIP ocelí se skládá z polygonálního feritu (50–60 %), bainitu (30–40 %) a zbytkového austenitu (10–15 %), viz obr. 2.8. [11, 13]
Obr. 2.8: Schematické znázornění struktury TRIP oceli [10]
Množství zbytkového austenitu v materiálu ovlivňuje vyšší obsah křemíku a uhlíku. Křemík se používá pro potlačení tvorby karbidů v oblasti bainitu a zároveň urychluje přeměnu feritu na bainit. Množství obsaženého uhlíku má vliv na přetvoření austenitu, při nižším obsahu C je austenit přetvořen na martenzit již během tváření, což má za následek vysoké zpevnění oceli v průběhu lisování. Při vyšším obsahu uhlíku zůstane austenit stabilní i po vylisování a začne se přeměňovat až při vnesení deformační energie (napětí). Nárůst obsahu uhlíku ve zbytkovém austenitu lze docílit i přidáním hliníku, který (stejně jako křemík) podporuje tvorbu feritu a zvyšuje rychlost bainitické přeměny, viz obr. 2.9. [9, 11, 13]
Pro vznik TRIP efektu je nutný minimálně 5% podíl zbytkového austenitu ve struktuře. Při plastické deformaci dochází k přeměně austenitu na deformačně indukovaný martenzit, který přispívá ke zpevňování materiálu. Deformačně indukovaná transformace je závislá na orientaci krystalové mřížky a dochází k transformaci postupně v celém objemu součásti. Austenit by však měl být během plastické deformace
Pavel Hrdý 22 Teoretická část mechanicky stabilní, aby došlo k TRIP efektu až v závěrečné fázi tváření. Jinak se přemění na martenzit již v raných fázích deformace a bude mít nepříznivý vliv na tažnost. [9, 11, 13]
Mez kluzu TRIP ocelí se pohybuje v rozmezí 400–800 MPa, mez pevnosti do hodnoty 1200 MPa, tažnost se pohybuje kolem 25 %. Tyto oceli se vyznačují velkým deformačním zpevněním, dobrou odolností vůči únavě materiálu a vysokou schopností absorpce energie při nárazu vozidla. Užitečná kombinace vysoké pevnosti a dobré tažnosti je předurčují k použití v konstrukci nosných a bezpečnostních prvků karoserie jako jsou podélné nosníky, výztuhy B-sloupků, prahy dveří nebo výztuhy nárazníků. [9, 11, 13]
Obr. 2.9: Princip řízeného ochlazování pro získání struktury DP a TRIP ocelí [17]
2.2.3.3 TWIP oceli
Vysoce manganové TWIP ocele (Twinning-Induced Plasticity Steels, plasticita indukovaná dvočatěním) jsou austenitické ocele vykazující výjimečné vlastnosti díky zpevňovacímu mechanismu dvojčatění, viz obr. 2.11. TWIP oceli obsahují 15–30 % manganu, mají vysokou pevnost v tahu (600–1400 MPa) a zároveň dosahují extrémní hodnoty tažnosti (60–100 %). Z hlediska tažnosti je TWIP ocel na úrovni hlubokotažných materiálů, avšak při 2-5 krát vyšší pevnosti, viz obr. 2.10. [8, 9, 11]
Pavel Hrdý 23 Teoretická část Obr. 2.10: Ukázka možnosti deformace TWIP oceli [10]
TWIP oceli mají vysokou schopnost absorpce nárazové energie, která je více než dvojnásobná v porovnání s konvenčními vysokopevnostními ocelemi. V případě srážky se TWIP oceli deformují, ale zachovávají si svoji tvárnost. Každá část se nejdříve prodlouží, zpevní a následně předá zbytek deformační energie okolním částem, které se také zdeformují. Deformace dvojčatěním je příznivý mechanizmus, který vede ke vzniku výhodného deformačního zpevnění. Velmi jemné lamely dvojčat lze považovat za další překážky, které brání pohybu dislokací. [8, 9, 11]
Oproti TRIP ocelím nedochází při zátěži k deformaci austenitu, ale jen ke změně jeho krystalografické orientace v důsledku tvorby dvojčat. K TWIP efektu dochází při obsahu manganu nad 15 %, pod touto hranicí dochází u oceli pouze k TRIP efektu. [11]
TWIP oceli přispívají k redukci hmotnosti automobilu, jsou vhodným materiálem pro lisování tvarově složitých dílů karoserie za studena, např. B-sloupky, boční výztuhy a nosné části karoserie. [8, 9, 10]
Obr. 2.11: Princip mechanismu dvojčatění [16]
Pavel Hrdý 24 Teoretická část
2.2.4 Ultra-pevnostní UHSS oceli
2.2.4.1 CP oceli (vícefázové oceli)
CP oceli (Complex Phase) se řadí do skupiny nízkouhlíkových vícefázových ocelí (0,1–0,25 % C) s velmi jemnozrnnou feriticko-bainitickou strukturou, která obsahuje martenzit a malý podíl perlitu a zbytkového austenitu, viz obr. 2.12.
