ROČNÍK/VOL. LXIV
ROK/YEAR 2011
2
METALLURGIC AL
JOURNAL
O D B O R N Ý Č A S O P I S P R O M E TA L U R G I I A M AT E R I Á L O V É I N Ž E N Ý R S T V Í
B R A N C H P E R I O D I C A L F O R M E TA L LU R G Y A N D M AT E R I A L E N G I N E E R I N G
Univerzita obrany v Brně
Vysoké učení technické v Brně
Technická univerzita v Liberci
W W W. H U T N I C K E L I S T Y. C Z
ISSN 0018-8069
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Odborný časopis pro hutnictví a materiálové inţenýrství
.
Vydavatel
OCELOT s.r.o.
Pohraniční 693/31
706 02 Ostrava-Vítkovice
IČO 49245848, DIČ CZ49245848
Registrace v obchodním rejstříku Krajského
soudu v Ostravě, oddíl C, vloţka 30879
Redakce, kontaktní adresa
OCELOT s.r.o.
Redakce časopisu Hutnické listy
areál VŠB – TU Ostrava, A 534
17. listopadu 15/2127
708 33 Ostrava-Poruba
www.hutnickelisty.cz
www.metallurgicaljournal.eu
Vedoucí redaktor
Ing. Jan Počta, CSc.
 596995156
e-mail: [email protected]
Obsah
tváření, tepelné zpracování
Ing. Lukáš Vavrečka, Ing. Josef Hrabovský
Experimentální výzkum a numerická simulace procesu
hydraulického odstraňování okují
Ing. Soňa Benešová,
Bernášek, CSc.
Ph.D., Ing. Jan Krnáč,
Doc.
Ing.
Vladimír
4
12
Stanovení lomového poškození podle modifikovaného
Cockroft-Lathamova kritéria za rozdílných podmínek
zkoušení drátu
Ing. Jiří Sukáč, Doc. Ing. Miroslav Pospíchal, CSc., Ing. Milan Adamec
16
Tepelné zpracování plazmově nitridované pružinové
oceli
Asistentka redakce
Jaroslava Pindorová
e-mail: [email protected]
Redakční rada
Předseda:
Prof.Ing. Ľudovít Dobrovský, CSc., Dr.h.c.,
VŠB-TU Ostrava
Členové:
Ing. Michal Baštinský, EVRAZ VÍTKOVICE
STEEL, a.s.
Ing. Karol Hala, U.S. Steel Košice, s.r.o.
Prof. dr. hab. inţ. Leszek Blacha,
Politechnika Šląska
Prof. dr. hab. inţ. Henryk Dyja, Politechnika
Częstochowska
Prof. Ing. Vojtěch Hrubý, CSc. Univerzita
obrany
Ing. Henryk Huczala, TŘINECKÉ
ŢELEZÁRNY, a.s.
Prof. Ing. František Kavička, CSc., VUT
v Brně
Ing. Ludvík Martínek, Ph.D., ŢĎAS, a.s.
Doc. Ing. Karel Matocha, CSc.,
MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ
VÝZKUM s.r.o.
Ing. Radim Pachlopník, ArcelorMittal
Ostrava, a.s.
Prof. Ing. Ľudovít Pariľák, CSc., ŢP VVC
s.r.o.
Ing. Jiří Petrţela, Ph.D., VÍTKOVICE
HEAVY MACHINERY, a.s.
Ing. Jaroslav Pindor, Ph.D., MATERIÁLOVÝ
A METALURGICKÝ VÝZKUM s.r.o.
Ing. Vladimír Toman, Hutnictví ţeleza, a.s.
Prof. Ing. Karel Tomášek, CSc., TU
v Košiciach
Grafika titulní strany
Miroslav Juřica,
e-mail [email protected]
Tisk
T-print s.r.o., Průmyslová 1003, 739 65
Třinec
Registrační číslo
MK ČR E 18087
Mezinárodní standardní číslo
ISSN 0018-8069
materiálové inženýrství
Ing. Juraj Blach, CSc., Ing. Ladislav Falat, PhD., RNDr. Peter Ševc, PhD.
Heterogénny zvarový spoj žiarupevných ocelí AISI
316H a T91 po ovplyvnení vodíkom a ťahovom
namáhaní pri teplote okolia
Doc. Ing. Břetislav Skrbek, CSc., RNDr. Ivan Tomáš, CSc., Ing. David
Bílek
21
27
Charakteristika oduhličení ocelových plechů
neželezné kovy a slitiny
Prof. Ing. Ladislav Zemčík, CSc.
32
Fyzikálně chemické modely reakcí tavenina-atmosféra
vakuové indukční pece
Doc. Ing. Miroslav Greger, CSc., Ing. Václav Mašek
40
Zpracování čistého titanu a slitin titanu tvářením
povrchová úprava kovů
Ing. Zdeněk Joska, Prof. Ing. Jaromír Kadlec CSc., Prof. Ing. Vojtěch
Hrubý CSc.
46
Duplexní povlak TiAlN/DLC na plazmově nitridované
oceli AISI 304
Ing. Zdeněk Pokorný, Prof. Ing. Vojtěch Hrubý, CSc., Ing. Anna Henzlová
Hrubá
50
Vliv parametru tlaku na mechanické vlastnosti
nitridovaných vrstev
Doc. Ing. Emil Svoboda, CSc., por. Ing. Pavel Bartošík, Ing. Renata
Dvořáková, CSc., kpt. Mgr. Quang Dung Tran
56
Vliv podmínek měření na parametry drsnosti povrchu
zkušebnictví, měřictví,
laboratorní metody
Prof. Ing. Karel Michalek, CSc., Ing. Karel Gryc, Ph.D., Ing. Markéta
Tkadlečková, Ph.D., Ing. Zbyněk Hudzieczek, Ing. Petr Klus, Ing. Vojtěch
Sikora
Numerické a fyzikální modelování proudění oceli
v asymetrické mezipánvi
64
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Odborný časopis pro hutnictví a materiálové inţenýrství
.
Ing. Tomáš Jíra, Ing. Pavel Solfronk, Ph.D., Ing. Pavel Voborník
Hlavní články v časopisu jsou uváděny
v českém, slovenském nebo anglickém
jazyce.
Časopis vychází 6x ročně. Cena
jednotlivého čísla 200,-- Kč. K ceně se
připočítává DPH. Roční předplatné
základní 1190,- Kč, studentské 20 %
sleva proti potvrzení o studiu.
Předplatné se zvyšuje o poštovné
vycházející z dodávek kaţdému
odběrateli. Předplatné se automaticky
prodluţuje na další období, pokud je
odběratel jeden měsíc před uplynutím
abonentního období písemně nezruší.
Objednávky na předplatné přijímá
redakce. Informace o podmínkách
publikace, inzerce a reklamy podává
redakce.
Za původnost příspěvků, jejich věcnou
a jazykovou správnost odpovídají
autoři. Podklady k tisku redakce
přijímá
v elektronické
podobě.
Recenzní posudky jsou uloţeny
v redakci. Ţádná část publikovaného
čísla nesmí být reprodukována,
kopírována nebo elektronicky šířena
bez písemného souhlasu vydavatele.
72
Pozorování deformačních polí u karosářského výlisku
pomocí bezkontaktní metody
Prof. Ing. Margita Longauerová, CSc., Ing. Mária Fedorová, Ing. Josef
Bořuta, CSc., Aleš Bořuta
76
Vplyv rýchlosti ochladzovania v kritických teplotných
oblastiach na výskyt zníženej plasticity za tepla
ekonomika, organizace, řízení
Doc. Ing. Václav Nétek, CSc., Ing. Petr Besta, Ph.D., Ing. Andrea
Samolejová, Ph.D., Ing. Jindřich Haverland
80
Hodnocení kvality nákupu v průmyslových podnicích
hutní výroba v ČR a SR
85
ze života škol
86
historie hutnictví
88
společenská kronika
96
výstavy, veletrhy, konference
99
hutnictví ve světě
104
© OCELOT s.r.o., 2011
ISSN 0018-8069
Časopis zařazen Radou vlády ČR pro
výzkum a vývoj do seznamu
recenzovaných
neimpaktovaných
periodik vydávaných v ČR
Dodavatelé příspěvků ve všeobecné informační části:
● Hutnictví ţeleza, a.s. ● VŠB – TU Ostrava ● ÚFM Akademie věd ČR, VUT Brno ● Dopisovatelé
● Redakce
Inzerenti a objednatelé reklamy:
BVV Fair Travel s.r.o. – Mense Düsseldorf ● Linde Gas a.s.
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Odborný časopis pro hutnictví a materiálové inţenýrství
.
C o n t e n t
Forming, Heat Treatment
Vavrečka,L. - Hrabovský, J.
4
Experimental Research and Numerical Simulation of Hydraulic Descaling
Benešová, S. - Krnáč, J. - Bernášek, V.
12
Fracture Damage Evaluation according to the Cocktoft-Latham Criteria under Different
Condition of Wire Testing
Sukáč, J. - Pospíchal, M. - Adamec, M.
16
Heat Treatment of Plasma Nitrided Spring Steel
Material Engineering
Blach, J. - Falat, L. - Ševc, P.
21
Heterogeneous Weld Joint of AISI 316H and T91 Creep-resistant Steels Affected by
Hydrogen and Tensile Tested at Ambient Temperature
Skrbek, B. - Tomáš, I. - Bílek, D.
27
Decarburization Characteristics of Steel Sheets
Non-ferrous Metals and Alloys
Zemčík, L.
32
Physical-chemical Models of Reactions between the Melt and the Vacuum Induction
Furnace Atmosphere
Greger, M. - Mašek, V.
40
Processing of Titanium and Titanium Alloys by Forming
Surface Treatment
Joska, Z. – Kadlec, J. – Hrubý, V.
46
Duplex Coating TiAlN/DLC on Plasma Nitrided Stainless Steel AISI 304
Pokorný, Z. - Hrubý,V. - Henzlová Hrubá, A.
50
Influence of Pressure Parameter on Mechanical Properties of Nitrided Layers
Svoboda, E. - Bartošík,P. - Dvořáková, R. - Dung Tran, Q.
56
Influence of the Measurement Conditions on the Surface Roughness Parameters
Testing, Messurement, Laboratory Methods
Michalek, K. - Gryc, K. - Tkadlečková,M. - Hudzieczek, Z. - Klus, P. – Sikora, V.
64
Numerical and Physical Modelling of Steel Flow in AsymmetricTundish
Jíra, T. - Solfronk, P. - Voborník, P.
72
Monitoring of Deformation Area of Body Stamping by Using of Non-contact Optical
Method
Longauerová, M. - Fedorová, M. - Bořuta, J. – Bořuta, A.
76
Effect of Cooling Rate in the Critical Temperature Areas on the Occurrence of Hot
Ductility
Economy, Organization, Management
Nétek, V. - Besta, P. - Samolejová, A. - Haverland, J.
Evaluation of the Quality of Purchasing in Industrial Companies
80
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
tváření,
tepelné zpracování
_____________________________________________________________________________________________
Experimentální výzkum a numerická simulace procesu hydraulického
odstraňování okují
Experimental Research and Numerical Simulation of Hydraulic Descaling
Ing. Lukáš Vavrečka, Ing. Josef Hrabovský, doc. Ing. Jaroslav Horský, CSc., Vysoké učení technické v Brně,
Laboratoř přenosu tepla a proudění
Hydraulické odstraňování okují je proces, při němž jsou odstraňovány vrstvy oxidů z horkých ocelových povrchů.
Kvalita odokujení je významná pro výslednou kvalitu povrchu válcovaného produktu. Cílem tohoto příspěvku je
ukázat, které parametry mají největší vliv na výslednou kvalitu produktu. Vysokotlaký vodní paprsek působí
na vrstvu okují dvěma způsoby, mechanicky a teplotně. Byly tedy provedeny dva typy experimentů. Prvním je měření
dynamické síly vodního paprsku trysky - impaktního tlaku. Druhým je měření teploty ve vzorku během průjezdu
pod ostřikující tryskou a určení součinitele přestupu tepla pomocí inverzní úlohy. Data z prvního typu měření byla
použita jako okrajová podmínka strukturální analýzy. Data z druhého typu měření byla aplikována na numerický
model teplotně-napjatostní analýzy. Výsledkem obou simulací jsou průběhy napětí ve vrstvě okují a v základním
materiálu. Je zřejmé, že pro porušení okují, je důležité napětí podél vrstvy okují. Z tohoto úhlu pohledu má teplotní
ovlivnění povrchu větší vliv na výslednou kvalitu odokujení než dynamické síly vodního paprsku. Numerické
simulace ostřiku okují demonstrují vlivy vybraných parametrů na efektivitu procesu odstranění okují. Pochopení
procesu ostřiku okují umožní optimalizaci parametrů a zlepšení výsledné kvality produktů.
Hydraulic descaling is a process of removing the oxides from the hot steel surface. Surface quality after descaling is
fundamental for the final surface quality of a rolled product. The main goal of the paper is to show parameters that
have the biggest influence on the final surface quality of the rolled material. High-pressure water beam has two
effects on a scale layer. The first one is a relatively intensive thermal shock depending on a set of parameters (water
pressure, nozzle type, distance from the surface, inclination angle, speed of movement of the product). The second
effect is mechanical, caused by impact pressure. In our case two types of measurements were performed. The first
one was a measurement of impact pressure of the water beam. The second one was a measurement of temperature
drop when a product is passing under the nozzle. The data from the second measurement were evaluated with
inverse task and heat transfer coefficient was obtained. Both experimental measurements were made for the same
setting of spaying parameters. This setting matched theoretical constant impact pressure. It is obvious from the
results of impact pressure measurement, that with increasing distance of nozzle and increasing feeding pressure,
maximal values of impact pressure decrease. For better description of impact pressure distribution, integral impact
pressure was established. According to the second type of measurement, less water forming big spray height caused
bigger thermal shock even if the impact pressure was constant. Results from both experimental measurements were
prepared in a form of boundary conditions suitable for using in the numerical model. The computation made by
numerical model of descaling demonstrated the influence of the obtained parameters on the process efficiency. Two
types of simulation were prepared. Two different material characteristics were used. At the first one, coupled
thermal-structural analysis, heat transfer coefficient was applied as boundary condition. The second one was
structural analysis and impact pressure was applied. Results from both analyses were stress distributions in models.
For scale failure, stresses along the scale layer were the most important. From this point of view, thermal effect of
water beam had bigger influence on final quality of the descaled surface. Understanding of the hydraulic descaling
mechanism enables optimisation of spraying parameters and improvement of final surface quality.
4
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
1. Úvod
Ve světě jsou každoročně vyprodukovány milióny tun
oceli. Pro bližší představu bylo např. v roce 2008 na
celém světě vyrobeno 1329 miliónů tun oceli, z nichž
bylo 49% zpracováno válcováním. Nedílnou součástí
válcovacího procesu oceli je hydraulické odstranění
okují z horkého povrchu před samotným válcováním
materiálu. Účinnost tohoto procesu značně ovlivní
výslednou kvalitu válcovaného povrchu. Při tomto
procesu jsou nejčastěji používány vysokotlaké vodní
trysky s plochým paprskem. Tryska působí na povrch
dvěma hlavními účinky. První je intenzivní teplotní šok,
způsobující gradient teplot ve vrstvě okují a
v základním materiálu. Na základě tohoto gradientu a
různých teplotních roztažností okují a základního
materiálu vznikají smyková napětí a dochází
k narušování okují. Druhým mechanismem jsou
dynamické síly dopadajícího vodního paprsku, jež
odstraňují okuje z povrchu na principu „vodního dláta“.
Parametrem popisujícím intenzitu chlazení je součinitel
přestupu tepla (HTC). Jeho hodnota je závislá na druhu
trysky, konfiguraci nastavení – vzdálenosti, úhlu
odklonu, tlaku vody a na rychlosti projíždějícího
produktu. Dynamické působení dopadajícího vodního
paprsku lze souhrnně nazvat impaktní tlak.
Obr. 1 Definice impaktního tlaku
Fig. 1 Definition of impact pressure
2. Dynamický účinek vodního paprsku
Celková síla vodního paprsku:
F
Dynamickou sílu paprsku F a impaktní tlak P je možné
zjednodušeně popsat pomocí druhého Newtonova
zákona (obr. 1). Teoretickou průměrnou hodnotu
impaktního tlaku v dopadové stopě lze určit
z rovnice (1) [1].
dm  v 
  v  m  v  m
  v  V 2  p  
m
dt
Plocha, na kterou dopadá vodní paprsek:
 
A  2  s  h  tan 
2
Reálné rozložení impaktního tlaku bylo určováno
experimentálně na zařízení vyvinutém v Laboratoři
přenosu tepla a proudění, VUT v Brně. Základem je
tlakový snímač (obr. 2) o průměru 1.5 mm, zabudovaný
do masivní ocelové desky. Ta se pomocí krokových
elektromotorů pohybuje pod tryskou v navzájem
kolmých směrech. V uzlových bodech pravidelné sítě je
prováděno měření tlaku. V každé proměřované poloze
snímač setrvá 0.7 s. Záznam polohy a tlaku je ukládán
do datalogeru.
(1)
(2)
Výsledný impaktní tlak:
P
2 p
F
 V
A
2  s  h  tan 2 
(3)
Obr. 2 Detail tlakového senzoru
Fig. 2 Detail of pressure sensor
2.1
Průběh experimentálního měření
Experimenty byly prováděny s vysokotlakou vodní
tryskou ekvivalentního průměru 3 mm a úhlem rozstřiku
30˚. Proměnnými parametry jsou vzdálenost trysky od
5
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
dosahuje hodnot kolem 9 MPamm. U ostatních měření
se pohybuje v rozmezí 4 až 6 MPamm.
povrchu a tlak vody. Byly zvoleny tak, aby bylo
dosaženo přibližně stejné teoretické hodnoty impaktního
tlaku v dopadové stopě. Schéma měření impaktního
tlaku je zobrazeno na obr. 3. Experimenty jsou
specifikovány v tabulce (tab. 1).
3
Impakt [MPa]
Výsledky měření impaktních tlaků pro jednotlivé
případy jsou zobrazeny na obr. 4 a obr. 5 Jednotlivé
křivky byly získány při jednom průchodu senzoru v ose
trysky. Z obrázku je zřejmé, že šířka s stopy trysky ve
směru osy y (v reálném procesu je to směr pohybu
materiálu pod tryskou) je přibližně 8 mm a příliš se
nemění se vzdáleností ani tlakem. Nejvyšších lokálních
hodnot impaktního tlaku bylo dosaženo pro menší
vzdálenosti a to i při nižších tlacích. Z toho vyplývá, že
teoretické vyjádření impaktního tlaku (rov. 3), v tomto
případě příliš nekoresponduje se skutečností.
Tlak
[MPa]
7,5
15,0
24,0
35,0
Pd y
0
4
8
12
P75
P150
P240
P350
8
6
4
2
0
-70
-35
0
35
70
Poloha x [mm]
Obr. 6 Integrovaný impaktní tlak, osa x
Fig. 6 Integral impact pressure, axis x
2.2 Měření intenzity chlazení
Intenzita chlazení je měřena na vzorku vybaveném
teplotními senzory (obr. 7).
x