Výrazného zjemnění zrna se zde dosáhne pomalou rekrystalizací nebo také precipitací mikrolegujících prvků (TI, Nb, Co). Jemné precipitáty jsou potom rovnoměrně rozloženy v celé matrici. Kromě strukturního zpevnění se využívá také zpevnění jemnými precipitáty nebo BH efektu. Mez pevnosti CP ocelí je 800–1150 MPa, tažnost se pohybuje v rozmezí 8–12 %. CP oceli jsou vhodné k tváření za studena, protože pro tyto ocele je charakteristický vysoký stupeň deformačního zpevnění, který je dán právě jemnozrnnou strukturou, která navíc zaručuje dobrou svařitelnost. Ve srovnání s DP ocelí má výrazně vyšší mez kluzu při zachování stejné meze pevnosti v tahu.
Na rozdíl od IF ocelí s BH efektem vykazují tyto oceli velmi dobrou rozměrovou stálost výlisků. [8, 9, 11]
CP oceli se používají na konstrukční prvky automobilových karoserií, u kterých se vyžaduje vysoká schopnost pohlcení deformační energie při nárazu, např. B sloupky, výztuhy dveří, středového tunelu nebo nárazníku. [8]
Obr. 2.12: Schematické zobrazení struktury CP oceli [10]
2.2.4.2 MS oceli
MS ocel (Martensite Steels) je dvoufázová ocel, jejíž mikrostruktura (obr. 2.13) je tvořena martenzitickou matricí s malým množstvím feritu, bainitu nebo zbytkového austenitu. Při válcování za tepla a následném ochlazení na válcovací trati nebo během
Pavel Hrdý 25 Teoretická část žíhání s ochlazením z žíhacích teplot je všechen austenit transformován na martenzit.
Tyto oceli jsou po kalení popouštěny pro zlepšení tažnosti a houževnatosti i při zachování velmi vysoké pevnosti v tahu. Mez pevnosti dosahuje hodnot až 1700 MPa, tažnost se pohybuje do 7 %. [8, 11, 18]
Obr. 2.13: Schematické znázornění struktury MS oceli [10]
Pro zlepšení prokalitelnosti je v oceli ponechán uhlík a přidávají se další legující prvky (Mn, Si, Cr, Mo, V, B, Ni). Nevýhodou MS ocelí jsou jejich omezené plastické vlastnosti. Deformační schopnost materiálu při tváření za studena zajišťuje pouze minoritní feritická fáze. Typické aplikace pro MS oceli jsou prvky vyžadující vysokou pevnost a výbornou únavovou odolnost. Velmi často se používají jako výztuhy dveří, boční výztuhy karoserie nebo jako výztuhy nárazníkových částí automobilu.
V automobilovém průmyslu mají největší zastoupení bórem legované MS ocele.
[8, 11,18]
2.2.4.3 Bórové martenzitické oceli
Bórové oceli patří do kategorie ocelí vhodných pro kalení a popouštění. Nabízejí vynikající vlastnosti pro tvarování za tepla a vysokou pevnost po tepelném zpracování – kalení lisováním (více v kap. 2.2.7.7) Tato vlastnost materiálu je daná přídavkem malého množství bóru (0,0005–0,005 % B), případně manganu (mangan-bórové martenzitické oceli, obsah manganu 0,3–2 %), s cílem zlepšit prokalitelnost, často je lze použít bez následného popouštění. Oceli mají obvykle feriticko-perlitickou strukturu, jsou legovány bórem (manganem) a vyznačují se menší pevností (Rm 450–550 MPa) a dobrou tažností (A80mm= min. 20 %) před tepelným zpracováním. Při tepelném zpracování je ocel zahřátá na austenitickou teplotu a při řízeném ochlazování se vyloučí struktura ve formě martenzitu, který dává oceli vysokou pevnost (Rm až 2050 MPa).
Pavel Hrdý 26 Teoretická část Díky kombinaci tvárnosti a vysoké pevnosti se tento typ ocelí často používá v automobilovém průmyslu pro výrobu nosných částí vozu (příčné a podélné nosníky, uchycení nárazníku, komponenty podvozku) a dílů spojených s ochranou posádky vozu (A a B sloupek, boční výztuhy dveří a prahů). [8, 9, 11, 18]
2.2.5 Svařované přístřihy
Technologie svařovaných přístřihů (Tailored Blanks) vznikla v polovině 90. let 20. století jako důsledek rostoucích požadavků na výrobu stále lehčích ale zároveň tužších a bezpečnějších karoserií. Velkorozměrový svařenec je sestaven z různých druhů ocelí s různou pevností, tloušťkou, povrchovou úpravou nebo textur povrchu a je svařován automatizovanou technologií tavného svařování bez přídavného materiálu, např. laserem, elektronovým paprskem nebo vysokofrekvenčním svařováním s cílem co nejvíce odlehčit výlisek tak, aby si zachoval požadované vlastnosti (obr. 2.14). Svar je tvořen nataveným materiálem obou spojovaných plechů, není převýšený a nepřekáží dalšímu zpracování (zejména při lisování). Vlastní svarový spoj a jeho tepelně ovlivněná oblast se považují za kritická místa na přístřihu. [6, 9, 12]
Tyto přístřihy se používají pro zpevnění výlisku v namáhaných částech, a to buď použitím materiálu s lepšími mechanickými vlastnostmi, nebo materiálu o větší tloušťce. Další oblastí použití je snížení hmotnosti pomocí slabšího materiálu v málo namáhaných částech výlisku, nebo použití tenčího plechu o vyšší pevnosti při zachování tuhosti výlisku. [6, 9, 12]
Obr. 2.14: Princip výroby svařovaných přístřihů [6]
Pavel Hrdý 27 Teoretická část Díly vyrobené z přístřihů Tailored Blanks (obr. 2.15) jsou u automobilů používány zejména na bocích karoserie, kde je nutno chránit posádku před bočním nárazem. Proto se zde využívají materiály o vysoké pevnosti, které se například u B- sloupků tvářejí za tepla nebo za poloohřevu. Dalším výliskem ze svařovaných přístřihů je např. vnitřní díl dveří, který je zesílen v oblasti pantů. [6, 9, 12]
Obr. 2.15: Ukázky aplikace svařovaných přístřihů [10]
2.2.6 Slitiny neželezných kovů
2.2.6.1 Slitiny hliníku
Slitiny na bázi hliníku se v posledním desetiletí staly běžnou součástí konstrukce automobilů. Hlavní výhodou hliníkových slitin je jejich nízká hustota (2698 kg/m3), vysoká korozní odolnost a relativně snadná recyklovatelnost. Hliníkové slitiny mají v porovnání s ocelí přibližně třetinovou hmotnost, ale také nižší pevnostní charakteristiky, takže je nutné navrhovat hliníkové konstrukční prvky s vyšší tloušťkou stěny. Další nevýhodou při použití hliníkových slitin je celkově nižší tvařitelnost a obtížnější svařitelnost oproti ocelím, energetická náročnost výroby slitin Al nebo problémy se zadíráním povrchu při lisování. [8, 9, 21, 22]
V současnosti se na celohliníkové karoserie automobilů zaměřuje zejména automobilka AUDI, která vynalezla koncepci lehké hliníkové konstrukce Audi Space Frame (obr. 2.16). Poprvé se karoserie Audi Space Frame, představila veřejnosti na autosalonu IAA ve Frankfurtu nad Mohanem v roce 1993 v podobě karoserie typu Audi A8. Podle výrobce přináší tato lehká konstrukce větší stabilitu a bezpečnost celé karoserie, zlepšení jízdních vlastností automobilu a úsporu hmotnosti v porovnání s ocelovými karoseriemi, včetně snižování spotřeby paliva a emisí CO2. Základem