-4
10
Šířka stopy
trysky [mm]
42
70
105
130
Pokud se měření provede napříč paprskem ve více
pozicích osy x, lze získat rozložení impaktního tlaku
(obr. 5) na celé ploše dopadu vodního paprsku.
Z praktického hlediska je důležité, aby docházelo ke
stejnoměrnému ovlivnění materiálu ve směru kolmém
na jeho pohyb (osa x). Účinky ve směru pohybu (osa y)
ve zvolené pozici x je vhodné charakterizovat pouze
jedním číslem. Proto byl zaveden tzv. integrální
impaktní tlak, IIT, definovaný
IIT
-8
Obr. 5 Změřený impaktní tlak, 3D graf – P150
Fig. 5 Impact pressure record, 3D graph – P150
Výsledky a zpracování naměřených dat
2.1.1
1
0,5
Obr. 4 Změřený impaktní tlak, osa y
Fig. 4 Impact pressure record, axis y
IIT [MPa.mm]
Průtok
[l/min]
38,7
55,1
69,7
84,2
1,5
Poloha y [mm]
Tab. 1 Nastavení jednotlivých experimentů
Tab. 1 Setting of experiments
Vzdálenost
,,h“[mm]
50
100
150
200
2
0
-12
Obr. 3 Měření impaktního tlaku
Fig. 3 Impact pressure measurement
Označení
experimentu
P(A)75
P(A)150
P(A)240
P(A)350
P75
P150
P240
P350
2,5
(4)
Pomocí termočlánků umístěných 1 mm pod povrchem
je zaznamenáván pokles teploty při průchodu testovací
desky pod ostřikovou sekcí. Data jsou zaznamenávána s
frekvencí 200 Hz. Nastavení experimentu odpovídá
reálným podmínkám při ostřiku okují. Pro tyto
experimenty byl vyvinut speciální experimentální
„stand“, který umožňuje lineární pohyb vzorků
požadovanou rychlostí (obr. 8). Postup provádění
x
Výsledky přepočtené po šířce stopy trysky na integrální
impaktní tlak pro všechna měření jsou zobrazeny na
obr. 6.
Jak je vidět, tak z vypočtených hodnot integrálního
impaktního tlaku, vybočuje opět pouze případ s
nejkratší vzdáleností mezi tryskou a povrchem. Zde
6
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
experimentů je následující. Instrumentovaný vzorek je
ohřát v peci na počáteční teplotu 950°C. Po vyrovnání
teplot je spuštěno čerpadlo a nastaven požadovaný tlak
v trysce.
Součinitel přestupu
tepla [W/(m2K)]
3000
2000
1000
0
0
300
600
900
1200
Časový krok [-]
1500
Povrchová teplota [°C]
Obr. 10 Průběh součinitele přestupu tepla – výsledek inverzní úlohy
Fig. 10 HTC – result of inverse computation
Obr. 7 Testovací deska se dvěma senzory
Fig. 7 Test plate with two sensors
950
900
850
A75-1
A150-1
A240-1
A350-1
800
750
0
300
600
900
1200
Časový krok [-]
1500
Povrchová teplota [°C]
Obr. 11 Pokles povrchové teploty pro 4 experimenty (senzor 1 – osa
trysky)
Fig. 11 Surface temperature drops for all four experiments (sensor 1 –
nozzle axis)
Obr. 8 Schéma zkušebního zařízení
Fig. 8 Experimental stand
Následně je spuštěn pojezd a deska projede ostřikem.
Průjezd vzorku pod tryskou způsobí pokles jeho teploty,
jenž je zaznamenán pomocí teplotních snímačů. Tato
data společně s materiálovými údaji a kalibračními údaji
použitého senzoru jsou aplikována jako vstupy pro 2D
inverzní úlohu vedení tepla.
800
750
300
600
900
1200
Součinitel přestupu
tepla [W/(m2K)]
5000
Spočtená povrchová teplota
880
860
840
A75-1
4000
A150-1
3000
A240-1
2000
A350-1
1000
0
-500
-250
0
250
Poloha y [mm]
820
0
300
600
900
1200
1500
Obr. 12 Pokles vypočtené povrchové teploty pro 4 experimenty
(senzor 2 – 50 mm od osy trysky)
Fig. 12 Drop of computed surface temperature for all four
experiments (sensor 2 – 50 mm from nozzle axis)
900
Teplota [°C ]
A75-2
A150-2
A240-2
A350-2
850
Časový krok [-]
Změřená teplota
920
900
0
Výsledkem této úlohy je průběh povrchové teploty
vzorku, tepelný tok a součinitel přestupu tepla během
experimentu. Příklad průběhů změřené a vypočítané
teploty je na obr. 9, a součinitele přestupu tepla na
obr. 10. Byly provedeny 4 experimenty s nastavením
tlaků a průtoků uvedených v tab. 1. Rychlost pojezdu
byla 1 m/s.
940
950
1500
Obr. 13 Průběh součinitele přestupu tepla pro senzor 1
(teploty z obr. 11)
Fig. 13 Computed HTC history for sensor 1
(temperatures plotted in fig. 11)
Časový krok [-]
Obr. 9 Průběh naměřené a vypočtené teploty
Fig. 9 Measured and computed surface temperature
7
500
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Vzájemné porovnání intenzity chlazení pro jednotlivé
konfigurace je vhodné provést s využitím průměrných
hodnot součinitele přestupu tepla z obr. 13. To je
uvedeno v tab. 2, kde je vyjádřen i tzv. normovaný
průtok, který vyjadřuje množství vody dopadající na
1 m šířky ostříkávaného materiálu. Z tab. 2 je zřejmé, že
s rostoucí výškou trysky se zvyšuje také intenzita
chlazení při malém rozptylu impaktního tlaku. Avšak se
čtyřnásobným zvýšením výšky se zvětší součinitel
přestupu tepla 1.78krát. Nejedná se tedy o lineární
závislost. Je však důležité zdůraznit, že přestože došlo
ke zvýšení intenzity chlazení, tak zároveň došlo ke
snížení hodnoty normovaného průtoku o 30%.
obdržené výsledky byly
prezentovány v této práci.
3.2
Prům. souč. Prům. souč.
Normovaný
Vzdálenost
Průtok Průtok
Normovaný
přestupu tepla přestupu tepla
průtok
„h“ [mm]
[l/min] [% ]
průtok [% ]
[W/m2K]
[% ]
[l/min.m]
50
446
100
38,7
100
921,4
100
578
130
55,1
142
787,1
85
150
697
156
69,7
180
663,8
72
200
796
178
84,2
218
647,7
70
zpracovány
a
Výpočtový model a okrajové podmínky
Model geometrie (obr. 14) byl připraven na základě
předchozích výpočtů s ohledem na geometrii vzorků
používaných v Laboratoři přenosu tepla a proudění při
experimentech popsaných výše. Model geometrie byl
složen ze dvou částí. První robustní část tvoří základní
materiál (ocel) a druhou část tvoří tenká vrstva okují.
Vrstva okují nebyla dále členěná a byla souvislá.
Tloušťka to reprezentovala skutečnou tloušťku vrstvy
okují změřenou na experimentálních vzorcích
používaných pro simulaci samotného procesu
odokujení. Pro výpočet byly konkrétně zvoleny tloušťky
oxidů 45 µm pro uhlíkovou ocel a 21.7 µm pro ocel
s větším obsahem křemíku.
Tab. 2 Průměrné hodnoty naměřených a vypočtených veličin
Tab. 2 Averaged values of measured and calculated quantity
100
následně
3. Výpočtová simulace procesu
odstraňování okují
Pro simulaci procesu odstranění oxidů byla zvolena
výpočtová analýza na základě konečnoprvkové metody
v programu ANSYS 12. Modelování výše popsaného
experimentu pomocí výpočtové simulace umožnilo
hlubší rozbor procesu odstraňování okují. Problematika
byla zkoumána z hlediska teplotně napjatostní analýzy a
strukturní analýzy. Pro teplotně napjatostní analýzu byly
použity teplotní okrajové podmínky a to počáteční
teplota vzorku, v našem případě zvolena hodnota
1000°C, a definovaná funkce součinitele přestupu tepla.
Pro strukturní analýzu byly zavedeny odpovídající
okrajové podmínky s ohledem na podmínky použité při
experimentech a zatížení funkcí průběhu impaktního
tlaku, vyvolaného dopadajícím vodním paprskem při
daných hodnotách průtoku. Zatížení aplikované
v teplotně napjatostní i ve strukturní analýze odpovídalo
naměřeným hodnotám z výše uvedených experimentů.
3.1
Obr. 14 Model geometrie
Fig. 14 Model of the geometry
Z důvodu kombinace teplotní a strukturní úlohy byly
použity materiálové charakteristiky závislé na teplotě.
Pro výpočty byly vytvořeny dva modely materiálu, které
reprezentovaly reálné materiálové charakteristiky
experimentálních vzorků. Aplikované materiálové
charakteristiky odpovídaly hodnotám uhlíkové oceli
11 366 [4] resp. oceli P690QL2 s vyšším obsahem
křemíku [5]. Materiálové charakteristiky vrstvy oxidů
pro ocel 11 366 odpovídaly hodnotám pro wüstit (FeO)
[3], P690QL2 hodnotám pro silicon [3]. Pro vrstvu oceli
i okují byl použit lineárně elastický model materiálu.
Okrajové podmínky aplikované na model geometrie,
byly zvoleny tak, aby simulovaly reálné chování
teplotně a mechanicky zatíženého vzorku. Proto byly na
příslušné plochy zadány okrajové podmínky tak, aby
odpovídaly
skutečným
stupňům
volnosti
experimentálního vzorku. U teplotně napjatostní
analýzy byly všechny plochy, kromě povrchu okují,
uvažovány jako adiabatické stěny. U strukturální
analýzy byl umožněn posuv ve směru x, ve směru y byl
posuv zafixován a ve směru z byla zadána podmínka
rovinnosti ploch - coupling.
Metodika řešení
Metodika řešení byla rozdělena na dvě části. První část
zahrnovala teplotně napjatostní analýzu, druhá část
popisovala strukturní analýzu. Postup práce spočíval
v tvorbě modelu geometrie, modelu materiálu a modelu
zatížení, v prvním případě teploty modelu a zatížení
v podobě funkce průběhu přestupu tepla, která odpovídá
naměřeným hodnotám A75-1 (obr. 13). Pro druhou část
byl použit stejný model geometrie i model materiálu,
změna byla v zatížení, které odpovídalo experimentálně
zjištěnému průběhu impaktního tlaku při experimentu
P75 (obr. 4). První část byla provedena jako transientní
teplotní analýza. Výsledkem této analýzy bylo rozložení
teplotního pole v modelu. Na základě těchto dat byla
poté spočtena deformačně napjatostní analýza. Druhá
část byla provedena jako strukturální analýza. Takto
3.3
Metodika vyhodnocení výsledků
Výsledky z obou analýz byly vyhodnocovány ve dvou
místech. První místo bylo na povrchu oxidů, druhé
místo bylo na rozhraní ocel-oxidy. Tato místa byla
zvolena proto, aby bylo možné popsat napjatost jak na
8
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
povrchu oxidů, kde dochází k bezprostřednímu kontaktu
s dopadajícím paprskem vody, tak na rozhraní oxidů a
oceli, kde se zkoumá kvalita povrchu oceli po procesu
odokujování. Níže uvedené výsledky jsou tedy
prezentovány vždy pro dva typy experimentálních desek
a dvě místa vyhodnocení (místo A - povrch oxidů, místo
B – rozhraní oxidy, ocel).
Dosažené výsledky jsou prezentovány ve dvou
tabulkách dle analýzy, ze které byly obdrženy. V první
tabulce jsou uvedeny výsledky teplotní analýzy a na ní
navazující strukturní analýzy, kde zatížení bylo
aplikováno prostřednictvím průběhu HTC. Ve druhé
tabulce jsou prezentovány výsledky strukturní analýzy,
ve které bylo zatížení aplikováno funkcí impaktního
tlaku působícího na povrch oxidů.
Tab. 3 Výsledky teplotně-napjatostní úlohy
Tab. 3 Results of thermal-stress analysis
Průběh teplot pro materiál 11 366
Průběh teplot pro P690QL2
Napětí ve směru x
Napětí ve směru y
Smykové napětí v rovině xy
Redukované napětí
9
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tab. 4 Výsledky strukturální analýzy
Tab. 4 Results of structural analysis
Napětí ve směru x
Napětí ve směru y
Smykové napětí v rovině xy
Redukované napětí
Výsledky experimentálního měření impaktního tlaku
jsou shrnuty na obr. 4. Přestože zvolené hodnoty tlaku a
výšky odpovídají přibližně konstantní hodnotě
impaktního tlaku, tak je vidět, že s rostoucí vzdáleností,
i přes současný růst tlaku v systému, maximální
hodnoty impaktního tlaku klesají. Pro větší názornost
získaných výsledků byla vytvořena nová veličina integrovaný impaktní tlak (obr. 6). Zde je vidět, že pro
experimenty P150, P240 a P350 se maximální hodnoty
pohybují s malým rozptylem. Z výsledků však vybočuje
experiment P75. Stopa trysky při tomto nastavení je
znatelně užší, avšak hodnoty integrovaného impaktního
tlaku dosahují vyšších hodnot.
dopadajícího vodního paprsku se však v závislosti na
nastavení parametrů ostřiku mění. Je tedy důležité
připomenout, že nárůst této hodnoty nekoresponduje
s množstvím vody dopadajícím na jednotkovou šířku
stopy trysky. Při nárůstu součinitele přestupu tepla o
78%, normovaný průtok poklesl o 30%. Zjednodušeně
lze říci, že při zachování konstantního impaktního tlaku,
méně vody dopadající z větší výšky na ostřikovaný
povrch způsobí větší teplotní šok.
4. Závěr
Výsledky
teplotně
napjatostní
analýzy
jsou
prezentovány v tab. 3. Jak je vidět na průběhu teplot na
povrchu a na rozhraní okuje-ocel, prohřátí vrstvy okují
po tloušťce je rovnoměrnější pro vzorek z uhlíkové
oceli než pro vzorek vyrobený z oceli s vyšším obsahem
křemíku. To je způsobeno rozdílnou teplotní vodivostí
uvažovaných oxidů. Teplotní gradient, který tímto
vznikl mezi povrchem okují a rozhraním okuje-ocel, je
jedním z důvodů rozdílných hodnot napjatostí pro první
desku a druhou deskou (jak je patrné z odpovídajících
grafů, viz tab. 3). Větší teplotní gradient pro desku
z oceli
P690QL2
způsobil
vyšší
hodnoty
Průběhy součinitele přestupu tepla získané pomocí
experimentů měření intenzity chlazení jsou zobrazeny
na obr. 13 a shrnuty v tab. 2. Z tabulky je zřejmá
souvislost mezi výškou ostřiku a průměrnou hodnotou
součinitele přestupu tepla. S rostoucí výškou ostřiku se
zvětšuje i součinitel přestupu tepla. Zvětšení výšky
ostřiku z 50 mm na 200 mm způsobí nárůst průměrné
hodnoty součinitele přestupu tepla o 78%. Šířka stopy
10
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
prezentovaných napětí než u desky z oceli 11 366. Tato
skutečnost naznačuje, že u vzorků s obsahem křemíku
by docházelo k vyšším hodnotám napětí v objemu
oxidů. Toto zjištění však nelze považovat za
signifikantní údaj o průběhu a kvalitě procesu
odokujení. A to z toho důvodu, že mechanické
vlastnosti oxidů, které vznikají na povrchu ocelí,
obsahujících vyšší procento křemíku, mají také
podstatně vyšší mezní hodnoty (mez kluzu, mez
pevnosti atd.). To znamená, že obdržené hodnoty napětí
nemusí postačovat k tomu, aby došlo k rozrušení oxidů.
Naproti tomu, nižší hodnoty napětí, dosažené pro desku
z oceli 11 366, mohou vzhledem k mechanickým
hodnotám odpovídajícím wüstitu, postačovat k narušení
vrstvy oxidů. Aby bylo možné toto tvrzení ověřit, bylo
by potřeba změřit dané mechanické charakteristiky
odpovídajících oxidů.
deformačním zatížení (teplotně- napjatostní analýza) o
řád vyšší než při silovém zatížení (strukturní analýza).
Hodnota napětí ve směru x je pro porušení soudržnosti
oxidů podstatná. Hodnoty redukovaného napětí jsou
při deformačním zatížení také vyšší. Tyto výsledky tedy
potvrzují, že vliv teploty v průběhu odokujování má
podstatný podíl na konečné kvalitě povrchu vzorku.
Proto je důležité znát průběh HTC a dalších parametrů
dopadajícího paprsku vody pro co nejefektivnější
využití při procesu odstraňování oxidů a tím dosáhnout
co nejlepších hodnot kvality povrchu po hydraulickém
odstraňování oxidů.
Výsledky strukturní analýzy jsou prezentovány v tab. 4.
Hodnoty napětí vyvolané vlivem impaktního tlaku
působícího kolmo na povrch oxidů jsou rovnoměrnější a
vyrovnanější než v předchozím případě. Je to způsobeno
silovým zatížením vyvolaným průběhem impaktního
tlaku, který je v podstatě konstantní. U teplotně
napjatostní analýzy je vzorek zatěžován deformačně
vlivem měnících se teplot a vlivem rozdílných
součinitelů roztažnosti ocel vs. oxid. Deformační
zatížení má zpravidla významnější vliv na napjatost
v tělese. Tato skutečnost je zde potvrzena tím, že
hodnoty napětí ve směru x (podél oxidů) jsou při
Literatura
Poděkování
Teoretické a experimentální práce byly řešeny za
podpory projektu FSI-S-10-31, Možnost zvýšení
intenzity přenosu tepla z povrchů pod vrstvou kapaliny
[1]
[2]
[3]
[4]
[5]
BENDIG, L.; RAUDENSKÝ, M.; HORSKÝ, J. Descaling with
high pressure nozzle, 2001, ILASS-EUROPE.
SCHÜTZE, M. Mechanical properties of oxide scales.
Oxidation of metals, 1995, Vol. 44, Nos. ½.
TAKEDA. M, ONISHI. T, NAKAKUBO. S, FUJIMOTO. S.
Physical properties of iron-oxide scales on Si-containing steels
at high temperatures. Material Transactions, Vol. 50. No. 9
(2009) pp. 2242 to 2246.
ČSN 41 1366, Ocel obvyklých jakostí pro vyšší teploty a
žáropevná.
EN 10028-6, 1.8888, Svařitelná jemnozrnná zušlechtěná ocel.
Recenze: prof. Ing. Miroslav Příhoda, CSc.
Ing. Marek Velička, Ph.D.
_____________________________________________________________________________________________
Vysokotlaké vodní odstraňování okují z povrchu oceli při válcování nebo polotovarů bezprostředně po ohřevu
popsané ve výše uvedeném článku „Experimentální výzkum a numerická simulace procesu hydraulického
odstraňování okují“ autorů Vavrečka, L., Hrabovský, J., Horský, J. je provozně velmi důležité a zcela zřejmě
aktuální v každé době. Podobné téma bylo již řešeno pro vítkovickou válcovnu tlustých plechů kvarto 3,5 krátce po
jejím zprovoznění, a to pro potřebu instalace řídicího systému. Řešitelské pracoviště na katedře tepelné techniky
tehdejší hutnické fakulty VŠB Ostrava provedlo pro koordinační pracoviště ve VÍTKOVICÍCH [1 – 4] náročná
provozní měření a návrh výpočetního modelu teplotního profilu celé válcovací tratě vč. pecního úseku, které
zahrnovalo i analýzu odokujování a vývoj teploty kovu ve vodním odokujovači. Výsledky byly implantovány do
realizovaného řídicího systému technologického procesu.
Literatura
[1]
[2]
[3]
[4]
POČTA, J. aj.. Měření technologických parametrů na kvartu 3.5 k získání podkladů pro navržení řídicího systému. Ostrava: Dílčí
výzkumná zpráva státního výzkumného úkolu P-04-123-023-04. VÍTKOVICE, 1973
MRKOS, B., POČTA, J. aj. Automatizace řízení válcovacích tratí. Ostrava: Závěrečná zpráva státního výzkumného úkolu P-04-123-02304. VÍTKOVICE, 1975
RÉDR, M., TOMAN, Z., PŘÍHODA, M. Matematický model změny teplotního pole provalku v průběhu válcování na hladkých válcích.
Hutnické listy, roč. XXXI, 1976, č. 11, s. 795–802
RÉDR, M., TOMAN, Z., PŘÍHODA, M. Teplotní změny provalku při válcování plechu za tepla. In Sborník vědeckých prací VŠB
v Ostravě, řada hutnická, roč. XXIII, 1977, č. 2, s. 35–50
red.
11
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Stanovení lomového poškození podle modifikovaného Cockroft-Lathamova
kritéria za rozdílných podmínek zkoušení drátu
Fracture Damage Evaluation according to the Cocktoft-Latham Criteria
under Different Condition of Wire Testing
Ing. Soňa Benešová, Ph.D., ZČU v Plzni, Fakulta strojní, Ing. Jan Krnáč, Ţelezárny a drátovny Bohumín,
doc. Ing. Vladimír Bernášek, CSc., ZČU v Plzni, Fakulta strojní
Předkládaný příspěvek nabízí další údaje týkající se problematiky lomového poškození během tažení drátu a
navazuje na články, zveřejněné dříve[1,2]. Zabývá se velikostí kritického lomového poškození, zjištěného pomocí
simulace zkoušky tahem a ohybové zkoušky. Hodnota Cockroft-Lathamova modifikovaného kritéria při lomu během
zkoušky tahem byla pro první vzorek rovna 0,69 a pro druhý vzorek 0,46. Při simulaci zkoušky ohybem byly tyto
hodnoty řádově vyšší než v případě zkoušky tahem a u sledovaných vzorků činily 10,05 a 8,93. Tyto hodnoty byly
porovnány s výsledky, získanými ze simulací technologie tažení, kdy se velikost C-L kritéria při lomu pohybovala na
úrovni cca 1,2. Z uvedených výsledků vyplývá, že lom se může objevit při velmi rozdílných hodnotách CockroftLathamova kritéria. Rozhodující roli zde sehrává faktor deformační historie. Při zkoušce ohybem při cyklické
deformaci kombinace současného působení deformace a tlakových napětí má pozitivní vliv na plasticitu materiál a
vysoké hodnoty C-L kritéria. U tahové zkoušky převládá vliv tahového napětí a k lomu dochází při nízkých
hodnotách C-L kritéria. Při tažení v průvlacích byly u vzorků, u nichž došlo k lomu, při simulaci zjištěny oblasti
tahových napětí v kalibrační zóně v průvlaku. V průvlacích, kde převládalo tlakové napětí v kalibrační zóně, k lomu
u pozorovaných vzorků nedošlo.
This paper presents additional data to the problems of the damage occurring during wiredrawing and deals with the
amount of critical damage by simulation of the tensile test and the bend test. It builds on the articles previously
published in Hutnické listy. The numerical simulation computed by software Deform was the selected method for
determination o Cockroft-Latham criteria level. The value of the modified Cockroft-Latham criteria (hereinafter CL criteria ) at the fracture obtained by tensile test was equal to 0.69 for one sample and 0.46 for the second sample.
The values of the modified C-L criteria obtained from the bend test, when the sample was plastically bent to a 30°
angle and back till it cracked, were higher by an order and achieved 10.05 and 8.93 for the studied samples. These
values were confronted with the value of the C-L criteria, obtained from the simulations of the ordinary
wiredrawing technology, which varied around 1.2. It follows from these results that fracture can appear at quite
different values of C-L criteria. The crucial role is played by the factor of deformation history. In the bending test a
combination of cyclic strain deformation and pressure has a positive effect on the plasticity of material and high
value of C-L criteria. In tensile tests, the influence of tensile stress predominates and fracture occurs at low values
of C-L criteria. At the die drawing the samples, which were damaged by the crack, when simulating the tensile
principal stress in the axial direction, were observed in the calibration zone of the dies. In the dies, where
compressive principal stress prevailed in the calibration zone, no fracture occurred in the observed samples.
Reliable detection of critical fracture damage in the wire drawing cannot be easily obtained from the tensile test and
other tests. Studies must be implemented directly in the wiredrawing technology with respect to the achievement of
the final state of deformation. Relatively high level of damage by fracture is caused by the dies, in which the
calibration zone plays an important role in the structural processes, leading to a slow and gradual exhaustion of
plasticity. The obtained results suggest that the presence of compressive stress in the central part of the calibration
zone may have a positive effect on plastic behavior of the drawn materials.
1.
Úvod
kde σef je efektivní napětí, εeff je efektivní deformace při
lomu a (σ*/ σef ) je bezrozměrný faktor koncentrace
napětí, reprezentující vliv největšího tahového napětí σ*.
V článcích, publikovaných dříve v Hutmických listech
[1,2], byly prezentovány poznatky z oblasti studia
tvárných lomů v technologii taţení drátů pomocí
počítačové simulace v software Deform. Tento software
vyuţívá modifikovaného tvaru Cockroft-Lathamova
kritéria ve tvaru [4,5]:
 eff
 
*
Předchozí články [1,2] se zabývaly velikostí CockroftLathamova modifikovaného kritéria při lomu během
experimentálního taţení drátu ve dvou průvlacích

/  ef d ef  C
0
12
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
s různým úhlem taţení a dále velikostí tohoto kritéria
při taţení drátu běţným technologickým postupem.
Bylo zjištěno, ţe hodnoty C-L kritéria při lomu se u
obou procesů značně lišily. V tomto navazujícím článku
budou prezentovány ještě další údaje, které souvisí
s touto tematikou.
snadno stanovit závislost σef - εeff. Jinou otázkou je, jak
zadat průběh zpevňování po překročení meze pevnosti
v oblasti tvorby krčku a prostorového stavu napjatosti.
Pokud pro simulaci pouţijeme pouze známou část
křivky – od meze kluzu do meze pevnosti, tj. tu část
křivky,
kterou jednoznačně známe z měření,
s vyznačenou mezí pevnosti, simulace probíhá dále tak,
jakoby po dosaţení meze pevnosti jiţ nedocházelo
k dalšímu zpevňování materiálu při rostoucí deformaci,
coţ neodpovídá skutečnosti. Pro věrohodnost simulace
je tedy třeba zadat i závislost efektivního napětí na
efektivní deformaci i v oblasti tvorby krčku. Jak je
ovšem známo, efektivní napětí je podle klasického
Bridgmannova řešení závislé na tvaru krčku [1], takţe
při znalosti finálního zatíţení je moţné výpočtem
stanovit konečnou velikost efektivního napětí.
2. Stanovení Dkrit. pomocí simulace tahové
zkoušky
Při stanovení kritického lomového poškození se
standardně vyuţívá zkoušky tahem nebo pěchovací
zkoušky, která ovšem z hlediska studovaného výrobku a
rovněţ z hlediska stavu napjatosti a také praktické
proveditelnosti není pouţitelná - pěchování drátu je
vzhledem k pevnosti a průměru drátu stěţí
realizovatelné. Při zkoušce tahem dochází k lomu po
vytvoření krčku v místě maximálního zúţení. Byl proto
zjištěn průměr krčku při lomu a poté byla provedema
simulace pomocí softwaru Deform[6]. Simulace byla
analýzována v kroku, kdy se průměr krčku skutečného
rovnal průměru krčku při simulaci. Byla zjištěna
maximální hodnota C-L kritéria v centrální části krčku.
Pro zadání křivky zpevnění (flow-stress) bylo vyuţito
digitálního zápisu závislosti zatíţení – prodlouţení , kdy
v oblasti rovnoměrné deformace můţeme po přepočtu
Obr. 1 Lomové poškození při tahové zkoušce T32064
Fig. 1 The fracture damage at the tensile test T32064
Simulace zkoušky tahem byla provedena pro válcovaný
drát, zpracovaný technologií ŘOVD, o průměru 5,5mm
jakosti C70K (tavba 39829) a pro mikrolegovaný drát
jakosti HDR82V10 (tavba M58785 – viz. tab.1).
Výsledky ze simulací jsou shrnuty v tab. 2 – u vzorků
T32064 bylo stanoveno Dkrit. =0,69, u vzorku M58785
Dkrit. =0,45. V případě T 39829 byla zadaná pouze
známá část křivky flow-stress do meze pevnosti, v
případě M58785 byla křivka doplněna o hodnotu
efektivního napětí při lomu, získanou výpočtem.
Obr. 2 Lomové poškození při zkoušce ohybem T32064
Fig. 2 The fracture damage at the bend test T32064
Tab. 1 Chemické sloţení sledovaných taveb
Tab. 1 Chemical composition of the samples
jakost
tavba
C Mn Si
P
[%] [%] [%] [%]
S
Cr
Ni Cu
Al
Mo
V
N
[%] [%] [%] [%] [%]
[%]
[%]
[%]
C70K
32064 0,72 0,54 0,21 0,011 0,014 0,05 0,02 0,03 0,002
C70K
39829 0,73 0,58 0,2 0,012 0,011 0,05 0,02 0,05 0,002
C70K
34001 0,72 0,53 0,19 0,008 0,013 0,03 0,01 0,01 0,003
C80D2-CRV T48912 0,8 0,66 0,21 0,009 0,013 0,16 0,03 0,07 0,002 0,006 0,067
HDR82V10 M58785 0,83 0,66 0,27 0,006 0,009 0,04 0,06 0,08 0,001 0,006 0,083 0,0035
13
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
jakosti C70K pro tavby T32064 a T39829. V případě
T32064 počet ohybů do výskytu první trhliny činil 42
ohybů, v případě T39829 byl 29 ohybů. Jisté obtíţe
nastaly při stanovení křivky zpevnění – křivka zpevnění
( flow stress) byla v tomto případě odhadnuta
z charakteru průběhu zpevňování během taţení tak, aby
v okamţiku lomu bylo zpevnění materiálu přibliţně na
téţe úrovni, jako po taţení v průvlaku. Jak je vidět z tab.
2, hodnoty C-L kritéria při lomu byly řádově vyšší neţ
při tahové zkoušce a činily Dcr. =10,05 pro T39829 a Dcr.
=8,93 pro T32064.
2. Stanovení velikosti C-L kritéria při lomu
pomocí zkoušky ohybem
Zkouška ohybem byla prováděna v upravené podobě
v laboratoři katedry KMM pomocí jednoduchého
přípravku, který umoţňoval odečítání úhlů po kaţdém
ohybu tak, aby bylo eliminováno odpruţení. Přípravek
byl vybaven trnem o průměru 5,5mm. Drát byl tedy
plasticky ohýbán o úhel 30° a zpět do výskytu trhliny na
povrchu drátu. Trhlina byla pozorována pomocí optiky.
Ohybová zkouška byla provedena pro válcovaný drát
Tab.2 Lomové poškození a efektivní deformace, zjištěné různými způsoby zkoušení
Tab.2 The fracture and effective deformation, determined by different conditions of testing
Označení
T32064
M58785
T39829
T34001
M58785
T48912
T39829
T32064
experiment
zkouška tahem
zkouška tahem
taţení v průvlaku
taţení v průvlaku
taţení v průvlaku
taţení v průvlaku
zkouška ohybem
zkouška ohybem
D cr.
0,69
0,46
1,14*)
1,12*)
1,24
1,1
10,05
8,93
εef.
0 65
0,45
2,62
2,91
3,22
2,93
14,59
12,10
Pozn.
křivka zpevnění do meze pevnosti
křivka zpevnění do lomu
bez lomu
bez lomu
lom
lom
*) k lomu nedošlo, nejedná se tedy o Dcr.
poškození roste vlivem tahového napětí za současného
přírůstku deformace, ve druhé fázi dochází k další
deformaci, ovšem všechna hlavní napětí v místě
maximálního ohybu jsou tlaková a lomové poškození
tedy neroste. Tímto způsobem dosáhneme velmi
vysokých hodnot C-L kritéria při lomu (cca10). Toto
vedlo k myšlence, ţe při cyklickém namáhání
kombinace současného působení deformace a tlakových
napětí vede k určité „stabilizaci“ lomového poškození
při kaţdém ohybu ( ve struktuře pravděpodobně dochází
k procesům, které mají pozitivní vliv na plasticitu
materiálu ) a jeho následným velmi vysokým hodnotám.
3. Stanovení C-L kritéria při využití
obvyklého postupu tažení drátu
Této problematice byly věnovány články, zveřejněné
v Hutnických listech v r. 2009 a 2010 [1,2]. V tomto
článku budou shrnuty základní poznatky z výše uvedené
problematiky. Taţení drátu bylo provedeno dvěma
postupy, kdy k lomu při taţení nedošlo, a dvěma
postupy, kdy k lomu došlo. K lomu nedošlo při taţení
T39829 a T34001 (viz. tab. 1), obě jakosti C70K ve
zpracování ŘOVD. V případě taţení mikrolegovaných
drátů (T48912 a M58785) se jednalo o experimentální
taţení standardním postupem aţ do stavu, kdy byla
vyčerpána tvařitelnost drátu a docházelo při taţení
k opakovaným lomům. Taţení bylo provedeno
v průvlacích s taţným úhlem 2α=8°. Konečné hodnoty
lomového poškození jsou uvedeny v tab. 2 a
pohybovaly se kolem hodnoty 1,2.
Naproti tomu při tahové zkoušce deformace plynule
roste za působení tahového namáhání , coţ vede
k brzkému vyčerpání plasticity a k následnému lomu při
relativně nízkých hodnotách efektivní deformace a
lomového poškození.
V případě taţení drátu
v průvlacích deformace a lomové poškození narůstají
postupně v taţném kuţeli jednotlivých průvlaků.V
kalibrační oblasti následuje „přerušení“ jejich
růstu.Tímto postupem dosahujeme značně vyšších
hodnot efektivní deformace a lomového poškození neţ
např. u tahové zkoušky. Je tedy pravděpodobné, ţe
kalibrační oblast můţe mít podobný, avšak slabší
„stabilizační“ účinek na lomové poškození jako
kombinace deformace a tlakových napětí u ohybu. Proto
byla provedena analýza napětí v kalibrační oblasti se
zaměřením na průběh maximálního hlavního napětí –
viz.obr.3. Z obrázku je zřejmé, ţe v případě simulací,
kdy při taţení došlo k lomu, byl pozorován výskyt
tahového hlavního napětí v osové části kalibrační zóny,
zatímco v případech bez lomu byla tato napětí vesměs
tlaková. Působením kalibru tedy pravděpodobně
dochází k jisté stabilizaci lomového poškození, která
4. Diskuze výsledků
Jak je vidět z tab. 2, při různých způsobech zkoušení
dochází k lomu vţdy při zcela odlišných úrovních
deformace a hodnoty Cockroft-Lathamova kritéria.
Ačkoliv je třeba vzít v úvahu pravděpodobnost určité
nepřesnosti, zejména při zkoušce ohybem, kde nebyla
přesně známa křivka zpevnění, je odlišný způsob
dosaţení finální deformace hlavní příčinou tohoto
chování – rozhodující roli zde sehrává faktor
deformační historie. Tento faktor ovšem není obecně
definován pomocí konkrétní fyzikální veličiny , a proto
zůstává otázkou, jakým způsobem vliv tohoto faktoru
popsat nebo jaké skutečnosti jsou rozhodující pro
konkrétní technologii taţení drátů. Při zkoušce ohybem
jde o cyklickou deformaci, kdy v jedné fázi lomové
14
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
umoţní
další
zvýšení
lomového
poškození
v následujícím průchodu. Pokud v kalibrační oblasti
působí dostatečně vysoká tlaková napětí, je stabilizace
účinná.V případě, ţe se v kalibrační oblasti vyskytují
napětí tahová, je vliv kalibrační oblasti omezen nebo
potlačen a to vede ke zrychlenému vyčerpání plasticity a
následnému lomu. Při prosté tahové zkoušce k této
„stabilizaci“ nedochází, proto je kritické lomové
poškození podle C-L kritéria nízké.
Maximální hlavní napětí
Mittal-lom
Třinec48912-lom
T39829-bezlomu
T34001-bez lomu
napětí [MPa]
400
300
200
100
0
-100
-200
-300
-400
-500
-600
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10 11 12 13 14
číslo tahu
Obr. 3 Průběh maximálního hlavního napětí v kalibrační zóně
průvlaku
Fig. 3 Development of maximal principal stress in the calibration
zone of the die
5. Závěr
Spolehlivé zjištění kritického lomového poškození při
několikanásobném taţení drátu v průvlacích nelze
jednoduše získat z tahové nebo jiné zkoušky. Studium je
nezbytné provádět přímo na technologii taţení
s ohledem na způsob dosaţení finálního stavu. Relativně
vysokých hodnot lomového poškození je dosahováno
působením průvlaku, kde důleţitou úlohu hraje zřejmě
vliv kalibrační zóny na procesy, které vedou
k pomalému a postupnému vyčerpávání plasticity.
Zjištěné výsledky nasvědčují tomu, ţe přítomnost
tlakových napětí v centrální části kalibrační zóny můţe
mít pozitivní vliv na plastické chování taţeného
materiálu.
Literatura
[1] BENEŠOVÁ,S.- KRNÁČ, J.- BERNÁŠEK,V. Počítačová
simulace lomového poškození drátu v průvlacích s různým úhlem
taţení. Hutnické listy, 2009, ročník LXII, , č.3. Vydavatel: Ocelot
s.r.o., Ostrava-Vítkovice
[2] BENEŠOVÁ,S.- KRNÁČ,J.- BERNÁŠEK,V. Počítačová
simulace lomového poškození drátu při taţení obvyklou
technologií Hutnické listy, 2010, ročník LXIII, , č.2. Vydavatel:
Ocelot s.r.o., Ostrava-Vítkovice
[3] BRIDGMAN, P.W. Studies in Large Plastic Flow and Fracture.
Harvard University Press, Cambridge, Massachusetts, 1964
[4] COCKROFT, M.J. – LATHAM, D.J. Ductility and Workability of
Metals. Journal of the institute of Metals, Vol. 96, 1968.
[5] KIM, H. – YAMANAKA, M. – ALTAN, T. Prediction and
Elimination of Ductile Fracture in Cold Forging using FEM
Simulation. Transaction of NAMRI/SME, 1995, Vol. XXIII.
[6] URL: <http://www.deform.com> [cit. 2011- 03-01]
15
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tepelné zpracování plazmově nitridované pružinové oceli
Heat Treatment of Plasma Nitrided Spring Steel
Ing. Jiří Sukáč, doc. Ing. Miroslav Pospíchal, CSc., Ing. Milan Adamec, Univerzita obrany v Brně, Fakulta
vojenských technologií
Technologie plazmové nitridace je v současnosti jednou z nejprogresivnějších technologií úpravy povrchu strojních
součástí. Nitridační atmosféra je tvořena směsí dusíku a vodíku a proces probíhá optimálně při teplotách od 500 do
550°C. Mimo teploty je kvalita nitridované vrstvy závislá na chemickém složení oceli, kvalitě povrchu a fyzikálních
parametrech procesu jako jsou napětí, doba procesu, délka pulsu a tlak směsi plynů. Tyto parametry ovlivňují
nitridovanou vrstvu, která se skládá z lemu nitridů, tzv. bílé vrstvy a difúzní vrstvy s přechodem do základního
materiálu. Toto chemicko – tepelné zpracování je používáno pro zvýšení tvrdosti povrchu, odolnosti proti korozi a
také pro zvýšení meze únavy. Zvýšení meze únavy závisí významně na homogenitě bílé vrstvy [1]. Heterogenní lem
nitridů je pro zvýšení meze únavy zcela nevhodný. Nejlepších výsledků je dosahováno, pokud je lem nitridů tvořen
homogenním ε nitridem nebo je jeho tloušťka minimální. Splnění těchto požadavků je však technologicky náročnější.
Cílem experimentů bylo posouzení možnosti vytvoření homogenní povrchové vrstvy pružinové oceli ČSN 414260
o vyšší nebo shodné tvrdosti povrchu než je možno dosáhnout plazmovou nitridací. Pro splnění tohoto požadavku
bylo zvoleno kombinované tepelné zpracování založené na povrchovém kalení plazmově nitridovaných vzorků.
Pro experimenty byly použity válcové vzorky o průměru 25 mm a tloušťce 13 mm.
Vyhodnocení procesu bylo provedeno měřením koncentračního profilu dusíku a uhlíku, měřením průběhu
mikrotvrdosti a metalografickým hodnocením.
Plasma nitriding technology is currently one of the most progressive technologies of surface treatment of machine
parts. Nitriding atmosphere contains a mixture of nitrogen and hydrogen and the process is optimized at the
temperatures from 500 to 550°C. The quality of nitrided layers depends on the chemical composition, surface
quality and physical process parameters, e.g. voltage, duration of the process, pulse length and pressure of the gas
mixture. These parameters influence the nitrided layers, which consisted of two layers, of the nitrided layer on the
surface of ferrous material, called white layer or compound zone, and of diffusion layer, which is created beneath
the compound layer.
This method of thermo-chemical treatment can be used for increasing of surface hardness, corrosion resistance and
fatigue strength. Increasing of fatigue strength depends on the homogeneity of the white layer [1]. The
heterogeneous white layer is completely inappropriate for increasing of the fatigue strength. The best results have
been achieved when the white layer consisted of homogeneous ε nitrides or when it had a minimum thickness. This
process is technologically complicated.
The aim of experiments was to evaluate the possibilities of creation of the homogeneous surface layer with higher
surface hardness parameters on the spring steels ČSN 414260 than it is possible with usage of plasma nitriding
process. Combination of plasma nitriding and hardening technologies was selected. Cylindrical specimens with
diameter of 25 mm and a thickness of 13 mm were used for the experiments.
1. Úvod
Zavedení pulzní plasmové nitridace umožnilo nitridovat
v podstatě libovolné typy ocelí, vedlo k podstatnému
zkrácení procesních časů a změnou parametrů procesu
umožnilo optimalizovat složení nitridační vrstvy. Tato
variabilita umožnila rozšíření tohoto způsobu chemickotepelného zpracování do mnoha různých oblastí
strojírenské výroby. Je známo, že jedním s faktorů
ovlivnitelných nitridací je únavová pevnost, která je
významně závislá (v závislosti na charakteru zatížení)
na vlastnostech povrchu. Procesy tvorby nitridů jsou
v případě pulzní plasmové nitridace zásadně odlišné od
procesů při klasické technologii. Tvorbu povrchové
vrstvy nitridů (tzv. bílé vrstvy nebo lemu nitridů) je
možné optimalizovat změnou provozních parametrů,
jako jsou plošná hustota proudu, napětí, doba pulzu,
složení a tlak nitridační atmosféry. Vznik a fázové
složení bílé vrstvy je založeno na charakteru vratných
dějů odprašování a vzniku nitridů železa, jejich
kondenzaci
a
podmínkách
absorpce
dusíku
uvolňovaného z povrchové vrstvy a tvořícího vrstvu
16
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
difúzní. Jak již bylo uvedeno, je nitridační vrstva
složena z bílé a difúzní vrstvy. U oceli je vhodné
pro popis fázového složení bílé vrstvy zahrnout mimo
dusíku i vliv uhlíku, který je vždy v oceli přítomen.
Fázové složení je možné odvodit z ternárního diagramu
Fe-C-N uvedeného na obrázku 1. Izotermický řez je
v pravé části obrázku doplněný o závislost koncentrace
dusíku na vzdálenosti od povrchu h.
ke zvětšení hloubky difúzní vrstvy a nárůstu tloušťky
bílé vrstvy cca na dvojnásobek vedlo k poklesu meze
únavy. Zatímco u kratší doby nitridace (v závislosti
na typu oceli) docházelo k nukleaci únavové trhliny
přednostně na vměstcích pod rozhraním bílé a difúzí
vrstvy (a to i v případě popraskání bílé vrstvy), při
prodloužení doby nitridace začíná únavový proces
v oblasti bílé vrstvy s následným šířením magistrální
trhliny. Nukleace trhliny na vměscích nebyla v tomto
případě prokázána. Podobně jako u kratší doby nitridace
došlo u určitého počtu vzorků v oblasti šikmé větve
Wöhlerovy křivky k porušení při relativně velmi nízkém
počtu cyklů, což korespondovalo s tloušťkou bílé vrstvy
a vzdáleností izolovaných oblastí interkrystalického
charakteru
lomu.
Příčina
vzniku
těchto
interkrystalických fazet byla popsána např. v práci [3].
Jak bylo uvedeno, působí přítomnost heterogenní bílé
vrstvy negativně jako kritické místo pro nukleaci
únavové trhliny, u kterého nelze jednoznačně definovat
jeho vliv. U zkušebních tyčí nitridovaných za shodných
podmínek došlo k významným odchylkám v počtu
cyklů do lomu.
Obr.1 Izotermický řez rovnovážným diagramem Fe-C-N při teplotě
5000C
Fig. 1 Isothermal section of the equilibrium diagram of Fe-C-N at
5000C
Protože vytvoření homogenní bílé vrstvy je z hlediska
technologie poměrně složitým procesem, zaměřili jsme
se na možnosti potlačení vlivu bílé vrstvy tepelným
zpracováním provedeným po nitridaci. Bylo prokázáno
[2], že rozpuštění nitridů tvořících bílou vrstvu žíháním
vede i přes zvýšení tloušťky difúzní vrstvy k poklesu
meze únavy v důsledku relaxace tlakových pnutí
při žíhání.
Při standardní teplotě nitridace cca 500°C a obsahu
uhlíku v oceli 0,5 % hm je při rovnovážném průběhu
procesu tvorba nitridů různých typů vyjádřena křivkou 2
vynesenou v pravé části diagramu. Podle této křivky je
fázové složení nitridační vrstvy tvořeno od povrchu
nitridem ε, který se vyznačuje proměnným složením
dusíku v rozmezí 4.55 až 11 % hm, nitridem ε
přecházejícím ve směs fází (ε + γ´) a následně směsí
fází γ´+ α a tuhý roztokem α. V reálném procesu je však
zpravidla vznik nitridů, případně karbonitridů
precipitační proces, jemuž předchází postupné přesycení
tuhých roztoků dusíkem, které nastává v oblastech
mezifázových rozhraní ferit cementit a fázovému
rozložení je bližší průběh podle křivky 1.
Při koncentraci dusíku v úzkém intervalu 11,07 až
11,18 % hm. je možné na povrchu nitridované součásti
detekovat nitrid ξ, který se však při teplotě nad 450oC
při přítomnosti vodíku rozkládá.
V návaznosti na práce provedené v rámci řešení VZ
FVT 0000404 bylo navrženo tepelné zpracování
standardně nitridované pružinové oceli ČSN 414260.
2. Experiment
Pro experiment byla zvolena ocel ČSN 414260
o chemickém
složení
uvedeném
v tabulce 1
ve výchozím normalizačně žíhaném stavu.
Tab. 1 Chemické složení materiálu 14260(% hm.)
Tab. 1 Tabled chemical composition of 14260 steel(wt. %)
Z rozboru fázového složení nitridační vrstvy je zřejmé,
že pro zvýšení únavové pevnosti nitridované součásti je
rozhodující fázové složení (homogenita) bílé vrstvy.
Při nitridaci v atmosféře neobsahující uhlík byl
pozorován vznik homogenní bílé vrstvy tvořené γ´
nitridem, jejíž tloušťka dosahuje maximálně cca
8 mikrometrů a dále se v závislosti na čase nezvětšuje.
Dodáním cca 0,5 % hm uhlíku do nitridační atmosféry
byla vytvořena homogenní bílá vrstva tvořená ε
nitridem, s tloušťkou, která v průběhu procesu narůstá.
Podmínkami procesu lze také dosáhnout potlačení
tvorby (rozdifundování) bílé vrstvy. Za běžných
podmínek procesu vzniká heterogenní bílá vrstva.
ocel
C
Mn
Si
P
S
Cr
Ni
Cu
14 260
0,50
0,60
0,50
0,80
1,30
1,60
0,035
0,035
0,50
0,70
max.
0,50
max.
0,30
exp.
vzorky
0,57
0,59
1,48
0,01
0,02
0,61
0,10
0,18
Z komerčně vyrobené oceli byly připraveny válcové
vzorky o průměru 25 mm a tloušťce 13 mm. Vzorky
byly označeny a tepelně a chemickotepelně zpracovány
podle následujícího postupu:
•
Mechanizmy iniciace únavového porušení závisí
ve značné míře na technologii nitridačního procesu [2].
Bylo prokázáno, že prodloužení doby nitridace vedoucí
17
normalizační žíhání:
teplota austenitizace: TA = 870°C,
doba austenitizace:
15 minut,
ochlazovací prostředí: vzduch.
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
•
•
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
plasmová nitridace:
teplota nitridace:
520°C,
čas nitridace:
8hod,
tlak atmosféry:
2,8 mbar
s poměrem složek
H2 : N2 = 3 : 1,
délka pulsu:
75 µs.
kalení se zaměřením na nitridovanou vrstvu:
teplota austenitizace:
TA = 840°C,
doby austenitizace: vedeny v tab. 2,
ochlazovací prostředí: voda ( 20°C).
Tab. 2 Doby austenitizace vzorků
Tab. 2 Time of austenitization of the samples
Obr. 3 Koncentrační profil vzorku 1
Fig. 3 Concentration profile of the sample 1
Vzorek č.
Teplota kalení
Doba austenitizace
referenční vzorek
1
2
840°C
3 min
3
840°C
5 min
4
840°C
10 min
Po kalení nitridované vrstvy bylo na všech vzorcích
provedeno proměření koncentračních profilů uhlíku a
dusíku metodou GDOES na zařízení LECO SA – 2000,
měření tloušťky bílé vrstvy na světelném mikroskopu
Neophot 32 s digitální kamerou Olympus a měření
průběhu mikrotvrdosti HV 0,05 do hloubky 1 mm Obr. 4 Průběh mikrotvrdosti vzorku 1
pod povrchem na mikrotvrdoměru LECO M-400-H Fig. 4 Course of microhardness of the sample 1
provedené dle normy DIN 50190 [4].

3. Dílčí výsledky

vzorek číslo 2
Vzorek označený č. 2, byl normalizačně žíhán (870°C /
15 min / vzduch) a nitridován dle výše uvedených
parametrů. Po ochlazení z nitridační teploty byl vzorek
vložen na dobu 3 minuty do muflové pece s oxidační
atmosférou vyhřáté na teplotu 8400C a po této době
zakalen do vodní lázně o teplotě 200C. Z rozboru
mikrostruktury povrchové vrstvy (obr. 5) plyne, že doba
ohřevu vzorku č. 2 nebyla pro dosažení austenitické
struktury v povrchové vrstvě dostatečná. Zvýšení
teploty povrchové vrstvy vedlo k poklesu vnitřních
napětí v nitridační vrstvě a určitému přerozdělení
dusíku. To se projevilo i snížením tloušťky bílé vrstvy
na hodnotu 3,7 až 7,4 µm. Po kalení provedeném
po nitridaci tedy zůstává struktura bez významných
změn a rozbor koncentračních profilů (obr. 6) ukazuje,
že i změny v rozložení uhlíku a dusíku nejsou
významné. Z průběhu mikrotvrdosti (obr. 7) je patrno,
že tepelné zpracování provedené po nitridaci vedlo
v důsledku poklesu vnitřních napětí ke snížení hodnot
mikrotvrdosti pod hodnoty získané nitridací.
referenční vzorek
Referenční vzorek (označený č. 1), byl normalizačně
žíhán (870°C / 15 min / vzduch) a nitridován dle výše
uvedených parametrů. Na vzorku byla provedena
kontrola mikrostruktury včetně proměření tloušťky bílé
vrstvy, proměřeny koncentrační profily uhlíku a dusíku
a provedena kontrola průběhu mikrotvrdosti. Z obr. 2 je
patrno, že struktura v povrchové vrstvě je tvořena
perlitem s relativně malým podílem feritu a pod bílou
vrstvou jsou patrny vyloučené nitridy. Typ nitridů nebyl
určován. Tloušťka bílé vrstvy byla změřena v rozsahu
7,4 až 10,1µm.
Obr. 2 Nitridovaná oblast vzorku 1
Fig. 2 Nitrided Area of the sample 1
18
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
zvýšení tloušťky bílé vrstvy spojené s poklesem obsahu
dusíku v difúzní vrstvě. Průběh mikrotvrdosti uvedený
na obrázku 10 tuto skutečnost potvrzuje. Obdobně jako
u vzorku č. 2 nedošlo k austenitizaci povrchové vrstvy
a tepelné zpracování provedené po nitridaci vedlo
v důsledku poklesu vnitřních napětí ke snížení hodnot
mikrotvrdosti pod hodnoty získané nitridací.
Obr. 5 Nitridovaná oblast vzorku 2
Fig. 5 Nitrided Area of the sample 2
Obr. 8 Nitridovaná oblast vzorku 3
Fig. 8 Nitrided Area of the sample 3
Obr. 6 Koncentrační profil vzorku 2
Fig. 6 The concentration profile of sample 2
Obr. 9 Koncentrační profil vzorku 3
Fig. 9 Concentration profile of the sample 3
Obr. 7 Průběh mikrotvrdosti vzorku 2
Fig. 7 Course of microhardness of the sample 2

vzorek číslo 3
Vzorek označený č. 3, byl normalizačně žíhán (870°C /
15 min / vzduch) a nitridován dle výše uvedených
parametrů. Po ochlazení z nitridační teploty byl vzorek
vložen na dobu 5 minuty do muflové pece s oxidační Obr. 10 Průběh mikrotvrdosti vzorku 3
atmosférou vyhřáté na teplotu 840°C a po této době Fig. 10 Course of microhardness of the sample 3
zakalen do vodní lázně o teplotě 20°C. Z rozboru
 vzorek číslo 4
mikrostruktury povrchové vrstvy uvedené na obrázku 8
je patrné, že ani prodloužení doby ohřevu vzorku nebylo
Vzorek označený č. 4, byl normalizačně žíhán (870°C /
pro dosažení austenitické struktury dostatečné.
15 min / vzduch) a nitridován dle výše uvedených
Přerozdělení dusíku se však u vzorku č. 3 projevilo
parametrů. Po ochlazení z nitridační teploty byl vzorek
nárůstem tloušťky bílé vrstvy na hodnoty 7,4 až
vložen na dobu 10 minut do muflové pece s oxidační
14,8 µm. Po kalení tedy zůstává struktura pod bílou
atmosférou vyhřáté na teplotu 8400C a po této době
vrstvou bez významných změn, ale rozbor
zakalen do vodní lázně o teplotě 200C. Z rozboru
koncentračních profilů uvedených na obrázku 9
mikrostruktury
nitridované
vrstvy,
uvedeném
potvrzuje, že změny v rozložení dusíku vedou ke
19
Tváření, tepelné zpracování
Forming, Heat Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
na obrázku 11 je zřejmé, že prodloužení doby ohřevu
vedlo k austenitizaci, při které byl austenit sycen
dusíkem uvolněným při rozpuštění nitridů tvořících
bílou vrstvu a vyloučených v difúzní vrstvě a
současnému přerozdělení uhlíku. Po kalení je struktura
pod difúzní vrstvou vzorku tvořena jemným uhlíkovým
martenzitem, který směrem k povrchu přechází
v martenzit uhlíkovo-dusíkový s narůstajícím podílem
dusíku a zvýšeným obsahem uhlíku bezprostředně
pod povrchem. Rozložení dusíku a uhlíku v povrchové
vrstvě je uvedeno na obrázku 12.
Z průběhu mikrotvrdosti uvedeného na obrázku 13 je
patrný významný nárůst mikrotvrdosti nad hodnoty
získané klasickou cestou nitridace. Povrchová tvrdost Obr. 13 Průběh mikrotvrdosti vzorku 4
HV0,05 se bezprostředně pod povrchem zvýšila Fig. 13 Course of microhardness of the sample 4
z hodnoty cca 700 na hodnotu cca 1200 a tento trend
4. Závěr
zůstává zachován až do hloubky 0,9 mm pod povrchem.
Z experimentů provedených jako první etapa řešení
problematiky vlivu bílé vrstvy na únavové vlastnosti
legované pružinové oceli plyne, že určité problémy
při využití plasmové nitridace, spojené se vznikem
nehomogenní bílé vrstvy a tím i negativním ovlivněním
únavových vlastností, je možné řešit zařazením kalení a
popuštění pružin po nitridaci.
Bylo prokázáno, že optimalizací doby austenitizace je
možné kalením nitridované součásti vytvořit strukturu
uhlíkovo-dusíkového martenzitu až do hloubky cca
1 mm pod povrchem. Tato struktura zaručuje dosažení
vyšších hodnot tvrdosti (HV 0,05) než převážně
perlitická struktura po nitridaci (obr. 13) nebo
martenzitická struktura získaná pouze povrchovým
kalením bez nitridace, u které jsou dosahovány tvrdosti
HV 0,05 do hodnoty cca 900. Strukturní stavy v hloubce
větší než 1 mm nebyly studovány.
Obr. 11 Nitridovaná oblast vzorku 4
Fig. 11 Nitrided Area of the sample 4
Tyto vlastnosti povrchové vrstvy dávají po optimalizaci
procesu popuštění dobré předpoklady ke zvýšení
únavových vlastností pružinové oceli.
Literatura
[1]
[2]
Obr. 12 Koncentrační profil vzorku 4
Fig. 12 Concentration profile of the sample 4
[3]
[4]
[5]
Pokorný, Z; Hrubý, V. Plasma nitriding of deep narrow
cavities. Key Engineering of Materials, 2011, vol. 465, p. 267270.
Dvořák, I.: Závěrečná zpráva řešení dílčí části VZ FVT
0000404, Univerzita obrany Brno, Brno 2000.
Dvořák, I., Hanák, J.: Fatigue Durability and Fracture Process
in Plasma Nitrided Parts. Proc. of 10th Int. Conf.
"Communications - 4th sect. - New Materials and technologies".
Žilina, September 1998, s. 61 - 64.
DIN 50190 – část 3: Hloubka tvrdé vrstvy tepelně
zpracovaných součástí, překlad.
Mattison E. A., Advanced materials & processes / October
2000, Combining nitriding with induction hardening, Swedish
Institute for Metals Research
Recenze: Ing. Tomáš Vlasák, Ph.D.
prof. Ing. Vlastimil Vodárek, CSc.
20
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Materiálové inženýrství
Material Engineering
materiálové inženýrství
Heterogénny zvarový spoj žiarupevných ocelí AISI 316H a T91 po ovplyvnení
vodíkom a ťahovom namáhaní pri teplote okolia
Heterogeneous Weld Joint of AISI 316H and T91 Creep-resistant Steels
Affected by Hydrogen and Tensile Tested at Ambient Temperature
Ing. Juraj Blach, CSc., Ing. Ladislav Falat, PhD., RNDr. Peter Ševc, PhD., Ústav materiálového výskumu SAV,
Košice, Slovenská republika
V práci bol skúmaný vplyv vodíka na pevnosť - Rm (UTS), kontrakciu - Z (RA) a porušovanie heterogénneho
zvarového spoja dvoch žiarupevných ocelí AISI 316H a T91, zvarených zvarovým kovom na báze Ni (Thermanit
Nicro 82), po ťahovom namáhaní pri teplote okolia. Výskum bol zameraný na teplom ovplyvnené oblasti - TOO
(HAZ) a zvarový kov - ZK (WM) zvarového spoja po tepelnom spracovaní po zváraní (PWHT).
Bolo zistené, že:
i) Vodík v heterogénnom zvarovom spoji AISI 316 H a T91 žiarupevných ocelí nemal výrazný vplyv na pevnosť - Rm
na rozdiel od kontrakcie - Z, ktorá vzhľadom k stavu bez vodíka po navodíkovaní klesá.
ii) Porušovanie heterogénneho zvarového spoja po PWHT za absencie vodíka je v oboch TOO oblastiach
a v zvarovom kove tvárne, iniciuje na časticiach sekundárnych fáz (a inklúziách) a prebieha tzv. dutinkovým
mechanizmom porušovania.
iii) Vplyvom absorbovaného vodíka dochádza k zmene mechanizmu porušovania v blízkosti rozmernejších častíc
sekundárnych fáz alebo inklúzií z tvárneho na štiepne (resp. kvázi-štiepne) porušenie, čo spôsobilo pokles
kontrakcie.
In this work the influence of hydrogen charging on the room temperature tensile properties (UTS - ultimate tensile
strength, RA - reduction in area) and fracture mode of the heterogeneous weld joint of the creep-resistant steels
AISI 316H and T91 was investigated. The weld joint was fabricated by classical TIG (tungsten inert gas) method
using the Ni-based filler metal Thermanit Nicro 82 (Inconel-type alloy). After the welding process, the weld joint
was subjected to the conventional (i.e. subcritical – below Ac1) post-weld heat treatment (PWHT) which was
conducted at 750°C for 1 hour with subsequent cooling in air. For all studies cross-weld samples were used. The
investigation was focused on the heat affected zones (HAZ) and weld metal (WM) of the studied weld joint in the
PWHT state (without long-term thermal exposure) and in the state after electrolytic hydrogen charging.
Metallographic observations of microstructure were performed by light microscopy (LM). Hardness profile
measurements were carried out by the Vickers technique (HV 10). Tensile tests were performed at ambient
temperature using the non-standardised cylindrical specimens with circumferential notch, which was individually
located in the regions of interest (i.e. either WM or HAZ regions). The tensile samples were tested in the initial
PWHT state, as well as in the hydrogen charged state. Fracture surfaces of broken tensile specimens were
fractographically analysed by scanning electron microscopy (SEM).
The main findings of this study are the following:
i) Hydrogen presence in the heterogeneous weld joint of AISI 316H and T91 creep-resistant steels had no significant
influence on its strength (UTS). On the other hand, detrimental effect of hydrogen on the plasticity (RA) of this weld
joint was clearly observed.
ii) In the PWHT state without hydrogen charging the fracture mechanism in the both HAZ regions and WM was
characterised mainly by ductile dimple rupture. The failure was initiated on the secondary phase particles and/or
inclusions as well.
iii) The failure after hydrogen charging was initiated in the vicinity of large particles and showed a transition from
the ductile dimple rupture to the transgranular cleavage and/or quasi-cleavage fracture mode, which was
manifested by the decrease of plasticity (RA).
21
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Hutnické l isty č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
(0,5-12%Cr, 0,5-1%Mo) a na najviac exponované
miesta tiež Cr-Ni austenitické ocele [1]. Konštrukčné
časti energetických zariadení môžu byť vyrobené aj z
ocelí s rôznym chemickým zložením a medzi sebou sú
spájané zváraním (pričom zvarový kov má tiež často
odlišné chemické zloženie než spájané materiály), a tak
vznikne tzv. heterogénny zvarový spoj.
1. Úvod
Zvyšovanie účinnosti energetických zariadení vyžaduje
používanie nových vhodných materiálov, ktoré sú
schopné prevádzky pri vysokých teplotách (600-650°C)
a prevádzkových tlakoch (20 - 25 MPa). Ako vhodné
materiály pre tieto účely sa využívajú Cr-Mo-V ocele
Tab. 1 Chemické zloženie materiálov použitých na výrobu heterogénneho zvarového spoja [hmot. %]
Tab. 1 Chemical composition of input materials used for fabrication of heterogeneous weld joint [wt.%]
Materiál
AISI 316H
T91
Th. Nicro 82
C
,052
,092
,011
N
,045
-
Si
,51
,39
,07
Mn
1,77
,44
3,21
P
,031
,011
,004
S
,006
,003
,001
Cr
16,76
8,68
20,71
Ocele používané v energetickom (chemickom alebo
petrochemickom) priemysle a ich zvarové spoje
(prehrievače pary, rúrové systémy, tlakové a reakčné
nádoby a pod.) môžu byť podrobené pri vysokoteplotných aplikáciách okrem značných napätí
(pretlaku) aj prostrediu obsahujúcom vodík. Dôsledkom
vplyvu prostredia obsahujúceho vodík pri vysokých
teplotách a tlakoch (reakciou medzi vodíkom a karbidmi
mikroštruktúra žiarupevných ocelí a ich zvarových
spojov môže byť nestabilná [2]), je krehkosť vyvolaná
prítomnosťou vodíka - tzv. hydrogen embrittlement
(HE) [3-35]. Vodík sa dostáva do zvarového spoja aj pri
oblúkovom zváraní väčšinou z okolitej atmosféry, z
nedostatočne vysušených elektród, ale aj zo
znečistených zváraných materiálov.
Mo
2,05
,92
,004
Ni
11,13
,25
72,9
Al
,015
-
V
,2
-
Nb
,064
2,6
Ti
,368
Cu
,01
Fe
Σ
Σ
,31
výbornú koróznu odolnosť, dobré húževnatostné a
creepové vlastnosti pri aplikáciách za vysokých tlakov a
teplôt (až do ≈ 700°C) [38,39].
9Cr-1Mo oceľ (P/T91) a od nej odvodené modifikácie
predstavujú konštrukčný materiál pre súčasti
prehrievačov pary a rúr parných generátorov ako súčasť
energetických zariadení vďaka odolnosti voči oxidácii a
dobrým mechanickým vlastnostiam pri zvýšených
teplotách (do 620°C) [1,39].
Pre zváranie konštrukčných súčastí energetických
zariadení vyrobených z týchto ocelí (ferit/martenzit a
austenit) s rôznym chemickým zložením sa ako zvarový
kov používa čistý Ni alebo zliatiny na báze Ni (Ni-Cr)
Inconelového typu. Takýto zvarový kov slúži ako
difúzna bariéra prerozdeľovania uhlíka vo zvarovom
spoji medzi spájanými materiálmi [2].
Vodík pôsobí na krehnutie martenziticko-bainitických a
feriticko-bainitických mikroštruktúr (Cr-Mo, Cr-Mo-V
ocele) v teplom ovplyvnených oblastiach – TOO (HAZ)
zvarových spojov, čo sa významne prejavuje poklesom
lomovej húževnatosti a stratou plastických vlastností
(pokles ťažnosti a kontrakcie) ocelí [2]. Hrubozrnná
TOO zvarového spoja v podhúsenicovej oblasti (zóne
stavenia) s vysokou tvrdosťou a nízkou húževnatosťou
je pri chladnutí zo zváracej teploty podrobená relatívne
vysokému ťahovému napätiu a prítomnosť vodíka môže
mať za následok krehké porušovanie - praskanie
vyvolané vodíkom, tzv. hydrogen induced cracking
(HIC) [3-6,13].
Cieľom práce je preskúmať vplyv vodíka na pevnosť,
kontrakciu a porušovanie (po ťahovom namáhaní pri
teplote okolia, pred tepelnou expozíciou) heterogénneho
zvarového spoja ocelí T91 (9Cr-1Mo-V) a AISI 316H
(17Cr-12Ni-2Mo) so zvarovým kovom na báze Ni
(Thermanit Nicro 82).
2. Materiál a metodika experimentov
Ako experimentálny materiál boli použité zvarové spoje
pripravené oblúkovým zváraním dvoch rúrok
vyrobených z ocelí s rôznym chemickým zložením: 1.
AISI 316H (17Cr-12Ni-2Mo) a 2. T91 (9Cr-1Mo-V),
vonkajšieho priemeru D = 38 mm s hrúbkou steny h =
5,6 mm. Rúrky boli zvarené za použitia prídavného
materiálu Thermanit Nicro 82. Chemické zloženie
zváraných materiálov a zvarového kovu je uvedené v
tabuľke Tab. 1.
Aj keď všeobecne prevláda názor, že austenitické
nehrdzavejúce ocele nie sú tak náchylné k vodíkovej
krehkosti ako ocele feritické (bainiticko-martenzitické),
precipitáciou sekundárnych fáz v austenitických
oceliach počas tepelnej expozície a prítomnosťou
vodíka (jeho zachytávaním sa na medzifázových
povrchoch vylúčených častíc sekundárnych fáz a
inklúzií), ich húževnatosť a odolnosť voči krehkému
porušovaniu pri namáhaní za znížených teplôt môže byť
značne ovplyvnená (znížená) [1,2,28,30,32-37].
Po zváraní bol zvarový spoj podrobený tepelnému
spracovaniu po zváraní (PWHT) pri teplote 750°C po
dobu 1 hodiny a ochladený na vzduchu.
Austenitické nehrdzavejúce ocele typu AISI 316(H/L)
sa často využívajú na výrobu extrémne tepelne
namáhaných komponentov zariadení v energetickom a
chemickom priemysle pre ich metalurgickú stabilitu,
Zo zvarených rúr s heterogénnym zvarovým spojom
boli vyrobené skúšobné telieska pre skúšky ťahom
priemeru d = 4 mm, dĺžky L0 = 40 mm, (Lc = 70 mm) so
závitovými hlavami M6. Po určení teplom
22
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Materiálové inženýrství
Material Engineering
ovplyvnených oblastí - TOO na oboch stranách
zvarového spoja naleptaním, bol zvarový spoj striedavo
v oboch TOO a v zvarovom kove po obvode skúšobnej
vzorky opatrený V-vrubom do hĺbky 0,5mm (d0=3 mm),
obr. 1.
3.1 Mikroštruktúra
Mikroštruktúru heterogénneho zvarového spoja AISI
316H a T91 žiarupevných ocelí, zvarených zvarovým
kovom na báze Ni (Thermanit Nicro 82) po PWHT
(750°C/1 hod. → vzduch) dokumentuje obr. 2.
Skúšobné telieska boli pred ťahovou skúškou
elektrolyticky sýtené vodíkom v roztoku 1M HCl + 0,1
M N2H6SO4 (síran hydrazínu) pri prúdovej hustote 200
A.m-2 po dobu 24 a 48 hodín. Po vodíkovaní boli
telieska vložené do tekutého dusíka a dopravené k
trhaciemu zariadeniu. Doba od ukončenia sýtenia
vodíkom po realizáciu ťahovej skúšky bola do 30 minút.
Mikroštruktúru základného materiálu (ZM) austenitickej
ocele AISI 316H tvoria polyedrické zrná s vylúčenými
časticami sekundárnej fázy (karbidy M23C6). Mikroštruktúru TOO, resp. zóny stavenia AISI 316H ocele s
(Ni,Cr) zvarovým kovom tvoria zhrubnuté austenitické
zrná, na ktoré kontinuálne nadväzujú pretiahle zrná
zvarového kovu.
Mikroštruktúra (Ni-Cr) zvarového kovu pozostáva
z migrovaných zŕn „niklového austenitu“ s rovnomerne
rozloženými karbidmi (Nb,Ti)C a M23C6.
Mikroštruktúra TOO ocele T91 je tvorená zhrubnutými
polyedrickými zrnami popusteného martenzitu s
rozmernejšími feritickými laťkami a karbidmi.
Mikroštruktúru základného materiálu T91 (9Cr-1Mo-V)
po PWHT tvorí vysoko popustený martenzit s jemnými
feritickými laťkami a sekundárnymi časticami (M23C6,
MX), nachádzajúcimi sa vnútri ako aj po hraniciach
latiek.
3.2 Tvrdosť zvarového spoja
Priebeh tvrdosti priečnym rezom heterogénnym
zvarovým spojom T91 a AISI 316H ocelí po PWHT je
znázornený na obr. 3.
Obr. 1 Schéma prípravy vzoriek naprieč zvarovým spojom
a umiestnenie obvodového V-vrubu na vzorkách pre ťahové
skúšky
Fig. 1 Schematic cross-weld sampling and location of
circumferential V-notch on the tensile samples
3.3 Výsledky skúšok v ťahu
Výsledky ťahových skúšok pri teplote okolia (20°C)
heterogénneho zvarového spoja T91 a AISI 316 H ocelí
zvarených zvarovým kovom Thermanit Nicro 82 s
následným PWHT, realizovaných na skúšobných
telieskach s V-vrubom, sú uvedené v tabuľke Tab. 2 a
graficky znázornené na obr. 4 a obr. 5.
Skúšky v ťahu skúšobných teliesok s vrubom bez
vodíka a s vodíkom boli realizované pri teplote okolia
(20°C) na zariadení TIRATEST 300. Rýchlosť posunu
priečnika pri skúške bola 0,5 mm.min-1. Po ťahových
skúškach sa vyhodnocovala pevnosť (Rm) a kontrakcia
(Z) heterogénneho zvarového spoja v mieste vrubu, t.j.
vo zvarovom kove (ZK) a v teplom ovplyvnených
oblastiach (TOO). Lomové povrchy porušených vzoriek
boli podrobené fraktografickej analýze na rastrovacom
elektrónovom mikroskope (REM) TESLA BS 350.
Z obr. 4 a obr. 5 je vidieť, že vodík v heterogénnom
zvarovom spoji T91 a AISI 316H nemal výrazný vplyv
na pevnosť (Rm), na rozdiel od kontrakcie (Z), ktorá po
nasycovaní vodíkom vykazuje pokles vzhľadom k stavu
bez vodíka.
3. Výsledky experimentov
BM - AISI 316H
HAZ - AISI 316H
WM - Th. Nicro 82
HAZ - T91
BM - T91
Obr. 2 Mikroštruktúra heterogénneho zvarového spoja žiarupevných AISI 316H a T91 ocelí a zvarového kovu na báze Ni (Thermanit Nicro 82)
po PWHT (750°C/ 1h→vzduch)
Fig. 2 Microstructure of heterogeneous weld joint of creep-resistant AISI 316H and T91 steels, filler metal Ni-based (Thermanit Nicro 82) after
PWHT (750°C/ 1h→air)
23
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Hutnické l isty č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Obr. 3 Priebeh tvrdosti (HV 10) v priečnom reze heterogénnym zvarovým spojom AISI 316H a T91 ocele so zvarovým kovom na báze Ni
Fig. 3 Course of hardness (HV 10) in cross-section of heterogeneous weld joint of AISI 316H and T91 steels with Ni-based filler metal
Tab. 2 Výsledky ťahových skúšok pri 20°C heterogénneho zvarového spoja AISI 316H a T91 ocele po PWHT (750°C/1h→vzduch)
Tab. 2 Results of tensile tests at 20°C of the heterogeneous weld joint of AISI 316H and T91 steel after PWHT (750°C/1h→air)
Bez vodíka
Umiestnenie vrubu v
TOO (HAZ) T91
ZK (WM) Thermanit Nicro82
TOO (HAZ) AISI 316H
Rm (UTS)
[MPa]
978
742
764
Z (RA)
[%]
49,3
47,6
62,0
Obr. 4 Závislosť medze pevnosti Rm (UTS) pri teplote okolia v
rôznych miestach hetero-génneho zvarového spoja AISI
316H a T91 ocele od doby vodíkovania
Fig. 4 Dependence of ultimate tensile strength (UTS) at ambient
temperature in various places of the heterogeneous weld
joint of AISI 316H and T91 creep-resistant steels on
hydrogen charging time
a
S vodíkom
24h
Rm (UTS)
Z (RA)
[MPa]
[%]
958
46,97
823
35,4
728
49,3
S vodíkom
48 h
Rm (UTS)
Z (RA)
[MPa]
[%]
999
44,2
820
33,4
778
45,5
Obr. 5 Závislosť kontrakcie Z (RA) pri teplote okolia v rôznych
miestach heterogénneho zvarového spoja AISI 316H a T91
ocele od doby vodíkovania
Fig. 5 Dependence of reduction of area (RA) at ambient
temperature in various places of the heterogeneous weld
joint of AISI 316H and T91 creep-resistant steels on
hydrogen charging time
b
c
Obr. 6 Tvárne jamkové porušenie zvarového spoja AISI 316H a T91 ocele so zvarovým kovom na báze Ni po PWHT pri teplote okolia bez
vodíka: a - TOO T91, b - ZK Thermanit Nicro 82, c - TOO AISI 316H
Fig. 6 Ductile dimple failure of the weld joint of AISI 316H and T91 steels with Ni-base filler metal, after PWHT, without hydrogen after
tensile test at ambient temperature: a - HAZ T91, b - WM Thermanite Nicro 82, c - HAZ AISI 316H
24
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
a
Materiálové inženýrství
Material Engineering
b
c
Obr. 7 Prevažne tvárne jamkové porušenie s výskytom štiepenia v okolí rozmernejších častíc sekundárnych fáz alebo inklúzií po 48 hod
vodíkovania: a - TOO T91, b- ZK Thermanit Nicro 82, c - TOO AISI 316H
Fig. 7 Mainly ductile dimple failure with some cleavage facets in vicinity of large secondary phase particles or inclusions after 48 h of
hydrogen charging: a - HAZ T91, b - WM Thermanit Nicro 82, c - HAZ AISI 316H
Ovplyvnenie skúmaného zvarového spoja vodíkom sa
výraznejšie prejavilo poklesom kontrakcie, vzhľadom k
hodnotám nameraných bez prítomnosti vodíka.
4. Diskusia výsledkov
Zmiešaná mikroštruktúra zvarov pozostáva zo
základného materiálu (BM) a zvarového kovu (WM) a
vykazuje rozdielne mechanické vlastnosti. Teplom
ovplyvnená oblasť (HAZ) medzi BM a WM vykazuje
značný mikroštruktúrno-vlastnostný gradient, ktorý sa
rozprestiera od zóny stavenia smerom k základnému
materiálu [36,37].
Pokles hodnôt kontrakcie spočíva v ovplyvnení
mechanizmu porušovania v priebehu namáhania
absorbovaným vodíkom, ktorý je zachytávaný na
časticiach sekundárnych fáz a na inklúziach
nachádzajúcich sa v matrici. Relatívne zvýšená
koncentrácia vodíka na medzifázových rozhraniach
matrica/častica (poprípade inklúzia) pri zníženej teplote
namáhania znižuje skutočnú povrchovú energiu v ich
najbližšom okolí, znižuje sa kohézna pevnosť štiepnych
rovín a hraníc, a takto sa tvárne porušovanie mení na
štiepne (kvázi-štiepne) porušovanie [10,12]. Tento
mechanizmus porušovania je dobre pozorovateľný na
obr. 7 a realizoval sa prevažne v okolí rozmernejších
častíc sekundárnych fáz a inklúzií.
Ocele, ak sú podrobené expozícii vo vodíkovom
prostredí, obvykle vykazujú náchylnosť k znižovaniu
pevnosti a húževnatosti [7,8,38]. Intenzita skrehnutia sa
mení s typom ocele, mikroštruktúrou, stavom napätia a
podmienkami prostredia, ktorému sú vystavené [15,2023,35]. Výskyt vodíkom indukovaného praskania
zvarových spojov v studenom stave (HIC) ovplyvňuje
chemické zloženie zváraných materiálov, obsah vodíka
v zvarovom kove, prívod tepla do zvarového spoja a
rýchlosť ochladzovania po zváraní. Ďalšími faktormi,
ktoré majú vplyv na praskanie zvarových spojov v
studenom stave sú zvyškové napätia, koncentrátory
napätia (vruby) [8,17,21,31-33], hrúbka a priebeh
postupu zvarového spoja [6].
5. Záver
Po skúmaní vplyvu vodíka na pevnosť a porušovanie
heterogénneho zvarového spoja ocelí AISI 316H (18Cr12Ni-2Mo) a T91 (9Cr-1Mo,V), zvarených zvarovým
kovom Thermanit Nicro 82 (73Ni-21Cr-2,6Nb) po
PWHT a ťahovom namáhaní pri teplote okolia (20°C) je
možné dospieť k nasledovným záverom:
Výsledky experimentov, vykonané na heterogénnom
zvarovom spoji dvoch žiarupevných ocelí s rozdielnym
chemickým zložením - T91 (9Cr1Mo,V) a AISI 316H
(17Cr-12Ni-2Mo), zvarených zvarovým kovom
Thermanit Nicro 82 (73Ni21Cr2,6Nb), o vplyve vodíka
na pevnosť, kontrakciu a porušovanie po ťahovom
namáhaní pri teplote okolia (20°C) po PWHT (bez
tepelnej expozície) ukazujú, že vodík nemá výrazný
vplyv na pevnosť (obr. 4) v skúmaných oblastiach
heterogénneho zvarového spoja (TOO a ZK). Nukleácia
porušovania (vznik dutiniek) sa prevažne realizovala
oddeľovaním alebo porušovaním častíc sekundárnych
fáz (resp. inklúzií) na rozhraniach matrica/častica, obr.
6. Dutinky iniciujú a rastú prednostne pri „veľkých“
časticiach, neskôr aj „malých“ a ich spájaním sa v
priebehu namáhania vzniklo konečné porušenie
pozostávajúce z veľkých a malých jamiek, obr. 6
[12,39].