Pavel Hrdý 28 Teoretická část karoserie Audi Space Frame je komplexní struktura z hliníkových plechů, protlačovaných (vyztužených i normálních) profilů a tlakově odlévaných spojovacích uzlů. Kombinací těchto prvků se dosahuje značné tuhosti karoserie, od níž se odvíjí vysoká úroveň pasivní bezpečnosti vozu. Technologií Audi Space Frame jsou vybavené vozy Audi A8, Audi TT Coupé, TT Roadster a Audi R8. [9, 19, 20]
Obr.2.16: Hliníková konstrukce karoserie Audi Space Frame [19]
Dalším inovačním prvkem je využití tzv. lehčených kovových struktur, které se využívají nejen v automobilovém průmyslu ale také v letectví či při stavbě kolejových vozidel pro svoji nižší hmotnost. Mají také výhodné tepelné a zvukově izolační vlastnosti. Jako první se objevily lehké pěnové materiály s otevřenými a uzavřenými póry z hliníku a jeho slitin. V závislosti na velikosti a podílu pórů (až 85 %) mají hustotu 0,2–1,5 kg/dm3. Pěny se vyrábějí ze směsi kovových prášků s nadouvadly. [8, 9, 22]
2.2.6.2 Hořčíkové slitiny
Měrná hmotnost hořčíkových slitin je oproti hliníku o 30 % nižší, oproti oceli je to až o 75 % méně. Tyto slitiny mají celkově nízké mechanické vlastnosti (Rm 240 MPa, tažnost max. 10 %), zvýšenou citlivost na vruby a také díky vysoké afinitě ke kyslíku je jejich použití v konstrukci karoserie omezené. Příklad aplikace v rámu karoserie je zobrazen na obrázku 2.17. Uplatňují se také jako nosiče přístrojové desky nebo krytovací plechy. Další nevýhodou pro použití těchto slitin je omezená možnost tváření za studena a poměrně vysoká cena hořčíku. [8, 22]
Pavel Hrdý 29 Teoretická část Obr. 2.17: Příklad kombinace různých materiálů na karoserii Volvo XC60 z roku 2008
[8]
2.2.7 Mechanismy zpevnění ocelových plechů
Pevnost ocelí lze zjednodušeně charakterizovat jako míru odporu struktury proti pohybu pohyblivých dislokací přiloženým napětím. Dosažení vysokých pevnostních vlastností při současné dobré lisovatelnosti plechů je možné jen díky různým mechanismům zpevnění, např. zpevnění tuhého roztoku, precipitační zpevnění, deformační zpevnění, zpevnění od hranic zrn, zpevnění pomocí tepelně–mechanického zpracování. Mezi další možnosti zpevňování oceli patří také zpevnění BH efektem (viz kap. 2.2.7.1), TRIP efektem (viz kap. 2.2.3.2) a TWIP efektem (viz kap. 2.2.3.3).
[17, 23]
2.2.7.1 Zpevnění BH efektem
U ocelí s BH efektem se po vylisování a vypálení laku dosahuje vyšších mechanických vlastností, maximálního dovoleného zatížení a odolnosti vůči tlaku.
Hlavní výhodou BH plechů je nízká hodnota meze kluzu a dobrá tvařitelnost před lisováním. Po lisování a tzv. vypálení laku dochází ve výliskách k deformačně–
termickému zpevnění, blokování pohybu dislokací uvolněných z intersticiálních atmosfér během plastické deformace a tím také ke zvýšení meze kluzu o 30–80 MPa, viz obr. 2.18. Proces zpevňování po lisování a vypalování laku souvisí s nízkoteplotním
Pavel Hrdý 30 Teoretická část staticko-napěťovým deformačním stárnutím za tepla, které je podmíněné zpětné difúzí atomů uhlíku a dusíku k dislokacím vytvořených v průběhu tváření. [14, 22, 23, 44]
Proces zpevňování a zvyšování meze kluzu probíhá jako dvojstupňový proces stárnutí. V prvním stupni se BH efektu dosahuje interakcí intersticií a dislokací za tvorby Cottrelovy atmosféry vytvořené v okolí dislokací. Ve druhém stupni se BH efektu dosahuje precipitačním zpevněním od přítomných mikrolegujících prvků.