25
Vzhľadom k stavu bez vodíka, vodík nemal vplyv
na pevnosť (Rm), výraznejšie ovplyvnil kontrakciu
(Z) v skúmaných miestach heterogénneho zvarového spoja (TOO a ZK).
Porušovanie v TOO oblastiach a zvarového kovu
pri teplote okolia za absencie vodíka je tvárne a
realizuje sa dutinkovým mechanizmom s iniciáciou
na časticiach sekundárnych fáz (inklúziách).
Vplyvom absorbovaného vodíka dochádza v okolí
rozmernejších častíc sekundárnych fáz a inklúzií k
zmene mechanizmu porušovania z dutinkového na
štiepne (resp. kvázi-štiepenie).
Heterogénny zvarový spoj žiarupevných ocelí AISI
316H a T91, zvarených zvarovým kovom
Thermanit Nicro 82, v stave po PWHT, bez tepelnej
expozície je relatívne málo citlivý na krehkosť
spôsobenú difúziou vodíka.
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Hutnické l isty č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Poďakovanie
Výsledky prezentované v tejto práci boli získané
v rámci riešenia projektu VEGA 2/0128/10.
[19]
[20]
[21]
[22]
[23]
[24]
Literatúra
[1]
[2]
[3]
[4]
[5]
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
[12]
[13]
[14]
[15]
[16]
[17]
[18]
Materials for Advanced Power Engineering 2002. Proceedings
of the 7th Liėge Conference, Vol. 21, part III. Eds.: J. L.
Beckers, M. Carton, F. Shubert and P. J. Ennis,
Forsungszentrum, Jülich GmbH, 2002.
Pilous, V. - Stránský, K.: Struktúrní stálost návarů a svarových
spojů v energetickém strojírenství. ACADEMIA, ČSAV,
Praha, 1989, 106.
Dayal, R. K. - Parvathavarthini, N.: Hydrogen embrittlement in
power plant steels. Sadhanā Vol. 28. parts 3 & 4,
June/August2003, pp. 431-451. Printed in India.
Eliaz, N. et al.: Eng. Fail. Anal. 9, 2002, 167.
Tsay, L. W.: Mater. Sci. and Eng. A299, 2001, 16.
Yurioka, N.: ISIJ Int. 41, 2001, 6, 566.
Nagumo, M.: ISIJ Int. 41, 2001, 590.
Beghini, M. et al.: J. Nucl. Mater., 258-263, 1998, 1295.
Gojic, M. – Kosec, L.: ISIJ Int., 37, 1997, 4, 412.
Strnandel, B.: Eng. Fract. Mechanics 61, 1998, 299.
Pathasarathy, T. A.: Acta metall. 23, 1985, 1673.
Lynch, S. P.: Acta metall. 32, 1984, 79.
Takahashi, A. – Ogawa, H.: ISIJ Int. 35, 1995, 10, 1190.
Garet, M. et al.: Corrosion Science, 40, 1998, 7, 1086.
Wei. F. - Tsuzaki, T.: Scr. Mater. 52 (2005), 467.
Hong, G. W. – Lee, J. Y.: Acta Mater. Vol. 32, (1984), 10,
1581.
Robertson, I. M.: Eng. Fract. Mechanics 58, (2001), 671.
Taha, A. – Sofronis, P.: Eng. Fract. Mechanics 68, (2001), 803.
[25]
[26]
[27]
[28]
[29]
[30]
[31]
[32]
[33]
[34]
[35]
[36]
[37]
[38]
[39]
Serebrinsky, S. – Carter, E. A. – Ortiz, M.: J. Mech. and Phys.
Solids 52 (2004), 2403.
Symons D. M.: J. Nucl. Mat. 265 (1999), 225.
Hardie, D. - Su’e Liu: Corros. Science, 38, 5, 721.
Sasmal, S. – Singh, S. K.: ISIJ Int. 38 (1998), 2, 171.
Chang, K. D. et al:: ISIJ Int. 41 (2001), 11, 1397.
Kimura, A. - Kayano, H. – Narui, M.: J. Nucl. Mat. 179-181
(1991), 737.
Morris, J. W. et al.: ISIJ Int.41 (2001), 6, 599.
Martinez-Madrid, M., et al.: Mat. Sci. and Technol. June,
1985, Vol. 1, 454.
Dagbert, C. et al.: Acta mater., 44, 2, 1986, 781.
Symons, D. M.: Eng. Fract. Mechanics 68, 2001, 751.
Pan, C. et al.: Corros. Science 44 (2002), 1983.
Gavriljuk, V. G. – Shivanyuk, V. N.. - Foct,J.. Acta Mater. 51
(2003), 1293.
Luu, W. C. – Liu, P. W. – Wu, J. K.: Corros. Science 44
(2002), 1783.
Ming Au: Mater. Sci. and Eng. A 454-455 (2007), 564.
Brooks, J. A. – West, A. J. – Thompson, A. W.: Metallurgical.
Trans. A, Vol. 14A, Jan. 1983, 75.
Evaluation of Hydrogen Embrittlement of SAFKEG 3940A
package in KAMS. Report No WSCR –TR-2003-00196,
Savannah River Technology Center, May 2003.
Hyspecká, L. et al. Hutnické listy LIV, 1999, 7, 90.
Gosh, P. K. et al.: ISIJ Int. 44 (2004), 7, 1201.
Creep and fracture of engineering materials and structures.
Proc. of the 9th Internat. Conf. held at Univ. of Wales Swansea,
apr. 2001, Ed. by J. D. Parker, Dep. Mat. Eng. Univ. of Wales
Swansea.
Marshall, P.: Austenitic stainless steels. Elsevier Applied
Science Publishers LTD, England, London, 1984, pp.105, 124.
Mills, W. J. Int. Mat. Rev. 42, (1997), No 42, 45.
Recenze: Ing. Peter Brziak, PhD.
____________________________________________________________________________________________________________________
ArcelorMittal Ostrava už splnil privatizační smlouvu
euro.cz, Miroslav Tryner
14.2.2011
Hutní společnost ArcelorMittal Ostrava (AMO) hlásí splnění privatizační smlouvy ve více než dvouletém
předstihu. Ministra financí Miroslava Kalouska o tom informoval generální ředitel společnosti Augustine
Kochuparampil. Posledním bodem privatizační smlouvy, který měl být původně splněn do roku 2013, byl
investiční závazek. Celkově mělo být v AMO proinvestováno od privatizace v roce 2003 během
následujících deseti let 242,8 milionu USD. Tuto částku proinvestoval již na konci roku 2010. Je to další
jasný signál, že pro majoritního vlastníka je ostravská huť důležitým závodem, s nímž počítá i do
budoucna. V plánu jsou další významné modernizační projekty.
Největšími investičními projekty v průběhu posledních sedmi let v AMO byly modernizace a rekonstrukce,
které přinesly nejen zlepšení parametrů daných zařízení, ale rovněž výrazně přispěly k snížení dopadu
výroby na životní prostředí v regionu. Takovým projektem byla například modernizace vysoké pece č. 2 a
3 za 1,5 miliardy Kč. Modernizována byla rovněž koksárenská baterie č. 1, a to za dalších téměř 0,5
miliardy Kč. 300 milionů Kč pak bylo investováno do rekonstrukce kotle K11 v závodě Energetika. V
současné době se dokončuje největší ekologická investice do odprášení aglomerace sever za téměř 1
miliardu Kč. V letošním roce bude dokončena i obnova žermanických přivaděčů vody za 400 milionů Kč.
AMO ročně vyrobí 3 miliony tun oceli, z toho exportuje zhruba polovinu produkce do více než 80 zemí
světa. Zaměstnává téměř 6 tisíc lidí. Dohromady s dceřinými společnostmi jich je téměř 9 tisíc. Průměrná
mzda zaměstnanců v roce 2010 činila 30 696 Kč.
SB
26
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Charakteristika oduhličení ocelových plechů
Decarburization Characteristics of Steel Sheets
doc. Ing. Břetislav Skrbek, CSc. Technická univerzita v Liberci, Fakulta strojní, RNDr. Ivan Tomáš, CSc.,
Fyzikální ústav AVČR oddělení magnetizmu, Praha, Ing. David Bílek, Technická univerzita v Liberci, Fakulta
strojní
Ocel je nerozšířenějším strojírenským materiálem, jehož vlastnosti je možno podle potřeby ve velkém rozsahu měnit.
Největší vliv má na to právě chemické složení, zvláště obsah uhlíku. Je proto důležité sledovat proces nauhličování
oceli, tak i proces opačný - tedy její oduhličování.
Oduhličení jako běžný doprovodný nepříznivý jev při výrobě a zpracování ocelových polotvarů podstatně snižuje
únavovou životnost ocelových konstrukčních prvků. Mezní hodnoty a destruktivní kontrola oduhličení tvoří dnes
základ technických podmínek výroby mnoha strojních dílů. Ztráty z titulu oduhličení povrchů. Výchozí podklady pro
řešení projektu GAČR – nedestruktivní měření stavu oduhličení povrchu ocelí pomocí magnetických metod. Volba
oceli, teploty a časy expozice v oxidační atmosféře. Krátké do 1h a dlouhé do 20h časy expozice oceli 54SiCr6 při
800 °C Druhy povrchů s vrstvami kysličníků, po moření, upravené tryskáním.
Diagnostika povrchu RTG difrakcí – krystaly, struktura, textura, zpevnění, vnitřní pnutí;metalografická analýza
oduhličení; měření gradientů tvrdost; měření hloubky oduhličení pomocí hmotnostních změn. WDS analýza –
uhlíkové gradienty oduhličených vrstev; hodnocení oduhličení podle ČSN EN. Magnetická měření metodou
magnetické skvrny. Rozbor provedených diagnostických metod oduhličení. Záměr řešení projektu.
The steel is the most widespread engineering material, the properties of which can be changed according to demand
in large extent. The maximum effect has just chemical composition, especially carbon contents. For this reason it is
necessary to observe both steel carburizing process and the adverse one – it means its decarburizing.
Decarburizing as a common accompanying unfavourable effect at production and treatment of steel semi-products
substantially decreases fatigue lifetime of steel construction elements. The boundary values and destructive control
of decarburization create the basis of technical manufacturing conditions of many machine parts. The losses due to
decarburizing. Initial background for the GAČR project solution – non-destructive measurement of steel surface
decarburizing using magnetic methods. Steel selection, temperatures, exposure times in oxidation atmosphere.
Short-time, up to 1 hour and long-time, up to 20 hours exposure times of 54SiCr6 steel at 800C. Types of surfaces
with oxide layers after pickling and grit-blasting.
Surface diagnostics by XRD – crystals, structure, texture, strengthening, internal stress; metallography analysis of
decarburizing; hardness gradients measurements; measurement of depth of decarburization using weight changes.
WDS analysis - carbon gradients of decarburized layers; decarburizing evaluation after +CSN EN. Magnetic
measurement by magnetic spot method. Analysis of the performed decarburizing diagnostic methods. Intention of
the project solution.
oduhličení může vyskytnout i na povrchu vrstev
vzniklých zmíněnými technologiemi „povrchového
zušlechtění“).
1. Úvod
Míra odolnosti konstrukcí a jejich součástí vůči
únavovému porušení vychází v drtivé většině ze stavu
povrchu. Proto se povrchy vystavené značnému
únavovému namáhání opatřují vrstvami („povrchová
zušlechťování“) obvykle v substrátu, které podstatně
převyšují meze únavy materiálu jádra (povrchové
kalení, nitridace, zpevňování, PVD, CVD aj.).
Ke vzniku oduhličení [1]je náchylná většina běžných
procesů spojených s vysokou teplotou ocelových a
litinových polotvarů a součástí, jako jsou odlévání,
tváření (kování, válcování…), a jakékoliv jiné tepelné
zpracování bez ochranné atmosféry. Potenciální
nebezpečí oduhličení však hrozí i u „chráněných“
procesů tváření a tepeného zpracování uvedené první
výrobní strategie. Jedná se o případy selhání regulace,
dodávky plynu a změny charakteru atmosfér na
oxidační, dále při znečištění (oxidaci) solných
austenitizačních
lázní
(např.
při
zpracování
rychlořezných ocelí a produktů práškové metalurgie).
Oduhličením konstrukčních slitin železa se vytvoří
povrchová vrstva ochuzená o uhlík, ale i o další prvky
(dochází naopak k instalaci škodlivých prvků a fází),
což je (odpevňovací) vrstva s negativním vlivem na
únavovou pevnost a životnost součástí. Přináší podstatné
snížení pevnosti a životnosti vůči hodnotám samotného
jádra (při nevhodně vedeném procesu technologie se
27
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Hutnické l isty č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Teploty žíhání a kalení norma doporučuje pro tenké
průřezy v rozsahu 710 až 850 oC. Chemické složení
plechu na výrobu vzorků předkládá tab.1.Tvar vzorků
pro magnetické testy navrhlo po konzultacích pracoviště
FzUAV. Na tenkých průřezech se relativně více projeví
účinek povrchového oduhličení. Pro výrobu vzorků byl
zvolen proto polotvar 3 mm silný.
Nedestruktivní
kontrola
řady
povrchově
zušlechťovacích procesů byla vyvinuta a dovedena
k technickým aplikacím. Metoda magnetoinduktivní
nebo vířívých proudů (ET) se uplatňuje při měření
hloubky prokalení, vrstvy nauhličení. RTG difrakce
dovede specifikovat míru zpevnění tvářením zastudena.
Charakterizovat efekt oduhličení však neznamená jen
změřit jeho hloubku, ale současně zpevnění a
„vadovitost“ (míru rozbití povrchu tryskacími
elementy). To dosud aplikované metody nedovedou. Při
tváření, odlévání a tepelném zpracování bez ochranné
atmosféry je oduhličení důsledkem tepelné oxidace
povrchu. Na povrchu se tvoří do hloubky vrstvy Fe 2O3
Fe3O4 FeO. Ty se odstraňují tryskáním či mořením,
zbývající oduhličené vrstvy obráběním.Tyto technologie
vnáší do měkké oduhličené vrstvy zpevnění (pnutí) a
povrchové vady, které by uvažované magnetické
metody – podle našich dosavadních zkušeností a na
rozdíl od ostatních NDT metod – měly po ukončení
projektu 101-09-1323 charakterizovat.
Obr.1Oduhličení oceli 14 260
Fig. 1 Decarburizing of steel 54SiCr6
V chemickém průmyslu nastává za tepla oduhličení
ocelových dílů i v redukčních atmosférách za působení
aktivního vodíku. V povrchu oceli se vodík slučuje s
uhlíkem na jednoduché uhlovodíky. Povrchový úbytek
uhlíku je doplňován jeho difuzí zevnitř – vzniká
oduhličení. Oduhličená vrstva není kryta povlakem.
Magnetická diagnostika oduhličení tak může být
součástí i preventivních kontrol vybraných prvků
chemických zařízení.
Tepelné zpracování:
A) Serie 1;3,8*; 4; 8; 20 h na teplotě 800 oC. Náběh na
teplotu asi 1h; výdrž na teplotě; ochlazení v peci 200
K/h na 600 oC; ochlazení v peci 100 K/h na 500 oC;
vyjmutí z pece s ochlazením na klidném vzduchu. Jako
referenční expozice bez oduhličení (ozn. „0“) bylo
provedeno žíhání s výdrží 2h ve vakuové peci
s ekvivalentním režimem ohřevu a ochlazení.
Meze a kontrola oduhličení povrchu tvoří základní
kameny technických podmínek ocelových výrobků,
význam oduhličení dokládá mezinárodní norma [ISO
3887] zavedená v České republice jako ČSN 42 0449.
B) Serie s výdržemi 1; 0,75; 0,5; 0,25h při 800 oC pro
získání malé tloušťky oduhličení připravená v listopadu
2009 vykazovala nepřípustně velké rozdíly ve struktuře
po ochlazení z pece. Pokus bude opakován na TU i FzU.
2. Experiment
Nejdříve byly provedeny kvantitativní zkoušky
oduhličení povrchů několika druhů komerční ocelí a
litiny. Technický význam oduhličení roste s obsahem
uhlíku oceli a její pevností. Proto k výzkumu oduhličení
byla zvolena běžná pružinová ocel 54SiCr6 s vyšším
obsahem C, citlivá na oduhličení.
Citlivost na oduhličení s rostoucí
prezentuje obr.1.
teplotou
Metalografický rozbor vrstev:
A) Vlastnosti po dlouhých expozicích
Tabulky 2 a 3 shromažďují výsledky z metalografických
analýz a měření průběhů tvrdost.
Tab. 2 Dlouhé expozice
Tab. 2 Long time expositions
Doba exp. Vzduch
0
Exposition time Air
HV0,1
Vrstva
250
Layer
V ose
260
Axial
Oduhličení
Oxidy
0
Decarburizing Oxides
[m]
F100% 0
Mix
0
Ohřev Heating
vacuum
oceli
Stav 54SiCr6+A předepisuje max. 253HB. Stav +QT
umožní Rm <1470;1770> MPa, HV<437;507>. Teploty
žíhání a kalení norma doporučuje pro tenké průřezy
v rozsahu 710 až 850 oC. Chemické složení polotvaru na
výrobu vzorků předkládá tab.1.
Tab. 1 Analýza
Tab. 1 Analysis: VUT SF ÚMI, Brno, Spectrumat GDS750
Prvek
C
Mn Si
P
S
Cr Ni
Element
%
0,54 0,68 1,47 0,017 0,009 0,61 0,05
28
1
4
8
20
N*
3,8
171
145
160
131
167
268
288
305
270
278
30
140
165
260
30
110 170 200
175 360 510
Vzduch Air
350
650
180
290
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
B) Tab. 3 Krátká exposice
Tab. 3 Short-time exposition
Time h
0,25
HV0,1
Vrstva
186
Layer
V ose
340
Axial
OduhliOxidy
10
čení
Oxides
Decarburi
F100%
20
zing m]
Mix
130
Struktura
perlit
Materiálové inženýrství
Material Engineering
0,5
186
0,75
189
1
175
340
512
622
20
30
30
30
150
perlit
100
190
bainit
140
210
martensit
Mix...celková vrstva oduhličení Loc.
…total decarburizing layer
2.1 Povrchové úpravy
Simulují běžné úpravy „okujených“ povrchů ocelových
výrobků. Významně ovlivňují vzhled a únavové
vlastnosti výrobku. Expozice 8 a 20 h tvořily na
povrchu až loupající se pláty okují.
a) Tryskání provedeno externě a pak na již
rekonstruovaném pracovišti TU ručně tryskou
tlakovým vzduchem 5 atm s pískem o zrnitosti
0,5-1mm SiO2 . Jedna plocha ošetřována
s distancí 150-200mm max. 5s.
b) Moření provedeno svislým zavěšením vzorků
do kádinek v kyselině chlorovodíkové 1:1+3,5
g urotropinu/1 litr roztoku, cca 3 až 4 hod.
Obr. 2
Fig. 2
Povrchy po 8h oduhličení 800C, a)mořený (patrny hrubé
krystaly), b) tryskaný, c)kysličníky (okuje)
Surfaces after 8 h of decarburization at 800C a) after pickling
(coarse crystals are obvious), b) shot-blasted c) oxides
(scales) magn. 50x.
29
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Hutnické l isty č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Tab. 4 Zbytková pnutí
Tab. 4 Remanent stresses
3. RTG difrakce
Povrch
Provedena externě [3] na FJI ČVUT Praha na discích
s 8h expozicí k oduhličení a úpravami povrchu:K (
kysličníky,M(moření), T (tryskání), V- výchozím
polotvar a vakuově žíhaný ozn.0.
σ0°,
MPa
Δσ0°,
MPa
σ90°,
MPa
Δσ90°,
MPa
-282
11
-275
9
38
5
-57
4
22
6
28
3
Surface
Trysk
Blasted
Difraktogramy [3 ]odpovídající povrchům T, V
(výchozí stav), M a 0 představují reflexe (difrakce)
spektrálního dubletu CrKα1,α2 na krystalografických
rovinách {211} α-Fe. Zatímco povrchy vzorků T, V a O
vykazují izotropní jemnozrnnou polykrystalickou
strukturu (difrakční kružnice je spojitá a má intenzitu
homogenní po svém obvodu), v případě vzorku M
(oxidy odstraněny mořením) diskrétní charakter
obrazce, kdy difrakční stopy nejsou rozmístěny po
obvodu rovnoměrně, vypovídá o hrubozrnném materiálu
s náznakem textury – obr.2.
Vých
Initial
Oxid
Nejvyšší hodnoty zbytkových napětí byly naměřeny u
vzorku T, kde byl zjištěný symetrický stav dvouosé
tlakové zbytkové napjatosti cca – 280 MPa. Vzorek O
vykazuje nízké hodnoty zbytkových napětí o velikosti
cca 25 MPa. V povrchové vrstvě dodaného plechu
(vzorek V) byl zjištěn anizotropní stav zbytkové
napjatosti, což je zřejmě důsledkem procesů
probíhajících při válcování plechu. Povrchová tvrdost
byla testována univerzální metodou podle Vickerse při
velkém HV100 a malém HV10 zatížení indentoru.
Technicky lze tato měření vést jen na výchozích,
tryskaných či mořených površích vzorků. Měřením
HV10 lze měřit hloubku oduhličení do 0,15mm a
HV100 do 0,3mm celkového oduhličení. Diagnostika
oduhličení nad 0,5mm tvrdostí by vyžadovala zatížení
indentoru nad 500 kg. Stav T diagnostiku ruší.
0
Metodou magnetické skvrny [1] strukturoskopem
DOMENA B3 byla měřena na povrchu vzorků intenzita
povrchového remanentního magnetického pole Hr A/m.
Průběh Hr k celkové hloubce oduhličení Loc není
monotónní. Pro větší hloubky oduhličení dominuje vliv
stavu povrchu (tlaková pnutí, oxidy) nad magnetickou
„měkkostí“ feritické oduhličené vrstvy. Za teplot 800 oC
do tloušťky oduhličení 0,1 mm vznikají poměrně tenké
vrstvy kysličníků Fe (do 30m), jež neovlivňují
magnetickou remanenci. Silné vrstvy Loc> 0,6mm
souvisí se vznikem kysličníků silných nad 0,2mm, jež
ztrojnásobují hodnotu Hr. Vysoké hodnoty tlakových
vnitřních (-280MPa) pnutí zanesené do vrstev tryskáním
zvyšují rovněž významně „magnetickou tvrdost“
oduhličených vrstev. Jelikož účinek tryskání nebývá
v praxi po povrchu vzorků rozložen rovnoměrně, lze
předpokládat, že tryskání povrchů bude významně
snižovat citlivost měření (magnetických i tvrdostních)
k hloubce oduhličení. Optimální konečná úprava vzorků
pro PROJEKT GAČR 101-09-1323 bude moření.
Výzkum magnetické diagnostiky je prováděn metodami
MAT [4] a Barkhausenova šumu.
T
M
Obr.3 Difrakční obrazce povrchů
Fig. 3 Difraction patterns
Snímek vzorku K neobsahuje difrakci α-Fe a je
superpozicí difrakčních linií oxidů Fe 2O3 a Fe3O4.
Dodaný stav plechu obsahuje na povrchu směs
krystalické fáze α-Fe a oxidu železa Fe3O4. U vzorku
žíhaného ve vakuové peci byl kromě fáze α-Fe zjištěn
také Fe3C. Odstraněním oxidů mořením velmi hrubnou
krystality feritu. Povrch vzorku M není proto vhodný ke
stanovení zbytkových napětí rentgenovou tenzometrií.
Makroskopická zbytková napětí byla měřená ve dvou
navzájem kolmých směrech (σ0°, σ90°) zvolených
náhodně na povrchu vzorků. Tabulka 4. Výsledky
tenzometrické analýzy povrchových vrstev vzorků.
4. Hmotnostní změny
Hmotnosti G vzorků byly pečlivě měřeny s přesností na
0,05g po všech stavech a úpravách.
30
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Materiálové inženýrství
Material Engineering
Pro rozdíl dGkv mezi oxidaci (K) a výchozím stavem i
dGkmt mezi oxidaci (K) a tryskáním nebo mořením
(M,T) vycházejí monotónní průběhy aproximovatel
dobře lineárními modely s vysokou hodnotou
koeficientu korelace K. Oxidací za tepla Fe váže O,
čímž roste s časem expozice hmotnost vzorků. Po
odstranění kysličníkových vrstev Fe2O3 a Fe3O4
(tryskání i moření vede ke stejnému úbytku hmotnosti)
dojde k významnému snížení hmotnosti. Oba zmíněné
jevy lze využít k měření tloušťky oduhličení tenkých
součástí vážením. Pro stěnu 3mm z oceli tak platí
vztahy (1,2).
k=0,99 m
Loc=55,36×dGkmt% +9,23 (1)
k=0,97 m
Loc=113,6×dGkv% +28,66 (2)
První trojice úseček byla měřena ve středu vzorku, což
je asi 1300 µm od povrchu vzorku. První měření u
povrchu vzorku bylo většinou ve vzdálenosti 100µm od
povrchu, další měření vždy po 100 µm, minimálně do
800 µm od povrchu. U vzorků 0,25 hod/800 ºC a 1 hod
vakuum (0H) byla oblast feritu užší než 100 µm, takže
první měření u prvního ze vzorků bylo v 50 µm, u
druhého vzorku ve 20 µm od povrchu.
Tab. 5 Oduhličení dle struktury a WDS
Tab. 5 Decarburization sorted by structure and WDS
Expozice
20
8
4
N
1
0
[h]
(3,8)
WDS 0,5
920
900
450
510
430
0
C
Mix
650
510
360
290
175
0
WDS
580
200
200
320
170
0
0,25 C
F100
350
200
170
180
110
0
V tabulce 5 jsou uvedeny hloubky oduhličení v m s
výsledky metalografie (pro 100 % feritu a mix) a
gradientu C na hladině 0,5 % C a 0,25 %C. Oduhličení
zasahuje fakticky hlouběji pod povrch, než vykazují
metalografická pozorování.
Vážení výrobku lze považovat také za nedestruktivní
měření oduhličení. Drsnost povrchů měřena na discích
D obou stran.Všechny vzorky s upraveným povrchem
(Ra 1,75-3,33) jsou hladší jak ve výchozím stavu (Ra
3,87). U delších expozicí (hlubších vrstev oduhličení)
logicky tryskání vyvolá hrubší povrch.
5. WDS analýza
U dlouhých expozic o 30 % a u hodinové expozice při
800 oC dokonce o 150 % metalografického odhadu.
Pro analýzu uhlíku v oduhličené oblasti byl použit WDS
spektrometr JEOL, který je součástí rastrovacího
mikroskopu JEOL 840A. Práce provedl tým prof. J.
Švejcara na FMI VUT Brno. Pro tato měření bylo třeba
naleptané metalografické výbrusy opět vyleštit a
odstranit pryskyřici, do níž byly zalisovány.
Příspěvek byl vytvořen s podporou projektu GAČR
101-09-1323.
Literatura
[1]
Uhlík byl měřen pří urychlovacím napětí 15 kV. Pro
jedno měření na vzorku byly pulsy načítány 100 s.
Vzorkem bylo automaticky posouváno po krocích
dlouhých 8 µm. Na každém vzorku byly v jedné
vzdálenosti od povrchu měřeny nejméně tři takové
úsečky. Počet úseček byl volen podle toho, jak byly
naměřené počty pulsů vyrovnané. Výsledný počet pulsů
v dané vzdálenosti od povrchu byl stanoven
z aritmetického průměru ze všech měření.
[2]
[3]
[4]
FLANDERKA, M. Magnetická strukturoskopie netryskaných
výkovků a odlitků : diplomová práce. Liberec : Technická
univerzita v Liberci, Fakulta strojní, 2008.
ČSN 42 0449. Oduhličení ocelí.
GANEV, N. Rentgenová difrakční analýza oduhličených
povrchů : výzkumná zpráva. Praha : ČVUT, FJFI, 2009.
TOMÁŠ, I., KADLECOVÁ, J., VÉRTESY, G., and SKRBEK,
B. Investigation of Structural Modification in Ferromagnetic
Materials by Magnetic Adaptive Testing. Proceedings of
International Conference on Barkhausen Noise and
Micromagnetic Testing (ICBM8). Kalpakkam : Indira Gandhi
Centre for Atomic Research, 2010.
Recenze: prof. Ing. Zdeněk Jonšta, CSc.
_____________________________________________________________________________________________
31
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
neželezné kovy
a slitiny
Fyzikálně chemické modely reakcí tavenina-atmosféra vakuové indukční pece
Physical-chemical Models of Reactions between the Melt and the Vacuum
Induction Furnace Atmosphere
prof. Ing. Ladislav Zemčík, CSc., Vysoké učení technické v Brně, Fakulta strojního inţenýrství
Práce uvádí termodynamický rozbor a některé experimentální výsledky získané při studiu reakcí na rozhraní
tavenina – atmosféra při tavení speciálních slitin ve vakuových indukčních pecích. Z provedených analýz vyplývá
zvláštní postavení uhlíku ve vakuové metalurgii žárupevných slitin niklu – je to za běžných podmínek prvek s největší
aktivitou ke kyslíku. Reakcí s kyslíkem atmosféry vakuové pece chrání ostatní složky taveniny před oxidací a snižuje
tak nebezpečí výskytu oxidických inkluzí v odlitcích. Slitiny titanu představuji zvláštní případ. Pokrytí hladiny
vrstvou oxidů by nastalo až po překročení maximální rozpustnosti kyslíku ve slitině, která je vysoká a v běžných
podmínkách nedosažitelná. Pokud není užito silných dezoxidovadel (Ca, Y), je tavení těchto slitin prováděno
s kovově čistou hladinou.
The quality of investment castings of high-temperature parts of turbochargers and gas turbines, in particular in
aircraft engines, must meet exceptionally high demands because of the consequences of potential breakdowns. There
are strict limits concerning particularly the size and number of non-metallic inclusions in the thin turbine blades. In
these parts of the turbine blades the occurrence of inclusions is in most cases inadmissible – and this is the main
reason why the casting of these components is carried out in vacuum. Inclusions may stem from products of
reactions between the melt and the gases in the chamber of vacuum furnace Experimentally verified mathematical
models prepared on the basis of physical/chemical analyses of processes taking place on the melt-gaseous phase
boundary have confirmed the significant role of carbon in the vacuum metallurgy of superalloys: in most cases,
carbon under common melting conditions is the element with the highest affinity to oxygen. Reacting with oxygen in
the vacuum furnace atmosphere, carbon protects the other components of the melt against oxidation and thus
reduces the danger of the occurrence of oxide inclusions in castings. Titanium alloys represent a special case. The
melt surface will be covered with a layer of oxides only after the maximum solubility of oxygen in the alloy has been
exceeded. This solubility is high and unattainable in common conditions. Unless strong deoxidizers (Ca, Y) are
used, the melting of these alloys is carried out with the melt surface free from oxides.
intenzivně reagovaly v kapalném stavu s kyslíkem,
tavení a lití muselo proto probíhat ve vakuu.
Úvod
Vývoj proudových motorů uţívajících spalovací turbínu
k pohonu kompresoru, započatý v třicátých letech 20.
století v Anglii, v Německu a v USA, vyvolal potřebu
nových konstrukčních materiálů. V období druhé
světové
války
zintenzívnil
rovněţ
vývoj
turbodmychadel pro přeplňování leteckých spalovacích
motorů. Pro výrobu ţárových částí turbín a
turbodmychadel začaly být pouţívány ţárupevné slitiny
niklu a kobaltu schopné odolávat kombinovaným
účinkům vysoké teploty, napjatosti a korozních účinků
spalin. Tyto slitiny obsahující vysoké obsahy Cr, Al a Ti
Vakuové
pece
umoţňující
provádět
tavby
v průmyslovém měřítku byly jiţ v té době k dispozici.
První tavba ve vakuové indukční peci byla odlita v roce
1916 u německé firmy HERAEUS [1]. V roce 1928 uţ
byly v provozu dvě pece o kapacitě kelímku 4 000 kg
[2]. Během druhé světové války byly rovněţ k dispozici
výkonné vývěvy vyvinuté původně pro atomový
program a tak bylo moţné stoupající spotřebu
specielních slitin pokrývat nejen zvyšováním počtu
nových vakuových pecí, ale i konstrukcí větších pecí
[3].
32
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Na jakost odlitků ţárových částí turbín a
turbodmychadel jsou kladeny mimořádné poţadavky.
Přes veškerou péči, která je výrobě těchto speciálních
odlitků věnována lze i v nich nalézt oxidické pleny [4-5]
- (obr.1), často při řešení příčin havárie těchto odlitků za
provozu. Tyto defekty mají plochu několika čtverečních
milimetrů a tloušťku řádově v mikrometrech a jsou tedy,
bohuţel, pod rozlišovací schopností pouţívaných
defektoskopických metod. Zaráţející je proto zjištění, ţe
teoretickému rozboru oxidace taveniny při tavení ve
vakuu není věnována ţádná publikace – platí to i o
jedné z posledních monografií věnovaných vakuové
metalurgii [6].
vyvinuty pro nezbytnou potřebu vakuové metalurgie,
nebo pouţívá-li se vysokého vakua pro přípravu
speciálních slitin a čistých kovů proto, ţe taková
výkonná vakuová zařízení přizpůsobená průmyslovému
pouţití jsou k dispozici, a bylo-li vysokého vakua uţito
vţdy oprávněně. V práci [17] se dále uvádí, ţe tavící
zařízení má být co nejtěsnější, jinak se můţe stát, ţe při
velkém výkonu čerpadel bude vakuoměr ukazovat velmi
příznivé hodnoty vakua, ale ve skutečnosti bude
netěsnostmi vzdušný kyslík trvale vnikat do tavícího
prostoru a proudit přes taveninu. Podobná tvrzení lze
nalézt prakticky v kaţdé publikaci o vakuové metalurgii
aţ do současnosti [24].
Při teoretických analýzách pochodů vakuové metalurgie
byla v minulosti největší pozornost věnována
rozpouštění plynů a odplyňování tavenin ve vakuu - viz
např.[3], [7-13], dále pak dezoxidaci uhlíkem ve vakuu viz např. [3], [7-9], [12-15] a v neposlední řadě
vypařování sloţek taveniny – viz např. [8], [13], [1516]. Tyto práce obsahují mnohdy velmi podrobné
fyzikálně chemické modely studovaných pochodů a
jejich experimentální verifikace.
1. Reakce tavenina – atmosféra vakuové
pece
Podle [25] je “vakuum označení pro stav systému, který
obsahuje plyny nebo páry, pokud je jejich tlak menší
neţ tlak atmosférický”. Plyny mohou ve vakuovém
systému existovat v různé formě: mohou být plynem v
prostoru (plyn volný) nebo plynem vázaným [25].
Plyny, které jsou na povrchu nebo uvnitř látky se
nazývají vázané plyny. Vazbu molekul plynů na
povrchu kovu je moţné z hlediska jejich chování
rozdělit na. fyzikální adsorpci a chemisorpci. Stanovení
přesné hranice mezi těmito druhy vazeb je často
obtíţné. Fyzikální adsorpcí plynu na povrchu se rozumí
vazba van der Waalsovými silami, tato vazba můţe být
provázena disociací molekul plynu na atomy. K
chemisorpci dochází zpravidla aţ po fyzikální adsorpci,
můţe přitom proběhnout chemická reakce, při níţ se
uvolňují atomy z povrchu kovu, integrují s atomy plynu
a tvoří chemickou sloučeninu. Fyzikální vazby s
povrchem vznikají u neutrálních plynů, aktivní plyny
(N2, O2) se častěji váţou chemicky [25]. Tlak v
pracovním prostoru vakuové indukční pece (VIP) je
dán ustavením dynamické rovnováhy mezi čerpací
rychlostí vývěvového systému pece a tzv. natékáním
pece. Natékáním pece netěsnostmi se v pecní atmosféře
udrţuje poměrně stálá hodnota parciálních tlaků plynů
obsaţených ve vzduchu, zvláště pak kyslíku a dusíku.
Obr. 1 Plena v odlitku z ţárupevné slitiny niklu.
Původní zvětšení 200x
Fig. 1 Oxide film inclusion in superalloy casting.
Original zoom 200x
Otázka úrovně vakua ve spojitosti s oxidací sloţek
taveniny je diskutována i v nejstarších publikacích.
Všechny číselné údaje hodnot vakua v těchto
publikacích jsou ovšem uvedeny bez patřičného
zdůvodnění či odkazu na práci, ze které jsou čerpány.
Např. v práci [17] se uvádí, ţe při tavení běţných kovů
je třeba vakua hodnoty asi 1 Pa, alespoň ke konci
tavícího pochodu, v práci [18] lze nalézt hodnotu 0,01
Pa, v pracích [19-21] je uveden interval 0,1 – 1 Pa.
Autoři práce [22] uvádějí, ţe váţnou překáţkou
legování ţáropevných slitin velkými přísadami hliníku
příp. titanu je vysoká slučivost těchto prvků s kyslíkem,
která má při tavení a odlévání za následek tvorbu
oxidických blan, zabránit tomu lze při tavení a odlévání
ve vakuu 0,1 Pa. Podle [17] není přípustné sníţit vnější
tlak plynů pod hodnotu tlaku nasycených par, které
dosahuje ve vakuu tavený kov při bodu tání, jinak by
docházelo k značnému odpařování kovu. V práci [22]
lze nalézt, ţe mínění odborníků v otázce účelného
stupně vakua není jednotné; je také nesnadné odpovědět
na otázku, zda velmi výkonné moderní vývěvy byly
1.1 Fyzikálně chemická analýza reakcí na rozhraní
tavenina – atmosféra vakuové indukční pece
Reakce probíhající při ustavování rovnováhy mezi
kyslíkem případně dusíkem z atmosféry vakuové pece a
taveninou lze popsat obecnou rovnicí:
m Me  
n
X 2   Mem X n
(1)
2
Rovnováţný tlak plynu X2 (disociační napětí
sloučeniny) lze určit termodynamickou analýzou
pomocí celkové změny volné entalpie doprovázející
průběh reakce (1) v naznačeném směru:
aMe X
(2)
G  G   R .T .ln
n
m
aMe
. a X2
m
n
2
33
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
pX2
aX2 
p
1.2 Žárupevné slitiny niklu
(3)

X2
Disociační napětí některých oxidů při třech různých
teplotách jsou uvedena v tabulce 1, tabulka byla
vytvořena uţitím hodnot standardních změn volných
entalpií z práce [26] a teplotních závislostí Raoultových
aktivit spočtených dle dat z práce [27].

X2
(kde p = 101 325 Pa je standardní tlak plynu)
uváţením, ţe za rovnováhy platí G  0 :
G
a
Me X


 pX 
 e R T
 am
Me


pX
m
2
n
2
2
n



Vidíme, ţe v případě sloučenin prvků s velkou afinitou
ke kyslíku se jedná o velmi nízké tlaky. Pouze v případě
čistého niklu lze v komoře VIP dosáhnout parciálního
tlaku kyslíku, který je niţší neţ rovnováţný. Po
roztavení čistého niklu ve VIP je proto jeho hladina
kovově čistá – obr. 2. Hodnoty uvedené v tabulce 1 platí
pro případ, ţe prvek i sloučenina jsou v čistém stavu
(jejich Raoultovy aktivity ve vztahu (4) jsou rovny 1). V
případě, ţe prvek uvaţovaný v rovnici (1) tvoří jednu ze
sloţek slitiny, Raoultova aktivita ve vztahu (4) je menší
neţ jedna a hodnota disociačního napětí oxidu je vyšší.
V tabulce 1 jsou proto dále uvedeny hodnoty
rovnováţných tlaků kyslíku nad některými binárními
slitinami niklu. Je patrné, ţe nejniţších hodnot je
dosahováno u slitin obsahujících C a Al, a ţe
rovnováţné tlaky kyslíku klesají s klesající teplotou.
(4)
Je-li v atmosféře vakuové pece parciální tlak
uvaţovaného plynu p*X 2 , lze charakterizovat tři moţně
stavy systému plyn-kov-oxid (nitrid):
1. Je-li p*X 2  p X 2 , je systém v rovnováze.
2. Je-li p*X 2  p X 2 , reaguje plyn s kovem za
vzniku oxidu (nitridu)
3. Je-li p*X 2  p X 2 , je oxid (nitrid)
termodynamicky nestabilní a dochází k jeho
disociaci.
Tab. 1 Rovnováţné tlaky kyslíku nad čistými prvky a nad binárními slitinami niklu
Tab. 1 Equilibrium pressures of oxygen above pure metals and above the nickel binary alloys
Rovnovážný tlak kyslíku [ Pa ]
Kov
1 350 °C
1 500 °C
1 600 °C
Ni
0,048
0,999
6,285
Cr
4,541 . 10-11
5,128 . 10-9
7,894 . 10-8
Ni - 16% Cr
1,241 . 10-9
1,459 . 10-7
2,29 . 10-6
Ti
8,923 . 10-17
3,224 . 10-14
9,683 . 10-13
Ni – 4% Ti
1,331 . 10-9
1,709 . 10-7
2,825 . 10-6
Al
1,311 . 10-20
1,516 . 10-17
8,921 . 10-16
Ni – 6% Al
1,852 . 10-16
1,066 . 10-13
4,19 . 10-12
Zr
2,347 . 10-21
2,069 . 10-18
1,041 . 10-16
Ni – 0,15% Zr
2,243 . 10-9
4,215 . 10-7
8,681 . 10-6
Ni – 0,1% C1)
2,636 . 10-19
1,109 . 10-18
2,543 . 10-18
slitina
1)
stanoveno pro pCO = 0,1 Pa
34
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Obr. 2 Vzhled hladiny čistého niklu
Fig. 2 Appearance of surface of molten pure nickel
Rovnováţné tlaky kyslíku nad taveninami slitin
obsahujících silná dezoxidovadla nabývají velmi
nízkých hodnot. Např. pro slitinu niklu legovanou 6%
Al je při teplotě 1 600 oC pO2  4 .10 12 Pa . Nemá-li
kyslíku svou oxidací chrání před oxidací ostatní sloţky
taveniny. Vzhledem k tomu, ţe jeho oxidem je
transparentní plyn, jeví se povrch slitiny jako kovově
čistý – stejně jako v případě čistého niklu (obr. 2).
Pokud uhlík ve slitině obsaţen není je hladina potaţena
oxidickým filmem – obr. 3.
se na povrchu slitiny tvořit oxidický film (zdroj
inkluzí v odlitcích) musí platit
p*O2  pO2 .
Výskyt příslušných oxidů na hladině taveniny je určen
termodynamickou pravděpodobností průběhu reakce:
Předpokládáme-li, ţe v důsledku natékání pece se v ní
udrţuje sloţení atmosféry shodné se vzduchem, bylo by
třeba v peci udrţovat celkový tlak p < 2.10-11 Pa. Tato
podmínka je v provozních vakuových agregátech
prakticky nesplnitelná a přesto většinu slitin tavíme s
kovově čistou hladinou. Vysvětlení této skutečnosti
souvisí s experimentálně potvrzeným faktem, ţe v
ţárupevných slitinách niklu je při teplotách 1 500 –
1 600°C prvkem s největší afinitou ke kyslíku uhlík
[28]. Je-li tedy ve slitině přítomen uhlík, u něhoţ je
rovnováha jeho reakce s kyslíkem sníţením tlaku silně
posouvána na stranu reakčních produktů, pak po
překročení teploty, při které nabývá největší afinity ke
Al2O3  3 C   2 Al   3 CO
G  G   R .T . ln
2
Al
3
CO
3
C
p
a .a
; aCO  CO