Za dominantní mechanizmus pro tvorbu BH efektu se považuje difůze atomů uhlíku do napěťových pásem dislokací. [14, 22, 23]
Bake Hardening efektu je možné obecně dosáhnout pomocí difúze volných atomů intersticiálních prvků, tj. dusíku a uhlíku. Difúze atomů dusíku ve feritu při teplotách okolí je poměrně vysoká, z čehož vyplývá možnost rychlého a neřízeného stárnutí oceli. Pro snížení vlivu neřízeného stárnutí oceli a též zpevnění tuhého roztoku dusíkem se přidává hliník vázající dusík na AlN , čímž se značně sníží jeho nepříznivý vliv. Další snížení volného dusíku se dosahuje přidáním bóru do oceli, který vytváří stabilní nitridy bóru. Nízké rozpustnosti dusíku v oceli je možné dosáhnout snížením teploty ohřevu materiálu v procesech tváření za tepla. Vzhledem k uvedeným nepříznivým vlivům je snahou obsah dusíku v oceli minimalizovat. Difúze atomů uhlíku ve feritu při pokojových teplotách je v porovnání s dusíkem značně nižší, což umožňuje ovládat proces stárnutí pomocí termické aktivace atomů uhlíku rozpuštěných v deformovaném feritu. Za nejvhodnější se považuje obsah volného uhlíku 0,004 % a optimální podmínky umělého stárnutí při teplotě 170 °C a vypalovacím čase 20 minut.
[13, 14, 22, 23, 24, 44]
Stádium zpevnění závisí na množství rozpuštěného uhlíku drženého v matrici původní oceli. Maximální nárůst meze kluzu vlivem Cottrelovy atmosféry se pohybuje u nízkouhlíkových ocelí okolo 30 MPa za předpokladu 1 až 2 ppm rozpuštěného uhlíku v matrici. Uvedený nárůst meze kluzu je nízký, a proto je nutno realizovat kroky pro další přírůstek BH zpevnění. Toho lze dosáhnout dvěma způsoby, buď zvětšením velikosti zrna během kontinuálního žíhání, nebo zvýšením rychlosti ochlazování okamžitě po realizaci kontinuálního žíhání. [14, 22, 23, 44]
Různá velikost zrn ovlivňuje distribuci uhlíku mezi vnitřní částí zrna a jeho hranicí vlivem měnícího se počtu segregačních míst na hranicích zrn. S rostoucí velikostí zrn se snižuje plocha hranic zrn. Celkové množství uhlíku, které může být
Pavel Hrdý 31 Teoretická část koncentrováno na hranicích zrn, se při srovnání s matricí s jemnozrnnou strukturou snižuje. To má za následek nárůst zvýšení rozpuštěného uhlíku v matrici (uvnitř zrn).
Zvýšením rychlosti ochlazování ze žíhací teploty se zabrání difúzi uhlíkových atomů na hranice zrn a tím se udrží zvýšená saturace uhlíku v kovové matrici. [13, 14, 22, 24]
Obr. 2.18: Princip zpevnění při BH efektu [44]
2.2.7.2 Zpevnění tuhého roztoku atomy příměsí
Podstatou tohoto zpevnění je různá velikost atomů přísadových prvků. Protože se velikost atomů legujících prvků a atomů železa liší, dochází k deformaci elementární mřížky základního kovu. Tím je bráněno volnému pohybu dislokací, což způsobí vlastní zpevnění materiálu. Atomy příměsí nahrazují atomy mřížky v jejich polohách (substituční zpevnění) nebo v prostorách mezi atomy mřížky (intersticiální zpevnění).