pCO
a Al2O3 . a
(5)
(6)
Závislost změny volné entalpie reakce (5) na teplotě pro
slitinu Ni–6%Al–0,1%C (hm.%) při různých hodnotách
tlaku CO uvádí obr. 4, aktivity hliníku a uhlíku jakoţ i
hodnoty standardních změn volných entalpií byly
stanoveny uţitím dat z [26].
a)
b)
Obr. 3 Oxidický film na povrchu slitiny Ni - 1,29 % Al - 0,22 % Zr (a) a Ni - 0,055 % Al - 0,31 % Zr (b)
Fig. 3 Surface oxide film on alloys Ni – 1.29 % Al – 0.22 % Zr (a) and Ni – 0.055 % Al – 0.31 % Zr (b)
Probíhá-li reakce (5) na povrchu slitiny, uniká CO do
atmosféry pece a jeho tlak můţe být proto poměrně
nízký - např. 0,1 Pa. Při tomto tlaku změna volné
entalpie reakce (5) nabývá záporných hodnot (podmínka
termodynamické pravděpodobnosti průběhu reakce ) po
překročení rovnováţné teploty cca 1 074 °C. Při niţších
teplotách probíhá reakce (5) zprava doleva a povrch
slitiny se pokrývá oxidickou blanou Al2O3. Při vyšších
teplotách běţí reakce (5) zleva doprava, oxiduje uhlík a
povrch slitiny je prost pevných oxidických filmů.
35
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Teplota počátku ochrany povrchu slitiny uhlíkovou
reakcí je závislá na koncentračních poměrech a zejména
pak na tlaku CO, jak ukazuje obr. 4. Klesá-li čerpací
rychlost vývěv v důsledku jejich opotřebení a zhoršujeli se těsnost VIP, roste v ní zvolna tlak a rovnováţná
teplota reakce (5) se posouvá k vyšším hodnotám. Ke
zhoršení vakua dochází rovněţ při spojení obou komor
pece otevřením mezikomorového ventilu před litím. Z
hlediska jakosti tavené slitiny jsou důleţité tlaky, při
kterých se rovnováţná teplota pohybuje uvnitř intervalu
tuhnutí dané slitiny. Při vyšších tlacích lze po roztavení
slitiny pozorovat na hladině oxidický film, který se sice
přehříváním slitiny rozrušuje (tavenina se "čistí"), ale
při ochlazování taveniny v průběhu lití hrozí nebezpečí
tvorby oxidických filmů a jejich strţení do odlitku.
Klesá-li teplota slitiny, klesá i rovnováţný tlak oxidu
uhelnatého – obr. 4. Lze tedy předpokládat, ţe se tato
hodnota v určitém okamţiku ocitne mimo moţnosti
tavícího agregátu a povrch slitiny počne oxidovat.
Dojde-li k tomu např. u kapky slitiny ulpívající na stěně
kelímku, pak strţení této zoxidované kapky proudem
kovu při následném lití a její zanesení do odlitku můţe
vést ke vzniku broku. Lpící kapky taveniny na stěně
kelímku jsou patrné na obr. 5, na obr. 6 je snímek řezu
brokem, který byl náhodně zachycen v odlitku ze slitiny
IN713LC. Na tomto obrázku je zajímavá oblast
označená „A“, ve které není brok oddělen od okolní
matrice oxidickou blanou. Je velmi pravděpodobné, ţe
se jedná o řez dosedací ploškou kapky taveniny, na
které tavenina nezoxidovala.
400000
1 000 Pa
100 Pa
10 Pa
ΔG [ J/mol ]
200000
0
-200000
1 Pa
0,1 Pa
-400000
0,01 Pa
-600000
900
1000
1100
1200
1300
1400
1500
TEPLOTA [ °C ]
Obr. 4 Závislost změny volné entalpie reakce (5) na teplotě pro slitinu Ni-6%Al-0,1%C
Fig. 4 Dependence of the change of free enthalpy of reaction (5) for Ni – 6%Al – 0.1%C
A
Obr. 5 Zoxidované kapky taveniny ulpělé na stěně kelímku
Fig. 5 Oxidizing melt drops stuck on the crucible wall
Obr. 6 Brok v odlitku
Fig. 6 Cold shot in the casting
36
1600
1700
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
1.3 Slitiny titanu
Teplota [°C]
Rovnováţné tlaky kyslíku pro oba základní kovy slitiny
Ti-48%Al (at.%) a teplotu taveniny 1 900 K (1 627 °C)
jsou uvedeny v tabulce 2. Při výpočtech byly uţívány
Raoultovy aktivity Al stanovené z tlaků nasycených par
Al publikovaných v práci [49] a Raoultovy aktivity Ti
vypočtené integrací Gibbs-Duhemovy rovnice [30-31].
Vypočtené aktivity jsou v dobré shodě s hodnotami
uváděnými v práci [32].
Tab. 2 Rovnováţné tlaky kyslíku
Tab. 2 Equilibrium pressures of oxygen
Me
MemOn
aMe
pO2 [Pa]
Ti
Al
Y
TiO
Al2O3
Y2O3
0,133
0,087
0,0043
1.10-13
8.10-14
4.10-16
Obsah O [at.%]
Obr. 8 Rovnováţný diagram Ti-O [34]
Fig. 8 Ti-O binary phase diagram [34]
Rovnováţné tlaky kyslíku pro obě sloţky taveniny jsou
velmi nízké a jejich dosaţení při tavení ve vakuové
indukční peci je nepravděpodobné. Přesto je při tavení
uvedené slitiny pozorována kovově čistá hladina (obr.
7), stejný vzhled hladiny lze pozorovat při tavení slitin
Ti-50%Ni (at.%). Je tomu tak proto, ţe titan rozpouští
poměrně značná mnoţství kyslíku, maximální
rozpustnost činí 66,7 at.% (~ 40 hm.%) při teplotě 1 870
°C [33]– obr. 8 [34]. Tavená slitina obsahuje ve
výchozím stavu 0,05 hm.% kyslíku a představuje tudíţ
nenasycený roztok. Na hladině proto po fyzikální
adsorpci kyslíku následuje jeho rozpouštění nikoli však
chemisorpce vedoucí ke vzniku oxidů na hladině. Podle
[35] bylo po hodinové výdrţi taveniny v korundovém
kelímku nalezeno ve slitině TiAl 1,31 hm.% kyslíku,
tedy hluboko pod maximální rozpustností.
pro dezoxidaci slitin titanu, potřebná jsou ovšem
poměrně velká mnoţství ([%Y] ≈1). Ytrium je pro
dezoxidaci ve vakuových pecích vhodnější i s ohledem
na nízký tlak nasycených par ( při teplotě 1 900
K činí tento tlak 6.10-3 Pa). Pokud je však ytrium
prvkem s největší afinitou ke kyslíku (podmínka účinné
dezoxidace) objeví se na hladině vrstva oxidu Y2O3
neboť parciální tlak kyslíku je větší neţ rovnováţný –
tabulka 2. Vzhled hladiny slitiny Ti-50%Ni (at.%)
dezoxidované ytriem je patrný z obr. 9 Dezoxidace
ytriem je proto prakticky nepouţitelná neboť oxidy
pokrývající hladinu taveniny mohou být při lití strţeny
proudem kovu a stát se tak zdrojem inkluzí v odlitcích.
Závěr
Titan a jeho slitiny rozpouštějí poměrně velká mnoţství
kyslíku, dezoxidace těchto slitin je však moţná pouze
silnými dezoxidovadly. Termodynamice vápníku a
kyslíku je věnována práce [36], v práci [37] věnované
termodynamice ytria a kyslíku je ytrium doporučováno
Provedené termodynamické analýzy a experimentální
tavby ve vakuové indukční peci přinesly zajímavé
poznatky o pochodech probíhajících na rozhraní
tavenina-atmosféra vakuové indukční pece.
Obr. 9 Vzhled hladiny slitiny Ti-Ni-Y
Fig. 9 Appearance of surface of molten Ti-Ni-Y alloy
Obr. 7 Vzhled hladiny slitin Ti-Al a Ti-Ni
Fig. 7 Appearance of surface of molten Ti-Al and Ti-Ni alloys
37
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
[9] MOTLOCH, Z. Příspěvek k teorii mimopecního vakuování oceli.
In Vakuování oceli. Ostrava : Dům techniky ČVTS, 1976, s. 2950.
[10] KRUPKOWSKI, A. Rozpouštění plynů v kovech. Hutnické
aktuality, 1958, svazek 15, s. 7-18
[11] IWANCIW, E. Odplyňování kovů ve vakuu. Hutnické aktuality,
1958, svazek 15, s. 19-31
[12] MOTLOCH, Z. Vakuové odplynění tekuté oceli. Hutnické
aktuality, 1960, svazek 21, s. 1-101.
[13] EDNERAL, FP. Electrometallurgy of Steel and Ferro-alloys.
Volume I. Electric steelmaking. 1st ed.,
Moscow : Mir
Publishers, 1979, 311 p.
[14] SAMARIN, AM. Dezoxidace a odsiřování oceli ve vakuu.
Hutnické aktuality, 1958, svazek 15, s. 32-51.
[15] PRIDGEON, JW. et al. Principles and Practices of Vacuum
Induction Melting and Vacuum Arc Remelting. In DONACHIE,
MJ., JR. Superalloys, Source Book. Metals Park (USA) :
American Society for Metals, 1984, p. 201-216.
[16] ŢITŇANSKÝ, M. Príspevok k vyuţitiu vákuovej metalurgie pre
rafináciu kovov a ich zliatin. In Vakuování oceli. Ostrava : Dům
techniky ČVTS, 1976, s. 51-70.
[17] ESPE,W. Vakuová technika v metalurgii. In JENÍČEK, L.
Vakuová technika v metalurgii. [Sborník referátů]. Praha :
SNTL, 1957, s. 11-65.
[18] SPERNER, F., FLOMEYR, J. Development of vacuum
investment casting. In Transactions Vacuum Metallurgy
Conference. New York : American Vacuum Society, 1969, p.
110-115.
[19] VYSTYD, M., HAKL, J. Některé zkušenosti z vakuového tavení
a odlévání ţárupevných slitin na bázi Ni. Strojírenství, 1972, roč.
22, č. 1, str. 35-42.
[20] FORD, DA. Inclusion-free Vacuum Melting of Superalloys.
Foundry Trade Journal, January 18, 1973, , p. 71-75.
[21] DRAŢIL, A. Technologie výroby chrom-niklových ţárupevných
slitin v Poldi-SONP Kladno. In Materiály leteckých turbinových
motorů. Praha : Pobočka ČSVTS při n. p. Motorlet, ZJŠ, 1984,
s. 1-10.
[22] VODSEĎÁLEK, J., VYSTYD, M., PECH, R. Vlastnosti a
použití žáropevných ocelí a slitin. 2. vydání. Praha : SNTL,
1974. 311 s.
[23] ODSTRČIL, B.: Pouţití vakua v metalurgii některých kovů a
slitin. In JENÍČEK, L. Vakuová technika v metalurgii. [Sborník
referátů]. Praha : SNTL, 1957, s. 67-84.
[24] SINGH, NP., THORNTON, TJ. VIM alloy melting for Casting –
inclusions and dross. In 2001 JACT Investment Casting
Seminar. Tokyo : Japanese Association of Casting Technology,
2001, p.10-1÷10-9.
[25] GROSZKOWSKI, J. Technika vysokého vakua. 1. vydání. Praha
: SNTL, 1981. 438 s.
[26] BŮŢEK, Z. Základní termodynamické údaje o metalurgických
reakcích a interakcích prvků v soustavách významných pro
hutnickou teorii a praxi. Hutnické aktuality, 1979, roč. 20, č.1/2,
s. 1-111.
[27] KULIKOV, IS. Raskislenije metallov. 2. vydání. Moskva :
Metalurgija, 1975. 504 s.
[28] ZEMČÍK, L., RUSÍN, K., ŠVEJCAR, J. Prediction of reactivity
between melt and refractory material from the viewpoint of
physical chemistry. In Proceedings of the 56th World Foundry
Congress. Düsseldorf : CIATF, 1989. p. 18.2 - 18.9.
[29] GUO, J. et al. Evaporation behavior of Aluminium during the
Cold Crucible induction skull melting of titanium aluminium
alloys. Metallurgical and Materials Transactions B, August
2000, vol. 31B, p.837- 844.
[30] ZEMČÍK, L., DLOUHÝ, A. Tavení intermetalických slitin typu
gama TiAl ve vakuových indukčních pecích. Slévárenství, 2004,
č. 6, s. 223 - 227.
[31] ZEMČÍK, L., DLOUHÝ, A., DOČEKALOVÁ, K. Investment
casting of near-gamma TiAl intermetallic alloys. In Proceedings
of the International Symposium on Liquid Metal Processing and
Casting LMPC2007. Paris : Société Francaise de Metallurgie et
des Matériaux, 2007, p. 213 - 218.
[32] MAEDA, M. et al. Activity of aluminium in molten Ti/Al
alloys. Materials Science and Engineering, 1997, A239-240, p.
276-280.
[33] DAS, K., CHOUDHURY, P., DAS, S. The Al-O-Ti (AluminumOxygen-Titanium) System. Journal of Phase Equilibria, 2002,
vol. 23, no. 6, p. 525-536.
V případě ţárupevných slitin niklu se ukazuje
významný vliv uhlíku – je při běţných podmínkách
tavení ve většině případů prvkem s největší afinitou ke
kyslíku. Reakcí s kyslíkem atmosféry vakuové pece
chrání ostatní sloţky taveniny před oxidací a sniţuje tak
nebezpečí výskytu oxidických inkluzí v odlitcích.
Je vhodné poznamenat, ţe stejným způsobem se uhlík
uplatňuje při tavení litiny v indukční peci za
atmosférického tlaku, kdy po překročení určité teploty
jeho oxid nahrazuje na hladině oxid křemíku a hladina
litiny se jeví jako kovově čistá.
Provedenými termodynamickými analýzami se podařilo
najít podmínky vzniku oxidických plen na povrchu
taveniny při tavení a lití ve vakuové indukční peci.
Nemá-li dojít ke kontaminaci odlitku z ţárupevné slitiny
niklu oxidickými plenami musí ve vakuové indukční
peci panovat takové tlakové poměry, které zajistí
ochranné působení uhlíku po celou dobu proudění
taveniny dutinou formy – nejlépe aţ do teploty solidu.
Je ovšem třeba vzít v úvahu, ţe porézní keramická
skořepina je odlita cca 2 min po vyjmutí z ţíhací pece,
během této doby dochází k odplyňování keramiky a
parciální tlak kyslíku v dutině formy můţe být vyšší neţ
v komoře vakuové pece. Oxidaci kapek slitiny, které
ulpí na stěně kelímku po odlití tavby (obr. 5) nelze
zabránit. Proto se při odlévání monokrystalických
lopatek leteckých spalovacích turbín pouţívají kelímky
na jedno pouţití [6, 39].
Slitiny titanu představuji zvláštní případ. Pokrytí
hladiny vrstvou oxidů by nastalo aţ po překročení
maximální rozpustnosti kyslíku ve slitině, která je
vysoká a v běţných podmínkách nedosaţitelná. Pokud
není uţito silných dezoxidovadel (Ca, Y) je tavení a lití
těchto slitin prováděno s kovově čistou hladinou.
Práce vznikla s podporou projektu GAČR 106/09/1913.
Literatura
[1] Vacuum Systems and Technologies for Metallurgy and Heat
Treatment. General brochure. Hanau (D) : ALD Vacuum
Technologies GmbH, 2009.
[2] KEMMER, HJ. et al. The New Vacuum Melting Facility at
Thyssen Krupp VDM and its Special Innovative Features. In
Proceedings of the symposium High Performance Materials for
Gas Turbines [CD-ROM]. Dortmund (D) : Thyssen Krupp
VDM, 2003, p. 1-34.
[3] BOHUŠ, O. aj. Mimopecní rafinace oceli. 1. vyd. Praha : SNTL,
1968. 294 s.
[4] RASHID, AKMB., CAMPBELL, J. Oxide Defects in a Vacuum
Investment-Cast Ni-Based Turbine Blade. Metallurgical and
Materials Transactions, Jul 2004, vol. 35A, no. 7, p. 2063-2071.
[5] AIHUA, H., SHUSEN, C., YANCHUN, L. Double oxide film
defects in Ni-based super-alloy castings. China Foundry,
February 2008, vol. 5, no. 1, p. 16-19.
[6] CHOUDHURY, A. Vacuum Metallurgy. 1st ed. Warrensville
Hts. (USA) : ASM International, 1990. 245 p. ISBN 0-87170398-X.
[7] KNÜPPEL, H. Desoxidation und Vakuumbehandlung von
Stahleisen. Band II. Grundlagen und Verfahren der
Pfannenmetalurgie. Düsseldorf (D) : Verlag Stahleisen MbH,
1983, 412 p.
[8] LINČEVSKIJ, BV. Vakuumnaja indukcionnaja plavka. Moskva
: Metallurgija, 1975, 239 s.
38
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neţelezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
[34] CANCAREVIC, M, ZINKEVICH, M., ALDINGER, F.
Thermodynamic description of the Ti-O system using the
[35] associate model for the liquid phase. Calphad, 2007, vol. 31, no.
3, p. 330-342.
[36] KUANG, JP., HARDING, RA., CAMPBELL, J. Investigation
into refractories as crucible and mould materials for melting and
casting -TiAl alloys. Materials Science and Technology,
September 2000, vol. 16, p. 1007-1016.
[37] TSUKIHASHI, F., TAWARA, E., HATTA, T. Thermodynamics
of calcium and oxygen in molten titanium and titaniumaluminium alloys. Metallurgical and Materials Transactions B,
December 1996, vol. 27B, p. 967-972.
[38] KOBAYASHI, Y., TSUKIHASHI, F. Thermodynamics of
yttrium and oxygen in molten Ti, Ti3Al, and TiAl. Metallurgical
and Materials Transactions B, October 1998, vol. 29B, p. 10371042.
[39] REED, RC. The Superalloys Fundamentals and Applications. 1st
ed. Cambridge (UK) : Cambridge University Press, 2006.
372 pp. ISBN-13 978-0-521-85904-2.
Recenze: prof. Ing. Jana Dobrovská, CSc.
doc. Ing. Rostislav Dudek, Ph.D.
_________________________________________________________________________________________________________________
39
Neželezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Processing of Titanium and Titanium Alloys by Forming
Zpracování čistého titanu a slitin titanu tvářením
doc. Ing. Miroslav Greger, CSc., VŠB – Technical University Ostrava, Faculty of Metallurgy and Materials
Engineering, Ing. Václav Mašek, ŠKODA TRANSPORTION a.s., Plzeň.
Depending on the predominant phase or phases in their microstructure, titanium alloys are categorized as alpha,
alpha-beta, and beta. This natural grouping not only reflects basic titanium production metallurgy, but it also
indicates general properties specific for each type. The alpha phase in pure titanium is characterized by a
hexagonal close-packed crystalline structure that remains stable from room temperature to approximately 881°C.
The beta phase in pure titanium has a body-centered cubic structure, and it is stable from approximately 881° C to
the melting point of approx. 1668°C. Adding alloying elements to titanium provides a wide range of physical and
mechanical properties. Certain alloying additions, notably aluminum, tend to stabilize the alpha phase; that is,
they raise the temperature at which the alloy will be transformed completely to the beta phase. This temperature is
known as the beta-transus temperature. Alloying additions, such as chromium, niobium, copper, iron, manganese,
molybdenum, tantalum, and vanadium, stabilize the beta phase by lowering the temperature of transformation from
alpha to beta. Some elements, notably tin a n d zirconium, b eh a ve as n eu tra l solutes in tita n iu m a n d h a ve
little e ff ec t o n th e transformation temperature, acting instead as strengtheners of the alpha phase. Titanium
and its alloys may be used for structural applications also at increased temperatures. Temperatures of usage are
lower than those of structural steels. Machinery used for forming of titanium is basically similar to that used at
processing of steel. For achievement of the required properties of the formed products it is necessary to ensure
optimal handling of semi-finished product, use machinery with higher deformation force, optimise conditions of
heating and minimise contamination of metal during it hot forming.
Titan a jeho slitiny mohou být využívány pro konstrukční aplikace i při zvýšených teplotách. Teploty použití jsou
nižší než u konstrukčních ocelí. Používaná strojní zařízení pro tváření titanu jsou v podstatě obdobná, jako při
zpracování ocelí. Pro dosažení požadovaných vlastností tvářených výrobků je nutné zajistit optimální manipulaci
s polotovarem, využít strojní zařízení disponující vyšší deformační silou, optimalizovat podmínky ohřevu a
minimalizovat kontaminaci kovu během zpracování za tepla.
1. Introduction
Mechanical and technological properties of titanium,
namely cold forming are significantly influenced by
impurities [1-3]. Formability of highly pure titanium is
very high and achieved the values up to 97% [4, 5].
Tramp elements (O, N) stabilise the  phase, they
increase strength, hardness and they decrease toughness
and forming [6]. Carbon moreover decreases
weldability, hydrogen initiates reduction of toughness
by ageing. Friction properties of titanium are
unfavourable as titanium in comparison with majority of
metals has high friction coefficient. Technological hot
formability is lower due to high strain resistance and
easy gas absorptivity (O2, N2) at heating. Titanium
surpasses by its resistance to corrosion even stainless
steel, and it is practically insoluble in acids.
Fabrication of formed structural elements from titanium
and titanium alloys is realised particularly by hammer
and die forging, extrusion and rolling. Titanium occurs
in two crystalline modifications: phase (HCP) is
stable at low temperatures, phase  (BCC) is stable at
temperatures above 881°C – see Fig. 1. Titanium and its
alloys are characterised by low density, high resistance
to corrosion and good mechanical properties.
a)
Titanium alloys are characterised by good
biocompatibility, resistance to electro-chemical
corrosion, they have low modulus of elasticity at
preservation of hi strength [7-9]. Influence of chemical
composition on temperatures of polymorphic
transformations for the alloy TiAl6V4 are shown in Fig.
2. In recent years they became very attractive not only
b)
Fig. 1 Arrangement of atom in basic titanium lattice: a) Ti , b) Ti
Obr. 1 Uspořádání atomů v základní mřížce titanu : a) Ti , b) Ti
40
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neželezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
in the area of aircraft and space industry, but also as
material for implants [10-12]. They are beginning to be
used in automotive industry at fabrication of special
forgings. Titanium alloys are classified into three basic
groups.
b [°C]
DKT [°C]
HKT [°C]
Ti8Al8V2Fe
1000
Ti2Al11,5V2Sn11Zr
Ti13V11Cr3Al
800
600
400
Ti2,7Al13V7Sn2Zr
Ti15V3Cr3Al3Sn
Ti4,5Sn6Zr11,5MO
Ti3Al8V6Cr4Mo4Zr
Fig. 4 Temperature of transformation t (b) and interval of forging
temperatures of titanium alloys 
Obr. 4 Teplota transformace t (b) a interval kovacích teplot slitin
titanu 
Fig. 2 Influence of the vanadium on temperature of polymorphic
transformation
Obr. 2 Vliv obsahu vanadu na teplotu polymorfní transformace
2. Titanium alloys
b [°C]
a) Single phase  alloys – they resemble by their
structure to pure titanium, however their strength is
double. They can be processed by cold forming.
They are used in the so called „soft state“. Their
advantage consists in their structural stability even at
high temperatures. Basic phase () has crystal lattice
HCP. Temperature of transformation tb and
interval of forging temperatures ( LFT ≤ IKT ≤
HFT) is shown in Fig. 3.
b) Single phase  alloys – are highly alloyed. Strength
can be substantially increased by heat treatment
combined with cold forging. Its advantage is good
formability, its disadvantage is high density, which
increases with number of alloying elements [13, 14[.
Use of alloys is particularly in use of aircraft
industry. Temperature of transformation t and
interval of forging temperatures are shown in Fig. 4
c) Two-phase  alloys, (Fig. 5) are characterised
by high strength, or by super-plastic properties. They
find very broad usage in mechanical engineering and
also in medicine at production of implants.
Temperature of transformation t and interval of
forging temperatures is shown in Fig. 5.
b [°C]
DKT [°C]
1000
900
Ti6Al6V2Sn
800
700
Ti6Al5Zr4Mo1Cu0,25Si
Ti5Al3,5Sn3Zr1Nb0,25Mo0,3Si
600
Ti2Al11Sn4Zr1Mo0,25Si
TI6AL2Sn4Zr6Mo
Ti6Al2Sn2Zr2Mo2Cr
Ti4Al4Mo2,5Sn
Ti5Al2,3Sn2Zr4Cr4Mo
Ti4,5Al5Mo1,5Cr
Fig. 5 Temperature of transformation t and interval of forging
temperatures of titanium alloys 
Obr. 5 Teplota transformace t a interval kovacích teplot slitin titanu



3. Structural use of titanium and titanium
alloys 
Titanium and its alloys have in comparison with steel an
advantage in low density and excellent resistance to
corrosion. The main interest was concentrated on use of
outstanding anticorrosion resistance of titanium for
production of pressure vessels for chemical industry and
on use of its outstanding mechanical properties in
mechanical engineering and in aircraft industry.
HKT [°C]
Ti6AL2Sn4Zr2Mo0,2Si
Ti5Al6Sn2Zr1Mo0,1Si
800
Ti6Al5Zr0,5Mo0,25Si
HKTb [°C]
Ti6Al4V-ELI
900
850
DKTb [°C]
1000
950
Ti8Al1Mo1V
HKTα [°C]
Ti6Al4V
1100
CP Ti
1050
Ti5Al2,5Sn
DKTα [°C]
The dominant consumption of titanium and its alloys
remains in the area of construction of aircrafts. Increase
of production of forgings from titanium alloys for use in
automotive industry is expected regardless of the higher
price of basic semis and also substantially higher price
of forgings.
Ti5Al4,5Sn4Zr0,7Nb0,5Mo0,4Si0,06C
Ti6Al2Nb1Ta0,8Mo
Fig.Temperature t (b) of transformation, low (LFT) and high
(HFT) forging tem of titanium and titanium alloy  
Obr. 3 Teplota t (b) transformace, dolní (DKT) a horní (HKT) kovací
teplota titanu a slitin titanu 
Use of titanium in aircraft industry has been initiated by
an increasing speed of planes. Surface temperature if
41
Neželezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
wings and fuselage increases at high speeds. Use of
classical structural materials based on aluminium alloys
is limited by this. Titanium and its alloys are used for
components of engines, airframes and apparatus.
Components of engines comprise particularly various
parts of compressors, discs, rotors, rings and compressor
casings, rotary and stationary compressor blades, etc.
Titanium alloys with the following mechanical
properties Rm = 1280 MPa; Rp0.2 = 1070 MPa; A =
12% are used in aircraft industry for mechanically
stressed components.
AW-7075. In titanium alloys it is approx. by 25 to 30%
higher than in alloyed steels. At forging of semiproducts with casting structure at the beginning of
forging lower strain rate is chosen, that’s why hydraulic
forging presses are used with advantage. After forming
of the casting structure the final phase of forging may be
realised also on drop hammers.
4.3 Die-forging of titanium and its alloys
Construction of the presses must be sufficiently rigid,
since strain rate of pure titanium varies around 100 to
200 MPa, and that of titanium alloys around 350 MPa.
Strain resistance achieves at low finish forging
temperature even 550 MPa. Values of the basic
mechanical properties obtained by controlled cooling
from finish forging temperatures are given in tab. 1.
Spreading at forging of pure titanium and it alloys is
bigger than for example in steels, particularly at high
forging temperatures. This must be taken into account at
proposal of the finish forging cavity.
4. Forming of titanium
Ordinary equipment used also for processing of steel is
used for manufacture of forgings from titanium and its
alloys, as well as for their heat treatment. However,
strain resistance and deformation forces are higher than
at forging of high-alloyed steels (such as austenitic
stainless steels). Even very complicated shapes are dieforged from pure titanium (CP Ti), but only some
titanium alloys are processed by this method.
Technological procedure of fabrication of forgings
consists of several basic operations: heating to the
forging temperatures, forging, heat treatment, surface
transient of forgings.
Big attention must be paid to more difficult filling of the
die cavity due to higher friction, when galling of
surfaces may occur, as well as big deviations of
dimensions or shapes of the forged piece. In the case of
complicated shapes of forged products sticking of
titanium and its alloys at high forging temperatures to
the die walls occurs, which increases also the strain
resistance.
4.1 Heating to top forming temperature
Titanium oxides are formed at heating at oxidation
temperature at temperatures exceeding 880°C, which
influence negatively also the layers under the surface.
Titanium surface may in reduction environment get
enriched by carbon and hydrogen diffusion from surface
of re-heated semi-product towards inner layers takes
place. This results in decrease of plastic properties and
decrease of technological formability. The following
principles are valid of heating of titanium and its alloys:
a) It must be heated in an oxidation atmosphere in
electric chamber furnaces or in induction furnaces.
b) An optimum heating temperature and duration of
heating must be chosen for forging and heating time
must be limited only to a time that is absolutely
necessary for obtaining homogeneous temperature field
over the full cross-section of the pressed bock (blank).
Long-term heating above the point of transformation t
will form a coarse-grain structure that is not suitable fro
subsequent forging. Power consumption at induction
heating achieves 0.35 kWh/kg.
At bug deformations of approx. 70% the pressure in a
die at forging of pure titanium varies between 400 to
800 MPa, at forging of alloys it achieves even 1100
MPa. Problems with more difficult material flow in a
die have not yet been eliminated even by application of
new lubricants [15].
Tab. 1 Mechanical properties of titanium and selected titanium alloys
Tab. 1 Mechanické vlastnosti titanu a vybraných slitin titanu
Titanium alloys
according to
ASTM
Rm
Rp0.2
A
E
[MPa]
[MPa]
[%]
[GPa]
Ti Grade 1
365
212
51.0
98.0
Ti6Al4V
860
790
15.0
113.8
Ti3Al2,5V
620
500
15.0
100
Ti2,5Cu
620
480
24.0
105
Ti 621/0,8
930
800
10.0
115
Grade 11
1030
930
16.0
115
Ti30Ta
740
590
28.0
80
Ti62V2Si
1110
1050
13.0
118
Ti15Mo5Zr3Al
1029
1021
18.0
88
Ti12Mo5Zr5Sn
1010
1002
17.8
-
4.2 Hammer forging of titanium and its alloys
Technically pure titanium (Grade 1) has very good both
cold and hot formability. Majority of titanium alloys has
only limited cold formability. Usual contents of
admixtures (carbon, oxygen and nitrogen) do not have
substantial influence of change of hot formability. The
tests have proved that final forging temperature has big
influence on formability especially in the case of twophase alloys. Strain resistance at forging of titanium is
approximately similar to that of the aluminium alloy EN
42
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neželezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
5. Influence of severe plastic deformation on
properties of Ti and Ti6Al4V
Fine grained titanium alloys and pure titanium with
grain size below 1 m have outstanding mechanical
properties. The process used for preparation of ultra-fine
grained structures is severe plastic deformation (SPD).
Development of structure and of basic mechanical
properties in dependence on magnitude of the applied
extreme deformation was investigated on pure titanium
(Grade 1) and on the alloy Ti6Al4V. Their chemical
composition is given in tab. 2
Tab. 2 Chemical composition of CP Ti and the alloy Ti6Al4V, wt.%
Tab. 2 Chemické složení CP Ti a slitiny Ti6Al4V, hm.%
Al
V
Fe
C
N
O
Ti
-
-
0.09
0.02
0.01
0.07
Ti6Al4V
6.07
4.2
0.21
0.01
0.01
0.11
a)
The properties were investigated after one and after four
passes through the ECAP tool. Selected samples were
moreover exposed also to cold deformation. After
processing by ECAP miniature test rods were made
from the extruded rods for tensile test. The samples after
ECAP + cold deformation were subjected to hardness
tests. Tensile test was performed at the laboratory
temperature on the testing machine MTS 100 kN at
strain rate of 5.5*10-4s-1. Dimensions of the working
part of tensile samples were the following: cross-section
2.4 x 3 mm. The measured length of tensile samples was
6 mm.
b)
Fig. 6 Initial sub-structure of CP Ti (a), sub-structure of CPTi after
4 passes through the ECAP toll (b)
Obr. 6 Počáteční substruktura CP Ti (a), substruktura CPTi po 4
průchodu ECAP (b)
Dependence of micro-hardness on magnitude of
extreme deformation is shown in Fig. 7.
Tab. 3 Mechanical properties of Ti Grade 1and of the alloy Ti6Al4V
after ECAP
Tab. 3 Mechanické vlastnosti Ti Grade 1 a slitiny Ti6Al4V po ECAP
Titanium
and Ti alloys
according to
ASTM
Ti Grade 1
Number
of passes
through
the
ECAP
tool
0
2
4
0
Ti6Al4V
2
4
Rm
Rp0.2
A
E
[MPa]
[MPa]
[%]
[GPa]
365
212
51,0
98
440
265
44
98
534
344
26
99
860
790
15,0
114
989
908
12
115
1157
1050
9
114
Fig. 7 Dependence of micro-hardness of pure titanium (Grade 1) on
magnitude of cold deformation
Obr. 7 Závislost mikrotvrdosti čistého titanu (Grade 1) na velikosti
deformace za studena
43
Neželezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
[5]
6. Conclusions
Titanium and its alloys may be both hot and cold
formed. Formability is the decisive technological
property, which depends on chemical composition,
structure and on conditions of deformation. Pure
titanium (CP Ti) with low content of admixtures (Grade
1) is characterised by both high hot and cold
formability. The experiments have confirmed high
formability of CP Ti, when the achieved relative cold
formability varied around 97%. Structure BCC is also
characterised by higher hot formability than the HCP
structure. What concerns technological properties at
processing of titanium by forging high coefficient of
friction, as well as bigger spreading are adverse. At
forging it is necessary to chose optimum conditions of
heating, lower strain rate, and it is necessary to assume
also application of bigger strain forces.
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
Acknowledgement
The findings acquired at solution of the projects
GAČR No. 106/09/1598 and VZ MSM 6198910013
were used in this article
[12]
[13]
Literature
[1]
[2]
[3]
[4]
BUDINSKI, K.G. Tribological properties of titanium alloys.
Wear, 1991, 151, pp. 203-217.
ZHU, X.J., TAN, M. J., ZHOU, W. Enhanced superplasticity in
commercially pure titanium alloy. Scripta Materialia, 2005,
Vol. 52, Issue 7, pp. 651-655.
FONSECAA, J. C, HENRIQUESB, G. E., SOBRINHOA, L. C.
et al. Stress-relieving and porcelain firing cycle influence on
marginal fit of commercially pure titanium and titanium–
aluminum–vanadium copings. Dental Materials, 2003, vol.19,
pp. 686–691.
XUN, Y., TAN, M. J., NIEH, T. G. Grain boundary
characterisation in superplastic deformation of Al-Li alloy
using electron backscatter diffraction. Materials Science and
Technology, 2004, Vol. 20, N. 2, pp. 173-180.
[14]
[15]
TAN, M. J., ZHU, X. J. Dynamic recrystallization in
commercially pure titanium. Journal of Achievements in
Materials and Manufacturing Engineering, 2006, Vo.18, Iss. 12, pp. 183-186.
ROCHA, S.S., ADABO, G.L., HENRIQUES, G.E.P. et al.
Vickers hardness of cast commercially pure titanium and Ti6Al-4V alloy submitted to heat treatments. Brazil Dental
Journal, 2006, vol.17, no. 2, pp. 126-129.
BOYER, R.R. Attributes, Characteristics, and Applications of
Titanium and Its Alloys. JOM, 2010, vol. 62/5, pp. 21-26.
BOYER, R. R., BRIGGS, R. D. The use of β titanium alloys in
the aerospace industry. Journal of Materials Engineering and
Performance, 2005, vol. 14/ 6, pp. 681-685.
GREGER, M., KANDER, L. Effect of deformation on
microstructure and mechanical properties pure titanium and
Ti6Al4V alloys. 13th International Research/Expert Conference
”Trends in the Development of Machinery and Associated
Technology”, TMT 2009, Hammamet, Tunisia, 2009, pp. 105108.
PALMQUIST, A., LINDBER, F., EMANUELSSON, L. et al.
Morphological studies on machined implants of commercially
pure titanium and titanium alloy (Ti6Al4V) in the rabbit.
Journal of Biomedical Materials Research Part B: Applied
Biomaterials, 2009, pp.309-319.
GREGER,M., ČERNÝ, M., KANDER,L. et al. Structure ang
properties of titanium for dental implants. Metallurgija, 2009,
vol., no. 4. pp. 249-252.
KUDRMAN, J., FOUSEK, J., BREZINA, V. Properties of
titanium alloys. Conference proceedings 15th international
conference Metal 2006. Tanger, Ostrava, CD ROM.
GREGER, M., KANDER, L. Mechanical properties of titanium
after severe plastic deformation. Hutnické listy, 2009, 4, pp. 5055.
GREGER, M., WIDOMSKÁ, M., KANDER, L. Mechanical
properties of ultra fine grain titanium. Journal of Achievements
in Materials and Manufacturing Engineering, 2010, vol. 40,
iss. 1, pp. 33-40.
GREGER, M., KANDER, L., MAŠEK, V. et al. Structure and
properties of ultra-fine grain titanium used for special
applications Conference proceedings 1 st International
Conference COMAT 2010. COMTES FHT a.s. Plzeň 2010, p.
39-40 + CD
Recenze: Ing. Ladislav Jílek, CSc.
Ing. Jiří Petržela, Ph.D.
_____________________________________________________________________________________________
Firmy nabírají tisíce nových techniků
Lidové noviny, Petr Švihel
2.3.2011
Deset tisíc nových lidí, většinou inženýrů, chce do deseti let zaměstnat společnost ČEZ. Tisíce
konstruktérů či vývojářů nabírá v příštích osmi letech také Škoda Auto. A další stovky techniků chtějí firmy
jako ABB nebo Siemens. Absolventi technických oborů, jak ukazují aktuální plány českých firem, se
nemusejí bát o budoucnost. V ČEZ mají noví pracovníci nahradit dosluhující kolegy, ale budou potřební i
při rozšiřování elektráren. Automobilka Škoda Auto spustila kampaň, kde uvádí, že každý rok vytvoří
stovky nových pracovních míst. Zajímá se o specialisty, jako jsou konstruktéři a vývojáři. Ti mají
automobilce pomoci do roku 2018 zdvojnásobit výrobu.
Podle odhadů vycházejících z náborových plánů největších českých zaměstnavatelů v průmyslu bude do
roku 2020 potřeba okolo 14 tisíc nových technicky vzdělaných zaměstnanců. O místa se však nebudou
prát jen Češi. „Nespoléháme pouze na český trh a svůj záběr jsme již před pár lety rozšířili i do zahraničí,“
říká Alena Ciprová, personální ředitelka technologické firmy ABB. Tento postup se firmě osvědčil a nabírá
lidi zejména na Slovensku a v Rumunsku. Dnes jde přitom hlavně o to přesvědčit studenty, aby se o
technické obory zajímali. Střední školy mají volné kapacity a nabírají kohokoliv, kdo má zájem obor
studovat. Proto jednotlivé technologické firmy apelují na mladistvé. „V dnešní době je pro nás nadále
prvořadé propagovat mezi školáky a jejich rodiči techniku jako velice zajímavý obor s budoucností,
44
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Neželezné kovy a slitiny
Non-ferrous Metals and Alloys
podporovat střední technické školy a učiliště v náboru studentů do prvních ročníků,“ říká Eva Nováková,
mluvčí ČEZ.
Firmy přitom při shánění nových sil nespoléhají jen na vysoké školy, soustředí se i na mladší ročníky. Přednáší
na základních školách, pomáhají s nábory na středních školách, které i dotují. „Několik let úzce
spolupracujeme s ČVUT a naši zaměstnanci na půdě školy přednášejí v rámci cyklu odborných přednášek,“
říká Monika Rousová, personální ředitelka firmy 2N, a dodává, že díky tomu jsou v kontaktu se studenty už
během studií. Firmy také vymýšlejí, jak působit i na rodiče studentů. A výsledkem jsou reklamní kampaně,
které zdůrazňují, že technika bude lukrativním oborem i za několik let. Poselstvím těchto kampaní je, že pokud
se rodiče rozhodnou poslat své děti na technické obory, zajistí jim tak jasnou kariéru.
S hledáním nových pracovníků by přitom firmy nyní neměly mít problém, absolventů je dost. Například loni
opustilo vysoké školy s technickým zaměřením přes 18 tisíc absolventů. Řada z nich nemůže najít práci.
„Máme kolem šesti tisíc absolventů inženýrů, z toho tisíc je nezaměstnaných,“ říká Jiří Vojtěch z Národního
ústavu odborného vzdělávání. Podle něj skutečná potřeba techniků není tak veliká a zástupci zaměstnavatelů
se na to dívají z dlouhodobého pohledu. Firmy se však brání tvrzením, že řada lidí není ochotná se za prací
stěhovat.
Nadbytek absolventů by měl změnit populační propad, který způsobí, že do tří let bude poptávka skutečně
odpovídat počtu absolventů. Školství tak řeší otázku, nakolik je nutné propagovat technické obory a jestli i za
dvacet třicet let bude stále potřeba takové množství techniků.
Počet uchazečů a absolventů technických oborů na vysokých školách v ČR:
Uchazeči
(dostavili se)
Přijatí
Absolventi
Firma
ČEZ
Škoda Auto
Bosch
Siemens
ABB
2005/06
29 163
2006/07
30 667
2007/08
31 290
2008/09
32 299
2009/10
31 919
2010/11
33 424
25 722
9 183
27 596
11 831
28 184
15 608
29 324
17 951
28 973
18 218
29 749
Kolik lidí tento rok hledá
do roku 2020 potřebují 10 000 techniků
do roku 2018 bude automobilka každý rok nabírat stovky lidí
Letos 120 nových zaměstnanců
Shání 100 zaměstnanců během letošního roku
do roku 2015 shání řádově několik set pracovníků
Třinecké železárny koupily maďarskou drátovnu D&D Drótáru
i-region.eu, etarget, MSK, ČTK, i-region.eu
20.2.2011
Třinecké železárny koupily maďarskou drátovnu D&D Drótáru. Kupní cena a náklady na restrukturalizaci
koupené firmy se budou pohybovat v řádu stovek milionů Kč. Drátovny se nedávno zbavili slovenští
podnikatelé Juraj Kamarás a Ladislav Krajňák z investiční skupiny CTY. Třinecké železárny však
nekoupily podnik přímo od nich, ale přes prostředníka. Do vedení drátovny již dosadily svého člověka.
Zástupcem obchodního ředitele v ní je Jozef Blaško, který působí také v dozorčí radě Třineckých
železáren.
Drátovna v maďarském Miškovci může vyrobit za rok až 100 tis. tun ocelových drátů a lan. Její výrobky
se používají hlavně při stavbě velkých mostů, rychlostních silnic nebo výškových budov. Exportuje 80 %
své produkce. Patří mezi odběratele svého nového majitele.
Třinecké železárny, druhá největší česká hutní firma, vloni skončily ve ztrátě pohybující se na úrovni roku
2009. Předloni skončila po 15 letech zisků ve ztrátě 732 milionů Kč. Loňský propad zavinil hlavně růst
cen surovin, nízké ceny ocele a oprava koksárenské baterie. Skupina Moravia Steel, která je majoritním
vlastníkem Třineckých železáren, naopak skončila v zisku v řádu stamilionů Kč.
SB
45
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
povrchová
úprava kovů
__________________________________________________________________
Duplexní povlak TiAlN/DLC na plazmově nitridované oceli AISI 304
Duplex Coating TiAlN/DLC on Plasma Nitrided Stainless Steel AISI 304
Ing. Zdeněk Joska, prof. Ing. Jaromír Kadlec CSc., prof. Ing. Vojtěch Hrubý CSc., Univerzita obrany v Brně,
Fakulta vojenských technologií
Korozivzdorné oceli patří mezi skupinu ocelí s obsahem větším než 10.5% Cr. Austenitické korozivzdorné oceli tvoří
jednu ze tří skupin korozivzdorných ocelí, která se vyznačuje velmi dobrou kombinací vlastností jako je dobrá
korozní odolnost, dobré mechanické vlastnosti, dobrou opracovatelností a svařitelností a jsou nemagnetické. Mezi
jejich hlavní nevýhody patří nízká povrchová tvrdost a otěruvzdornost. Austenitické oceli nejsou díky svému
chemickému složení kalitelné. Jedním z možných způsobů jak zvýšit povrchovou tvrdost u těchto ocelí je chemicko
tepelné zpracování nebo povlakování. Duplexní povlak složený z plazmové nitridace a PVD povlaku je jednou
z možných metod, kterou můžeme dosáhnout podstatného zvýšení povrchové tvrdosti a otěruvzdornosti. Pro
experiment byla použita ocel AISI 304 na které byl vytvořen duplexní povlak složený z plazmové nitridované vrstvy a
PVD povlaku TiAlN/DLC. V tomto typu povlaku tvrdá plazmově nitridovaná vrstva vytváří vhodný přechod mezi
měkkým podkladovým materiálem a velmi tvrdým DLC povlakem, zvyšuje jeho užitné vlastnosti jako je tvrdost a
velmi malý součinitel tření. Článek se zabývá hodnocením chemického složení a mechanických vlastností duplexního
povlaku a srovnává výsledky s povlakem TiAlN/DLC deponovaným na nenanitridovaný povrch.
Stainless steels are group of steel, which contains more than 10.5% Cr. Austenitic stainless steels are one of three
groups of stainless steels, which have particularly suitable combination of properties, such as good corrosion
resistance, good mechanical properties, good workability and weldability and which are non-magnetic. However,
low hardness and strength limit their application. These disadvantages of steel components are improved by using
surface engineering techniques, which modify the characteristics of the surface layers either by coating processes,
such as physical vapour deposition, chemical vapour deposition, or by diffusion processes, such as carburizing or
nitriding. In this work a combination of plasma nitriding and PVD coating as surface treatment has been used in
order to improve material properties. Plasma nitriding technique for austenitic stainless steels is an industrial
practice for improving wear resistance and hardness, but they suffer a decrease of corrosion resistance. High
hardness, chemical inertness and excellent tribological properties of amorphous carbon coatings, often called
diamond-like carbon (DLC) coatings, are of great interest for technological applications. When these coatings are
deposited on soft substrate material as a result of their very thin thickness, further increase in the wear and
especially in the load-bearing resistance is limited by plastic deformation of the substrate, which results in the
eventual collapse of the coating. The duplex treatment of the AISI 316L stainless steel consisted of a plasma
nitriding at 550°C for 8 hours and of subsequent application of coating with TiAlN/DLC layers. The article is
devoted to a study of the chemical composition and mechanical properties of duplex system. Chemical composition
of substrate steel was measured by GDOES/Bulk method, concentration profiles of PVD coating and plasma
nitrided layer were measured by GDOES/QDP method on LECO SA 2000. Microstructure of duplex coating was
evaluated by laser confocal microscopy (OLYMPUS OLS 3000), surface micro-hardness was evaluated by Vickers
method on LECO LM 247AT. Adhesion of PVD coating was measured by Rockwell indentation test. The results
show that the duplex surface system possesses a desirable combination of properties, especially of hardness.
Nitrided layer creates a very good interface between the soft substrate material and hard thin PVD coating. The
adhesion of PVD coating is better on duplex treated surface.
46
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
dobrá tepelná vodivost, dobré optické vlastnosti,
chemickou stálost, biokompatibilitu a vynikající
odolnost proti korozi. Mezi jeho nevýhody ovšem patří
špatná adheze, kvůli které se často používá mezivrstva
mezi podkladovým materiálem a DLC povlakem
nejčastěji ji tvoří povlaky TiAlN, CrN nebo TiN
[10,11].
Úvod
Austenitické korozivzdorné oceli a obzvláště ocel AISI
316L v současné době nachází stále více aplikací
v chemickém,
potravinářském,
farmaceutickém,
energetickém průmyslu a stavebním průmyslu díky
svým vlastnostem jako je dobrá tvárnost, svařitelnost a
především vynikající korozní odolnost v různých
agresivních korozních prostředích. Ovšem mezi jejich
hlavní nevýhody patří jejich nízká tvrdost a
otěruvzdornost, která limituje jejich použití i
v aplikacích kde jsou požadovány dobré tribologické
V tomto článku budou studovány vlastnosti duplexního
povlaku vytvořeného na korozivzdorné oceli AISI 304
složeného z nitridované vrstvy a tenkého povlaku
TiAlN/DLC vytvořeného PVD metodou.
Budou hodnoceny hloubkové profily duplexního
povlaku,
mikrostruktura
duplexního
povlaku,
povrchová tvrdost a adheze. Výsledky budou porovnány
s povlakem
TiAlN/DLC
deponovaným
na
nenanitridovaný povrch oceli.
Tab. 1 Chemické složení korozivzdorných ocelí
Tab. 1 Chemical composition of stainless steel
Chemické složení (%)
C
Mn
Cr
Ni
Si
P
S
AISI 304
≤
0,12
≤
2,00
17 19
8 – 10
≤
1,00
≤
0,045
≤0,03
GDOES
0,045
1,78
18,6
8,60
0,45
0,027
0,002
Experimentální metody a použitý materiál
Parametry GDOES/Bulk analýzy: U =800 V, I = 30mA, pAr = 314 Pa
Vzorky oceli AISI 304 v nezpracovaném stavu měly
rozměry 50 x 30 mm a tloušťku 2 mm. Ověření
chemického složení oceli bylo provedeno pomocí
metody GDOES/Bulk na zařízení LECO SA 2000
naměřené hodnoty chemického složení jsou uvedeny v
Tab. 1. Povrch vzorků byl broušen na metalografické
brusce na brusných papírech o zrnitosti od 120 do 1000.
vlastnosti [1]. Na základě těchto skutečností je
aplikována široká škála povrchových úprav pro zlepšení
těchto vlastností. Mezi tyto povrchové úpravy můžeme
zařadit termochemické úpravy povrchu jako je
cementace, nitridace, karbonitridace, iontová implantace
nebo povlaky deponovanými různými způsoby
například metodami PVD nebo CVD [1,2,3,4].
Plazmová nitridace patřící do metod chemicko tepelného zpracování, je to velmi všestranný proces,
který pracuje při nízkých teplotách zpravidla 500°C až
560°C. Jestliže je tento proces aplikován na austenitické
korozivzdorné oceli, vytváří při teplotách nitridace nad
450°C multifázovou nitridovanou vrstvu, která se
vyznačuje vysokou tvrdostí a dobrou otěruvzdorností.
Díky svým vlastnostem může být využita jako vhodná
přechodová vrstva mezi velmi tvrdým tenkým povlakem
a měkkým podkladovým materiálem jako je austenitická
korozivzdorná ocel [4,5,6,7,8,9].
Tab. 2 Parametry plazmové nitridace
Tab. 2 Parameters of plasma nitriding process
Teplota [oC]
Čas [h]
Průtok H2/N2/CH4
[l.min-1]
Napětí [V]
Tlak[Pa]
Délka pulsu [µs]
510
6
Obr. 1 Hloubkové koncentrační profily nitridované vrstvy
oceli AISI 302
8/32/1,5
Fig. 1 GDOES profile of plasma nitrided layer
530
280
100
Následně byly vzorky nitridovány v zařízení PN
60/60 firmy Rűbig za podmínek viz Tab. 2. Na
nitridované vzorky byl ve firmě Liss v zařízení
µPi
80
nedeponován
magnetronovým
naprašováním povlak TiAlN/DLC. Pro hodnocení
mikrostruktury duplexního povlaku na příčném
metalografickém výbrusu byl využit. konfokální
laserový mikroskop Olympus LEXT OLS 3000.
Tenké
povlaky
DLC
patří
mezi
jedny
z nejrozšířenějších tenkých povlaků, který může být
deponován jak CVD nebo PVD metodami [1,8,9,10,11].
DLC povlaky jsou tvořené strukturou uhlíkových vazeb
sp2 a sp3, které dávají tomuto povlaku jedinečné
vlastnosti jako je vysoká tvrdost, nízký koeficient tření,
47
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Obr. 5 Povrchová mikrotvrdost
Fig. 5 Surface micro-hardness
Obr. 2 GDOES hloubkový koncentrační profil TiAlN/DLC na
nitridovaném povrchu
Fig. 2 GDOES profile of TiAlN/DLC coating on nitrided
surface
Mikrotvrdost plazmově nitridované vrstvy byla měřena
na příčném výbrusu metodou dle Vickerse, zatížení 50 g
čas prodlevy při zatížení byl 12 s. Povrchová
mikrotvrdost deponovaných vzorků byla měřena
v rozmezí zatížení 1 N – 10 N na automatickém
mikrotvrdoměru LECO AMH 247 AT. Na každém
vzorku bylo provedeno pět měření, výsledný průběh
mikrotvrdosti je určen z aritmetického průměru
naměřených hodnot. Pro vyhodnocení přilnavosti
povlaku byla použita vtisková indentační zkouška. Byl
použit Rockwellův indentor s vrcholovým úhlem 120° s
poloměrem zaoblení hrotu 0,2 mm a ztížení 1492 N. Pro
hodnocení přilnavosti po indentačním testu byl použit
rastrovací elektronový mikroskop Tescan Vega TS
5135.
Obr. 3 Průběh mikrotvrdosti nitridované vrstvy
Fig. 3 Micro-hardness depth profile of a plasma nitrided layer
Obr. 4 Mikrostruktura duplexního povlaku
Fig. 4 Microstructure of duplex coating
Obr. 6 Indentační vtisk TiAlN/DLC na nenanitridovaném
povrchu
Fig. 6 Indentation test of single coated sample
48
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Závěr
Cílem experimentu bylo vytvoření duplexního povlaku
na austenitické korozivzdorné oceli AISI 304, složeného
z nitridované vrstvy a tenkého povlaku TiAlN/DLC.
Plazmová nitridace vytvořila vrstvu o tloušťce 55 µm,
nejvyšší hodnoty povrchové tvrdosti nitridované vrstvy
dosahovaly 1136 HV1. Následně deponovaný povlak
TiAlN/DLC měl tloušťku 1,5 µm. Při měření
mikrotvrdosti duplexního povlaku byly naměřeny
nejvyšší hodnoty 3441 HV0,02, zatímco u povlaku
deponovaného nenanitridovanou ocel nejvyšší hodnoty
mikrotvrdosti dosahovaly pouze 2317 HV0,01. Měření
adheze tenkého povlaku indentačním testem ukázalo, že
u duplexního povlaku adheze odpovídá stupni HF1,
v okolí vtisku se vytvořily pouze kruhové praskliny,
zatímco u povlaku deponovaného na oceli AISI 304
přilnavost odpovídala nevyhovujícímu stupni HF6,
v okolí
vtisku
došlo
k odloupnutí
povlaku.
Z dosažených výsledků je patrné, že nitridovaná vrstva
tvoří velmi dobrý přechod mezi měkkým podkladovým
materiálem a velmi tvrdým tenkým povlakem. Výsledný
duplexní povlak se vyznačuje velmi dobrou přilnavostí
a vysokou tvrdostí.
Indentační vtisk TiAlN/DLC na nitridovaném
povrchu
Fig. 7 Indentation test of duplex treated sample
Obr. 7
Výsledky
Poděkování
Příspěvek byl podpořen výzkumným záměrem
MO0FVT0000404 Výzkum a vývoj moderních
materiálů a technologií pro aplikace ve vojenské
technice a specifickým výzkumem, Využití moderních
materiálů a technologií ve speciální technice.
Chemické složení podkladové oceli AISI 304 měřené
metodou GDOES/Bulk viz Tab. 1, odpovídalo
chemickému složení udávanému v normě. Koncentrační
profily plazmově nitridované vrstvy a povlaku měřené
metodou GDOES/QDP jsou zobrazeny na obr. 1 a obr.
2, odpovídaly navrženým parametrům nitridace a
depozice povlaku. Na obr. 1 jsou vidět koncentrační
profily dusíku a uhlíku obsah dusíku je v nitridované
vrstvě konstantní na hodnotě 2%, uhlík má dvě lokální
maxima jedno v hloubce 10 µm a druhé výraznější
v hloubce 50 µm. Na příčném výbrusu byl měřen
průběh mikrotvrdosti viz. obr. 3, který potvrzuje velmi
ostrý přechod mezi nitridovanou vrstvou a
podkladovým materiálem mikrotvrdost nitridované
vrstvy dosahovala nejvyšších hodnot 1190 HV0,05.
Literatura
[1]
Lo K.H., Shek C.H., Lai J.K.L.: Materials Science and
Engineering: R: Reports 65 (2009) 39-104
[2] Pokorny Z., Hruby V., Kusmic D.: Hutnické listy 63 (2010),
s. 46-50
[3] Pokorny Z., Hruby V., Key Engineering materials, 465
(2011), s. 267-270
[4] E. De Las Heras, D.A. Egidi, P. Corengiea, at al: Coatings
Technology 202 (2008), s. 2945-2954
[5] M. Jelinek, T. Kocourek, J. Kadlec, et al: Thin Solid Films 506
(2006) s.101-105
[6] Kadlec J., Dvorak M.: Strength of Materials 40 (2008),
s. 118-121
[7] T. Czerwiec, N. Renevier and H. Michel, Surface and Coatings
Technology, 131 (2000)ww s. 267-277
[8] Z. Joska, M. Pospichal, et al: Chemické listy 104 (2010)
s. 322-325
[9] Joska Z., Kadlec J., Hruby V., et al: Key Engineering Materials,
Vol. 465, 2011, s. 255-258
[10] M. Azzi, M. Paquette, J.A. Szpunar, et al: Wear, Vol. 267,
2009, s. 860-866
[11] F. Cellier, J.F. Nowak, Diamond and Related Materials, Vol. 3,
1994, s. 1112-1116
[12] U. Wiklund, J. Gunnars, S. Hogmark, Wear, Vol. 232, 1999,
s. 262–269
Na obr. 4 je příčný metalografický výbrus duplexním
povlakem, je zde dobře vidět ostře ohraničená plazmově
nitridované vrstva o tloušťce 55 µm a nadeponovaný
povlak TiAlN/DLC o tloušťce 1,5 µm. Výsledky měření
povrchové mikrotvrdosti jsou znázorněny na obr. 5,
nejvyšších hodnot dosáhl duplexní povlak TiAlN/DLC
na nitridovaném podkladu, který dosahoval nejvyšších
hodnot až 3441 HV0,02, zatímco povlak deponovaný na
oceli AISI 304 dosáhl nejvyšších hodnot mikrotvrdosti
2317 HV0,01. Výsledky indentačního testu, jsou
zobrazeny na obr. 5, a obr. 6. U povlaku deponovaného
na oceli AISI 304 došlo v okolí vtisku k odloupnutí
povlaku a výsledný stupeň přilnavosti odpovídá stupni
HF6, což je nevyhovující přilnavost [12]. U duplexního
povlaku je v okolí vtisku patrné pouze kruhovité
praskliny způsobené praskáním a prolamováním
nitridované vrstvy, výslednou přilnavost můžeme
přiřadit k stupni HF1, což je vyhovující adheze.
Recenze: prof. Ing. Zdeněk Jonšta, CSc.
prof. Ing. Miroslav Tvrdý, DrSc.
49
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Vliv parametru tlaku na mechanické vlastnosti nitridovaných vrstev
Influence of Pressure Parameter on Mechanical Properties of Nitrided Layers
Ing. Zdeněk Pokorný, prof. Ing. Vojtěch Hrubý, CSc., Univerzita obrany v Brně, Fakulta vojenských technologií,
Ing. Anna Henzlová Hrubá, Rašínova vysoká škola s.r.o., Brno
Plazmová nitridace je proces chemicko-tepelného zpracování využívající doutnavý výboj, při kterém dochází k difúzi
dusíku do materiálu. Pracovní atmosféra uvnitř nitridačního zařízení je tvořena směsí dusíku a vodíku (N2 + H2),
pracovní teplota je zpravidla od 480 do 560 °C [1]. Během plazmové nitridace vzniká na povrchu materiálu bílá
vrstva, tzv. lem nitridů. Během procesu pak dochází k difúzi nitridů z povrchu materiálu do základního materiálu a
vytváření difúzní vrstvy. Tloušťka a tvrdost difúzní a bílé vrstvy závisí na mnoha faktorech. Zejména na obsahu
nitridotvorných prvků v materiálu, teplotě, době nitridace a tlaku nitridační atmosféry. Plazmová nitridace je často
využívána ke zvýšení povrchové tvrdosti, korozní odolnosti nebo meze únavy. Cílem experimentu bylo vytvoření
nitridovaných vrstev uvnitř dutin a zjištění jejich mechanických vlastností. Dále pak porovnat dosaženou hloubku
nitridace při různých tlacích, ověřit vlastnosti vytvořených vrstev na oceli 32CrMoV12-10. Z tohoto důvodu byly
dutiny po plazmové nitridaci rozřezány na malé vzorky, na nichž byla měřena mikrotvrdost a zjišťována mezní
tloušťka vrstvy na automatizovaném mikrotvrdoměru LECO LM 247 AT. K vyhodnocení tvrdosti vrstvy bylo využito
univerzálního tvrdoměru ZWICK ZHU 2.5, metalografie byla hodnocena optickým mikroskopem OLYMPUS GX 51
a konfokálním mikroskopem LEXT 3000. Veškeré výsledky byly následně vzájemně porovnány. Chemické složení
bylo analyzováno metodou GDOES na spektrometru SA 2000 LECO.
The plasma nitriding is a process of thermo-chemical treatment using d.c. glow discharge to improve elemental
nitrogen on the surface of steel for subsequent diffusion into the bulk of material. An ambient atmosphere consists
of mixture of nitrogen and hydrogen; temperature should be between 480 and 560°C. During plasma nitriding
process a compound zone was created. This layer was created on the surface of ferrous materials. During process
the diffusion layer is created beneath compound zone. Thickness and hardness of diffusion layers depend on many
factors, especially on quantity of nitride-formed elements. The composition of nitrided layers can be effectively
influenced by nitriding atmosphere. Technology of plasma nitriding is widely used to increase the surface hardness,
fatigue strength, wear and corrosion resistance of steels. The article deals with creation and mechanical properties
of nitrided layers created inside cavities. The results were compared; the length and depth of nitriding at various
pressures, mechanical properties of layers created on 32CrMoV12-10 steel. After plasma nitriding process the
cavities were cut off for evaluation of micro-hardness, hardness and metallography. Nitrided layers were evaluated
by metallographic method on optical microscope OLYMPUS GX 51 and confocal laser microscope LEXT OLS
3000, by GDOES method on spectrometer LECO 3000, by hardness method on universal hardness tester ZWICK
ZHU 2.5 and by micro-hardness method on automatic micro-hardness tester LM 247 AT.
1.
Úvod
Proces plazmové nitridace je hojně využíván pro
potřeby povrchové úpravy kovových materiálů. Při
samotném procesu plazmově nitridace dochází
k postupnému sycení povrchu dusíkem. Součásti, které
jsou plazmově nitridovány, jsou umístěny do
nitridačního zařízení, tzv. recipientu. Do recipientu je
během procesu nitridace přiváděn dusík s vodíkem
v plynné formě, nedochází ke štěpným reakcím jako
v případě použití nitridace plynné. Je nutné si uvědomit,
že vodík slouží pouze jako nosič dusíku. Dá se tedy říci,
že pomocí vodíku je dusík distribuován atmosférou
k povrchu součástí. Tento fakt samozřejmě souvisí
s jeho hmotností, o čemž hovoří i jeho umístění
v periodické soustavě prvků.
nečistot z povrchu materiálu použitím neutrálního
plynu. Často je využíván argon.
Následuje fáze plazmové nitridace, kdy je povrch
bombardován ionty dusíku, které postupně ulpívají na
povrchu materiálu. Jedná se o vrstvu, která obsahuje až
11,5% N. Z této vrstvy, jež se nazývá bílou vrstvou, je
následně dusík distribuován pomocí procesu difúze do
jádra materiálu, kde dochází k vytváření nitridů železa a
legujících prvků. Samotné nitridy železa však
nedosahují příliš vysoké tvrdosti, jedná se o zvýšení
max. 30 %. Vysokou tvrdost vrstvy způsobují zejména
nitridy chromu, molybdenu, vanadu a hliníku [2].
Metodu plazmové nitridace je možné účelně využít pro
úpravu povrchů vnitřních i vnějších. Dnešní technologie
plazmové nitridace již umožňuje i nitridaci dutin.
Proces plazmové nitridace se skládá ze dvou fází.
V první fázi dochází k tzv. iontovému čistění nebo-li
odprašování. Během tohoto cyklu dochází k odstranění
50
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Vzniklá nitridovaná vrstva skládající se z lemu nitridů
na povrchu a difúzní vrstvy pod povrchem disponuje
lepšími vlastnostmi, zejména s ohledem na odolnost
proti mechanickému opotřebení a korozní odolnost [3].
Experimenty byly zaměřeny na změny vlastností
nitridované vrstvy vytvořené při procesu plazmové
nitridace s různými hodnotami tlaků. V rámci
experimentů byla posuzována využitelnost plazmové
nitridace pro povrchovou úpravu dlouhých úzkých dutin
z materiálu 32CrMoV12-10.
Zušlechtěné dutiny byly postupně nitridovány v zařízení
PN 60/60 (obr. 1). Při plazmové nitridaci bylo postupně
použito tlaku 400 a 500 Pa.
Nitridované dutiny byly rozřezány od horní (čelní) části.
Délka prvního prstencového vzorku byla volena širší
z důvodu bezpečného nanitridování povrchu dutiny
v délce 30 mm.
Tab. 2 Parametry plazmové nitridace oceli 32CrMoV12-10
Tab. 2 Parameters of nitriding process of steel 32CrMoV12-10
Teplota [oC]
Doba [h]
Průtok plynů H2/N2 [l.min-1]
Napětí [V]
Tlak [Pa]
Prodleva [µs]
Pro experimenty byly použity vrtané tyče s otvory 6 mm
o délce 500 mm. Jednotlivé vzorky byly plazmově
nitridovány při rozdílných parciálních tlacích [4]. Po
nitridaci byly posuzovány rozdílné průběhy měřených
veličin. Na počátku experimentu bylo ověřeno chemické
složení materiálu metodou GDOES, dále pak byly
měřeny hloubkové koncentrační profily metodou
GDOES/QDP [5]. Na vzorcích byla dále hodnocena
tloušťka nitridované vrstvy v hloubce dutiny. Dále byla
hodnocena metalografie, chemické složení v dutině a
univerzální tvrdost.
2.
500
6
24/8
530
400, 500
100
Následující prstencové vzorky pak měly délku 10 mm.
Další 2 mm byly připočteny z důvodu prořezu kotouče
při řezání, tzn. výsledné vzdálenosti vzorků od přední
části byly 42, 54, 66, 78, 90, 102, 114, 126, 138, 150,
162, 174, 186, 198, 210, 222, 234, 246, 258, 270, 282,
294 mm. Po odřezání byly všechny prstencové vzorky
označeny a opět osově rozříznuty na dvě poloviny tak,
aby rovina řezu procházela pokud možno přesně osou
otvoru (osa otvoru ležela přímo v rovině řezu, obr. 2).
Experiment
Pro experimenty, které se zabývají možností aplikace
nitridovaných vrstev do hloubky úzkých děr, byly
vyrobeny dutiny z oceli 32CrMoV12-10 (ČSN 416341).
Do tyčí z oceli o průměru 38 mm byly technologií
hlubokého vrtání zhotoveny otvory o průměrech 6 mm.
Délka jednotlivých tyčí byla 500 mm. Vzniklé trubky
(dutiny) byly následně soustruženy na vnější průměr 25
mm. Dále pak byly tepelně zpracovány dle tab. 1.
Tepelným zpracováním bylo dosaženo tvrdostí 40 – 48
HRC.
Tab. 1 Tepelné zpracování oceli 32CrMoV12-10 před procesem
plazmové nitridace
Tab. 1 Heat-treatment of steel 32CrMoV12-10 before plasma
nitriding process
Proces
Termální kalení
Proces Popouštění
Teplota [°C]
940/190
650
Obr. 2 Vzorek po osovém rozřezání
Fig. 2 Sample after cutting
Po celkové přípravě vzorků byla posuzována
mikrostruktura vrstev po tepelném zpracování. Po
naleptání nitalem je doložena charakteristická výchozí
struktura oceli
nejprve v zobrazení konfokálního
mikroskopu OLYMPUS LEXT OLS 3000 (obr. 3Obr. ) a
následně světelného mikroskopu OLYMPUS GX 51
(obr. 4).
Proces plazmové nitridace vytvořil v povrchové vrstvě
materiálu nitridovanou vrstvu skládající se z bílé a
difúzní vrstvy (obr. 3, 4). Bílá vrstva byla měřena s
využitím optického mikroskopu pomocí programu
ANALYSIS.
Ověření chemického složení bylo provedeno na přístroji
SA 2000 LECO (tab. 3). Zjištěné hodnoty chemického
složení pak byly porovnány s hodnotami tabulkovými
pro definovanou ocel.
Obr. 1 Nitridace vzorků v zařízení PN 60/60
Fig. 1 Nitriding of samples in furnace PN 60/60
51
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
V případě použitých dutin byla mikrotvrdost základního
materiálu 550 HV0,05, přičemž hodnota použitelné mezní
tloušťky nitridované vrstvy byla zvolena o 50 HV0,05
vyšší.
Obr. 3 Mikrostruktura vzorku (konfokální mikroskop)
Fig. 3 Microstructure of sample (confocal microscope)
Obr. 5 Zobrazení měření mikrotvrdosti na mikrotvrdoměru LECO
Fig. 5 Diagram of micro-hardness measurement on micro-hardness
tester LECO
Instrumentovaná tvrdost byla měřena na univerzálním
tvrdoměru Zwick ZHU 2.5. Počáteční rychlost pohybu
diamantového Vickersova indentoru byla 300 mm/min.
Rychlost vpichu po dotyku indentoru povrchu
zkoušeného materiálu byla rychlost indentoru snížena
na 50 mm/min. Indentace byla provedena do povrchu
nitridovaného materiálu se zatížením 100 N po dobu 12
s. Hodnoty jednotlivých indentačních vpichů byly
získány jako střední průměrné hodnoty z pěti indentací
(měření).
Obr. 4 Mikrostruktura vzorku (optický mikroskop, 1000x)
Fig. 4 Microstructure of the sample (optical microscope, 1000x)
Tab. 3 Chemické složení oceli 32CrMoV12-10
Tab. 3 Chemical composition of the steel 32CrMoV12-10
C
Mn
Si
Cr
0,47
0,25
2,95
Mo
V
P
S
0,28
0,002
0,001
0,89
Analyzovaná hm. %
GDOES/Bulk
0,30
DIN standard
0,30
<
<
2,80
0,80
0,25
<
<
0,35
0,60
0,35
3,20
1,20
0,35
0,025
0,010
V rámci měření chemického složení metodou
GDOES/BULK byly měřeny i koncentrační profily
metodou GDOES/QDP (obr. 6).
Dále byla měřena mikrotvrdost a tloušťka nitridované
difúzní vrstvy každého vzorku metodou měření
mikrotvrdosti podle Vickerse automatizovaným
mikrotvrdoměrem LECO LM 247 AT. Mikrotvrdoměr
byl vybaven softwarem AMH 43. Nitridovaná vrstva
byla měřena na pěti místech (pěti vektory), přičemž
krok měření byl nastaven na 0,01 mm (obr. 5). Zatížení
odpovídalo 0,05 kg po dobu 10 sekund [4]. Pro
vyhodnocení indentačních vpichů byl zvolen objektiv se
zvětšením 1000x. V intervalu 0 – 1.1 bylo vždy
provedeno 30 měření. Konečná hodnota mikrotvrdosti
pak byla dána aritmetickým průměrem všech tvrdostí
v dané vzdálenosti od okraje měřeného vzorku.
400 Pa
500 Pa
Hloubka [mm]
Koncentrační profily GDOES měřené na referenčních
vzorcích, porovnání mezi plazmovou nitridací
500°C/6h/400Pa a 500°C/6h/500Pa
Fig. 6 GDOES depth profile; measured on the reference sample;
comparing comparison of btw plasma nitriding process
500°C/6h/400Pa and 500°C/6h/500Pa
Obr. 6
52
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Obr. 7 Porovnání mikrotvrdostí a mezních tlouštěk vzorků ve vzdálenosti 30 mm, tlak 500 Pa vlevo a tlak 400 Pa vpravo
Fig. 7 Comparison of micro-hardness and Nht thicknesses of the samples at a distance of 30 mm, at the pressure of 500 Pa (left) and 400 Pa
(right)
Obr. 8 Závislost standardní síly na hloubce indexace, měřeno na referenčních vzorcích, plazmová nitridace 500°C/6h/400Pa a 500°C/6h/500Pa
Fig. 8 Dependence of standard force on depth; measured on the reference samples; plasma nitriding process 500°C/6h/400Pa and
500°C/6h/500Pa
Tab. 4 Průběhy nitridovaných vrstev
Tab. 4 Trends of plasma nitrided layers
Dutina o průměru 6 mm
Hloubka
[mm]
Tloušťka difúzní vrstvy [mm]
Tloušťka bile vrstvy [mm]
Tlak 400 Pa
Tlak 500 Pa
Tlak 400 Pa
Tlak 500 Pa
30
0,1242
0,1379
2,48
3,48
42
0,1108
0,1412
2,46
3,66
54
0,1115
0,1238
2,16
3,39
66
0,1045
0,1214
1,89
2,72
78
0,0939
0,1075
1,50
2,63
90
0,0915
0,1071
1,60
2,09
102
0,0853
0,1024
1,37
1,75
114
0,0787
0,0863
1,55
1,36
126
0,0729
0,0876
1,50
0,96
138
0,0408
0,0728
150
0,000
0,0100
0,00
0,00
53
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Obr. 9 Průběh nitridované vrstvy v dutině při tlaku 400 Pa
Fig. 9 Trend of plasma nitrided layer in cavity at the pressure of 400 Pa
Obr. 10 Průběh nitridované vrstvy v dutině při tlaku 500 Pa
Fig. 10 Trend of plasma nitrided layer in cavity at the pressure of
500 Pa
Obr. 11 Porovnání tloušťky vytvořené bílé vrstvy pří různých tlacích
Fig. 11 Comparison of thickness of white layer at various pressures
Obr. 12 Porovnání mezní tloušťky difúzní vrstvy pří různých tlacích
Fig. 12 Comparison of Nht thickness of diffusion layer at various
pressures
3.
zjištěno, že tlak má výrazný vliv na tvrdost nitridované
vrstvy pouze v intervalu tlaků 400 ÷ 500 Pa (obr. 8). Při
tlacích nad 500 Pa jsou průběhy tvrdostí shodné
s průběhem při 500 Pa. Při poklesu tlaku pod 500 Pa
pak jsou průběhy shodné s průběhy při 400 Pa.
V případě měření průběhů mikrotvrdostí bylo dosaženo
stejného výsledku (obr. 7).
Hodnocení
Plazmovou nitridací byla zvýšena povrchová tvrdost
jádra z 500 HV0,05 na 1150 HV0,05, což je ukázáno na
obr. 7. Mikrotvrdost nitridované difúzní vrstvy byla
měřena v souladu s normou DIN 50 190 a 50 133
metodou měření mikrotvrdosti [7].
Experimenty ukázaly, že mikrotvrdost materiálu
koresponduje s tloušťkou vytvořené bílé vrstvy.
Vzájemná závislost mezní tloušťky nitridované vrstvy a
lemu nitridů je patrná z obr. 9 a 10.
Měření koncentračních profilů metodou GDOES/QDP
ukazuje zásadní vliv parametru tlaku na tloušťku
nitridované vrstvy jak vnitřních, tak i vnějších povrchů.
Tento fakt je dále podpořen výsledky měření
univerzální tvrdosti na univerzálním tvrdoměru ZWICK
ZHU 2.5, které jsou graficky znázorněny na obr. 8.
Z výsledků univerzální tvrdosti lze vyvodit závislost
mezi tlakem nitridace a hloubkou nitridované vrstvy či
její tvrdostí. Při měření univerzální tvrdosti bylo
Při zvýšení tlaku o 100 Pa došlo k průměrnému zvýšení
bílé vrstvy o 1 μm. Toto navýšení tloušťky vrstvy
způsobilo zvýšení mezní tloušťky nitridované difúzní
vrstvy (tab. 4, obr. 11 – 12). Při plazmové nitridaci bylo
dosaženo zvýšení hloubky nitridace ze 138 na 145 mm.
54
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
4.
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Závěr
Literatura
[1]
V důsledku zvýšení parciálního tlaku při procesu
plazmové nitridace, byla zvýšena nejen hloubka průniku
plazmy (délka) do dutiny, ale i výsledná mezní tloušťka
bílé i difúzní nitridované vrstvy. Parametr tlaku má tedy
zásadní vliv nejen na hloubku nitridace v dutinách, ale i
na tloušťku vytvářených nitridovaných vrstev. Mimo to,
mají vrstvy nitridované při vyšších parciálních tlacích
vyšší koncentraci dusíku.
[2]
[3]
[4]
Při experimentech bylo prokázáno, že zvýšení tlaku má
výrazný vliv na hloubku nitridace nejen v dutině, ale i
na povrchu. Vzhledem k vývoji instrumentované
tvrdosti (obr. 8) lze prokazatelně říci, že vrstva
nitridovaná při tlaku 400 Pa je méně tvrdá než vrstva
nitridovaná při tlaku vyšším než 500 Pa. Samotný
parametr tlaku během procesu plazmové nitridace má
výrazný vliv na vytvářenou bílou vrstvu nitridů.
[5]
[6]
[7]
Joska, Z., et al.: Plazmová nitridace austenitických
korozivzdorných ocelí. In Vrstvy a povlaky 2010, Rožnov pod
Radhoštěm: LISS, 2010, p. 37 - 42.
Pokorny, Z., Hruby, V.: Plasma Nitriding of deep narrow
Cavities. In Key Engineering materials, vol. 465, 2011. pp.
267-270.
Kadlec, J., Dvorak, M.: Duplex surface treatment of stainless
steel X12CrNi 18 8. Strength of Materials, 40 (2008),
p. 118-121.
Pokorny, Z., Hruby, V., Stransky, K. The Mechanical
properties of Plasma nitrided layers. 14th International
Research/Expert Conference Trends in the development of
machinery and Associated technology TMT 2010,
Mediterranean Cruise: Universita Zenica, 1 (2010), p. 97-100.
Jelinek, M., Kocourek, T., Kadlec, J., Bulir, J. Gradient
titanium-carbon layers grown by pulsed laser deposition
combined with magnetron sputtering. Laser Physics, 10 (2003),
p. 1330-1333.
DIN 50190-4:1999, Hardness depth of heat-treated parts Part 4: Determination of the diffusion hardening depth and the
diffusion depth.
ČSN EN ISO 14577-4:2007, Metallic materials – Instrumented
indentation test for hardness and materials parameters –
Part 1: Test method.
Experiment a provedená měření byla realizována za
finanční podpory VZ FVT 0000404 a Projektu pro
podporu výuky a vědy v oblasti strojírenství.
Recenze: prof. Ing. Zdeněk Jonšta, CSc.
prof. Ing. Miroslav Tvrdý, DrSc.
____________________________________________________________________________________________________________________
Celostátní konference
5. - 6. října 2011
Hotel Relax,
Rožnov pod Radhoštěm,
Česká Republika, EU
ZAMĚŘENÍ KONFERENCE
Konference se bude zabývat novými teoretickými
poznatky v oblasti žárovzdorných materiálů, novými
technologiemi přípravy a údržby vyzdívek pecí a seznámit se s výrobky jednotlivých firem. Jedním z cílů je podat
účastníkům přehled o nových druzích žárovzdorných a izolačních materiálů.
TEMATICKÉ OKRUHY
POŘADATELÉ