V případě substitučního zpevnění oceli přispívají ke zpevnění nejvíce atomy fosforu, křemíku, niklu a manganu. Naopak přidáním prvků, které tvoří intersticiální tuhé roztoky (uhlík, dusík, bór), dojde ke zvýšení pevnosti ocelí. Intersticiální atomy se musí vměstnat mezi základní atomy v mřížce, čímž dojde k nárůstu pružné deformace a vnitřního napětí. [7, 9, 17]
Pavel Hrdý 32 Teoretická část 2.2.7.3 Precipitační zpevnění
Při zpevnění částicemi jiných fází dochází k rozpadu přesyceného tuhého roztoku a vzniku nových fází v základní matrici materiálu. Tyto velmi tvrdé částice, vzniklé precipitací, brzdí pohyb dislokací, které zakotví na překážce a vytvoří okolo ní smyčky, a tím zvyšují pevnost. S rostoucím počtem smyček dojde ke vzniku vnitřních sil, které mají za následek zvýšení meze kluzu. [17, 18]
2.2.7.4 Deformační (dislokační) zpevnění
Deformační zpevnění je zpevnění způsobené dislokační substrukturou a probíhá během tváření za studena, při kterém vznikají velké plastické deformace. Vzniklé vady (dislokace) v kovové mřížce se hromadí uvnitř zrn tvářeného kovu, jsou zdrojem vnitřních napětí a způsobují vlastní zpevnění materiálu. Zpevněná mikrostruktura kovového materiálu obsahuje protažená zrna ve směru deformace. Průvodním jevem deformačního zpevnění je zvýšení pevnosti a pokles tažnosti. [7, 17, 18]
2.2.7.5 Zpevnění od hranic zrn
Nárůstu pevnosti je dosaženo u extrémně jemné struktury obvykle pomocí kontinuálního žíhání po válcování při martenzitické teplotě. Při rekrystalizaci se karbidy na hranicích jednotlivých zrn rozpouštějí a předávají uhlík základní kovové matrici materiálu. Současně se objevuje austenitická fáze, která se rychlým ochlazováním proudem vody mění na martenzit či bainit. [9, 18]
2.2.7.6 Zvýšení pevnosti pomocí tepelně mechanického zpracování
Vlastnosti ocelí je možné zlepšit kombinovaným účinkem tváření a tepelného zpracování – tepelně mechanickým zpracováním (TMZ). Tvářením austenitu dochází ke zjemnění jeho zrna, takže i fáze následujících přeměn (martenzit, ferit, perlit) budou jemnější. Při tváření za studena dochází ke zvýšení hustoty dislokací, které se hromadí na okraji zrn. Toto nahromadění na překážce způsobuje napětí, které vede ke zpevnění materiálu. [18, 21, 25]
Nízkoteplotní tepelně mechanické zpracování je založeno na austenitizaci a prudkém ochlazení do oblasti metastabilního austenitu. Následuje jeho zakalení na martenzit a popouštění při teplotách do 200 °C. [21]
Pavel Hrdý 33 Teoretická část Pro vysokoteplotní tepelně mechanické zpracování je charakteristické tváření v oblasti stabilního austenitu a následné zakalení. Tímto zpracováním se zvýší pevnost i lomová houževnatost materiálu. [21]
Izoforming je kombinace izotermické perlitické přeměny a deformace, kterou lze provést před nebo až v průběhu přeměny. Izoforming vede ke zjemnění a částečné sferoidizaci perlitu. [21]
Mezi nejpoužívanější TMZ u plechů s vyšší a vysokou pevností patří řízené válcování a ochlazování. Řízením teploty, času a úběru pří válcování dostaneme velmi jemné austenitické zrno, které při rychlém ochlazení transformujeme na jemnozrnný jehlicovitý ferit s vysokými hodnotami meze kluzu. Teplotou lze ovládat i úroveň precipitačního zpevnění plechů z mikrolegovaných ocelí. [9, 21, 22]
2.2.7.7 Výrobní technologie kalení lisováním
Tato nově vyvinutá výrobní technologie umožňuje vyrábět karosářské díly, které mají znaky hlubokotažných ocelí a zároveň dosahují pevnosti až 1700 MPa. Používá se pro martenzitické ocele, spojuje výhodu tváření za tepla, která dovoluje vyrábět komplexní hlubokotažné díly bez většího zpětného odpružení materiálu, s metodou zvýšení pevnosti ocelových materiálů prostřednictvím martenzitické přeměny austenitu.
Při této přeměně austenitu se změní kubická plošně orientovaná mřížka na tetragonální prostorově orientovanou mřížku. Tvoření martenzitu je ukončeno po dosažení teploty Mf. Při kalení se při teplotě nad AC3 mění stávající feritická struktura na kompletní austenitickou strukturu. Následně se plně austenitizovaný polotovar s horkým povrchem vloží do studeného nástroje v hlubokotažném lisu, zavřením nástroje dojde nejprve k tváření dílu a poté v uzavřeném nástroji k jeho zušlechtění. Podmínkou pro úplnou přeměnu na martenzit je nutnost ochlazení dílu co největší rychlostí tak, aby byla překročena kritická ochlazovací rychlost. V případě, že by byla rychlost ochlazení pomalá, může dojít ve struktuře dílu k tvorbě feritu, bainitu nebo perlitu. Tyto struktury snižují pevnost a tuhost dílu. Mez pevnosti před tepelným zpracováním (kalení lisováním) se pohybuje v rozmezí 500–750 MPa a mez kluzu je větší než 350 MPa.
Mikrostruktura je feriticko-perlitická. Mez pevnosti po kalení lisováním se pohybuje až na hranici 1700 MPa a výsledná mikrostruktura je čistě martenzitická. [11, 22, 26]
Pavel Hrdý 34 Teoretická část Na obr. 3.16 je vidět technologický postup výroby dílu termomechanickým zpracováním, kde na horním obrázku je přímý proces, na spodním obrázku je tzv. nepřímý proces, kde se před hlavní tvářecí operací za tepla realizuje předdeformace za studena. [22]
Obr. 2.19: Technologický postup výroby dílu termomechanickým zpracováním [22]
Lisování za tepla je technologie závislá na teplotě a času, probíhá v několika na sebe navazujících krocích. V prvním kroku se struktura polotovaru přemění z existující feriticko-perlitické struktury na strukturu austenitickou prostřednictvím ohřátí polotovaru v peci nad teplotu AC3 s výdrží na této teplotě. Tato prodleva je nutná, aby došlo ke kompletní přeměně struktury na austenitickou. V průměru je doba 4–7 minut. V druhém kroku se ohřátý polotovar vyjme z pece a vloží se do nástroje lisu.
Pro tuto přepravu je potřeba nějaký čas, během této doby dojde vlivem okolního vzduchu k ochlazení. Výše tepelné ztráty je závislá na tloušťce materiálu, u tloušťky 1,5 mm je ztráta zhruba 20 °C/s, u materiálu o tloušťce 2,5 mm asi 10 °C/s. Tyto teplotní ztráty je nutné kompenzovat, aby bylo zajištěno, že polotovar má při zahájení lisování austenitizační teplotu. Proto se v praxi nastavuje pec na 950 °C, pak je teplota o cca 150 °C vyšší než teplota AC3 (800 °C). Pokud se používají materiály bez povrchové úpravy, dochází při dopravě z pece k lisu k tvorbě okují, tomu nelze zabránit ani při ohřevu v peci s ochrannou atmosférou. V tomto případě lze tvorbě okují zabránit použitím povrchových úprav. [9, 11, 22, 26]
Pavel Hrdý 35 Teoretická část V dalším kroku výroby dojde k tváření s bezprostředně na to navazujícím zakalením ve studeném tvářecím nástroji. Aby bylo dosaženo maximální plastické tvařitelnosti, měly by být tepelné ztráty tvarovaného dílu co nejmenší, proto je nutná co nejvyšší rychlost uzavíracího beranu. Používané hydraulické lisy dosahují uzavíracích časů 1–2 sekundy. [9, 11, 22, 26]
Zatímco při tváření jsou žádoucí co nejmenší přechody tepla z dílu na nástroj, naopak po uzavření nástroje je potřeba co nejvyšší tepelnou výměnu mezi nástrojem a výliskem, aby se struktura tvářeného dílu ochladila tak rychle, až dojde k překročení kritické rychlosti chladnutí a k vytvoření martenzitické struktury. Po tváření zůstane nástroj tak dlouho uzavřený, až dojde k úplnému přetvoření martenzitické struktury.
To nastane v okamžiku, když teplota dílu poklesne pod teplotu Mf (cca 190 °C).
Pro zajištění toho, že se ve výlisku skutečně přemění všechen austenit na martenzit, měl by být nástroj otevřen, až když je teplota dílu 150–170 °C. [9, 11, 15, 22, 26]
Pavel Hrdý 36 Teoretická část
2.3 Vodíková křehkost
Vodíkový atom má nejjednodušší strukturu, skládá se z jediného protonu a jediného elektronu a v periodické tabulce prvků je na prvním místě. V plynné fázi tvoří vodík dvouatomové molekuly H2. Molekulární vodík za normální teploty a tlaku (až několik desítek MPa) nemá téměř žádný vliv na vlastnosti ocelí. Teprve za tlaků vyšších než 200 MPa a při zvýšených teplotách dochází na povrchu ocelových součástí k disociaci vodíku, atomární vodík pak difunduje v ionizovaném stavu mřížkou, kde způsobuje tzv. vodíkové zkřehnutí materiálu. Difuzi vodíku do kovu umožňují malé rozměry atomu. S rostoucím tlakem a teplotou se zvětšuje rozpustnost vodíku v železe a stupňovitě stoupá při 910 °C, kdy se ferit mění v austenit. Vodík se může do základního materiálu dostat již během její výroby nebo v atomární formě difunduje do součásti v průběhu jejího zhotovování, např. při procesech povrchových úprav (především při moření v kyselinách nebo při galvanických procesech vzniká následkem chemických, resp. elektrochemických procesů). Při elektrolýze nebo při jakékoliv reakci oceli s vodným prostředím, při níž vzniká vodík, se na povrchu kovu uvolňují jednotlivé atomy vodíku, které se okamžitě slučují na stálou molekulovou formu vodíku. Pokud atom vodíku při cestě na povrch narazí na nějakou nepravidelnost uvnitř kovu (vměstky, dutiny), začne se zde hromadit, čímž se v místě zvýší tlak, který může vést až k porušení soudržnosti materiálu, např. jak je zobrazeno na obrázku 2.20. Vodík může vnikat do materiálu i při použití nevhodných procesních kapalin (omílání, obrábění), ale i při korozi materiálu. [4, 15, 21, 27]
Obr. 2.20: Trhlina v rovinné části lomu způsobená vodíkem v oceli 22MnB5, zvětšeno 1000x. [15]
Pavel Hrdý 37 Teoretická část
2.3.1 Druhy vodíkové křehkosti v ocelích
Vodíková koroze je označení trvalých škod, které vodík způsobuje pod tlakem při vysokých teplotách. Metan uvolněný při reakci vodíku s uhlíkem v oceli rozrušuje kov do hloubky a oduhličení probíhá po hranicích zrn. Změny vlastností ocelí za normálních teplot se označují jako vodíková křehkost. Průvodní jevy vodíkové křehkosti jsou puchýře a trhlinky. [21, 27]
Pod pojmem vodíková křehkost rozumíme pokles plastických vlastností materiálu způsobený přítomností vodíku. Na vodíkovou křehkost je možno pohlížet jako na vnitřní vodíkové zkřehnutí, které je způsobeno vodíkem pohlceným v materiálu při výrobě, tepelném zpracování nebo různých technologických operacích bez přítomnosti korozního prostředí. Dále lze vyčlenit ještě vnější vodíkové zkřehnutí vyvolané atomárním vodíkem, který je ve styku s povrchem kovu a okolním korozním prostředím. Vodíkovou křehkost lze také rozlišit na vratnou a nevratnou. Vratná vodíková křehkost je degradace materiálu, která se projevuje jen po dobu přítomnosti vodíku. Pokud zdroj vodíku přestane působit, dojde po jisté době a za určitých okolností k obnově původních vlastností materiálu vyžíháním, oproti tomu nevratná vodíková křehkost trvá, i když zdroj vodíku přestane působit a k obnově vlastností materiálu již nedojde. [21, 27, 28, 29]
U materiálu za předpětí (např. u předepnutého šroubu) se nejprve vytvoří mikrotrhlina na povrchu. Vysoká koncentrace napětí na špičce trhlinky přitahuje atomy vodíku. Trhlinky za působení síly předpětí a působení vodíku se dále zvětší. Vzniká nová špička napětí, která způsobuje zkřehnutí materiálu. Pokud již zbývající průřez materiálu sílu předpětí neunese, dochází k náhlému lomu. [27, 29, 30]
2.3.2 Vliv vodíkové křehkosti na vlastnosti ocelí
Degradační účinek vodíku na vlastnosti ocelí bývá spojován s působením celé řady mechanismů, např. vznik vysokého aerostatického tlaku v okolí vměstků, trhlin nebo dutin, dále absorpce vodíku spojená s poklesem povrchové energie, snížení kohezivní pevnosti nebo interakce vodíku s dislokacemi. Vedle zkřehnutí materiálu se navodíkování může projevit vznikem tzv. zbržděných lomů, ke kterým dochází náhle po určité době zatížení při napětí nižším než mez kluzu. [21, 27, 28]