použití žárovzdorných materiálů ve vyzdívkách koksárenských baterií

použití žárovzdorných materiálů ve vyzdívkách vysokých pecí

použití žárovzdorných materiálů ve vyzdívkách ocelářských pecí

kontinuální odlévání oceli

sekundární metalurgie

ohřívací pece a pece pro tepelné zpracování

provozní zkušenosti se spotřebou a opotřebením staviv

popř. vyzdívek dalších hutních agregátů.
www.hutnikeramika.cz
55
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Vliv podmínek měření na parametry drsnosti povrchu
Influence of the Measurement Conditions on the Surface Roughness
Parameters
doc. Ing. Emil Svoboda, CSc., por. Ing. Pavel Bartošík, Ing. Renata Dvořáková, CSc., kpt. Mgr. Quang Dung
Tran, Univerzita obrany Brno, Fakulta vojenských technologií
V příspěvku jsou popsány vlivy podmínek měření na parametry drsnosti povrchu. Cílem příspěvku je analýza vlivu
podmínek měření 2D a 3D drsnosti povrchu. Autoři uvádějí odlišnosti dotykových a bezdotykových profilometrů,
posuzují podmínky měření drsnosti povrchu z hlediska místa měření, měřicího přístroje a vyhodnocení jednotlivých
měření, rozebírají vlivy jednotlivých podmínek měření na výsledky měření drsnosti povrchu a uvádějí předpoklady
pro správnou interpretaci výsledků měření.
Vlastní experimentální část je zaměřena na posouzení vlivu kroku snímání dat na charakteristiky drsnosti povrchu
měřené 2D a 3D systémy měření, a to absolutní metodou, pomocí dotykových a optických bezdotykových metod
měření. Byly hodnoceny vlivy na parametry Ra, Pa, RSm, PSm v případě 2D měření profilu a parametry Sa u 3D
topografie povrchu. Parametr Ra, průměrná aritmetická úchylka profilu drsnosti, je standardní velmi často
používaný parametr v praxi; parametr RSm, průměrná šířka prvků profilu drsnosti, je společně s parametrem Ra
používán ke specifikaci podmínek měření z hlediska typu profilu podle normy ČSN EN ISO 4288. Ze 3D parametrů
byl posuzován parametr Sa, průměrná aritmetická úchylka povrchu. Parametr Sa byl hodnocen na základní ploše s
označením SaP; povrch je získán z naměřeného povrchu po odstranění tvarové úchylky a odpovídá základnímu
povrchu. Druhý typem parametru je SaR, což je povrch, který byl získán ze základního povrchu odstraněním
vlnitosti. Tento povrch obsahuje pouze úchylky drsnosti povrchu na ploše a odpovídá profilu drsnosti u 2D měření.
Výsledky experimentů, provedených na stratifikovaném povrchu, jednoznačně dokumentují vliv nastaveného kroku
měření na parametry drsnosti povrchu jak v případě 2D měření, tak i u 3D měření topografie povrchu. U parametru
RSm je vliv jednoznačný, se stoupajícím krokem rostou i parametry RSm. U parametrů Ra a Sa se projevuje vliv
kroku měření na parametry drsnosti povrchu jinak. S rostoucím krokem snímání dat dochází k poklesu hodnot
parametrů drsnosti povrchu. Maximální hodnoty je dosaženo při kroku 1µm x 1µm. Toto souvisí s vlastnostmi
měřeného povrchu; při jiném typu povrchu lze dosáhnout jiných výsledků. Výsledky prokazují vliv kroku měření na
parametry drsnosti povrchu, což může mít vliv na hodnocení funkčních vlastností povrchů, a to zejména v současné
době užívaných strukturovaných povrchů, kdy je povrch „šitý na míru“ funkci součástky.
The paper describes the effects of measurement conditions on surface roughness parameters. The aim is to analyse
the effect of measurement conditions of 2D and 3D surface roughness. The authors present different features of
contact and non-contact profilers, consider the conditions of surface roughness on the measurement point,
measuring instruments and evaluation of individual measurements, analyse the effects of measurement conditions
on the results of surface roughness and state the requirements for proper interpretation of results.
The actual experimental part focuses on the evaluation of the influence of scanning spacing on the characteristics of
the surface roughness of 2D and 3D measurement systems, namely the absolute method, using contact and noncontact optical measurement techniques. The effects on the parameters Ra, Pa, RSm, PSm for 2D profile
measurements and Sa parameters for the 3D surface topography were evaluated. Parameter Ra, expressing the
arithmetic average variations of roughness profile, is the standard parameter often used in practice; parameter
RSm, the average width of roughness profile elements, together with the Ra parameter, is used to specify the
conditions of measurement in terms of type of profile according to ISO 4288. The 3D parameters were used to
assess the Sa parameter, the average arithmetic deviation over the surface. The Sa parameter was assessed on the
basic area identified as SaP; i.e. the surface obtained from the measured surface shape after removal of deviations
and it corresponds to the basic surface. The second parameter is of the type of SaR, which is a surface obtained
from the basic surface after correction of waviness. This surface contains only the deviations of surface roughness,
and it corresponds to the roughness profile of 2D system measurements. Results of experiments conducted on a
stratified surface clearly show the influence of the measurement spacing on the surface roughness parameters in
both the 2D measurements, and 3D surface topography measurements. The influence is apparent with the RSm
parameter; in upward spacing the parameters of the RSm are also growing. The parameters Ra and Sa are
influenced by the effects of the spacing of measuring surface roughness parameters differently. The values of surface
56
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
roughness parameter are decreasing with the increasing data acquisition spacing. The maximum value is obtained
with the spacing of 1μm x 1μm. This relates to the characteristics of the measured surface; with another type of
surface the achieved results may be different. The results show the influence of the spacing of the measuring surface
roughness parameters, which may affect the evaluation of the functional properties of surfaces, especially in the
currently used structured surfaces, where the surface is "tailored" to the function of components.
Využití bezdotykových měřících přístrojů se rychle
rozšiřuje. Je to dáno jednak vysokou rychlostí měření
bezdotykových systémů, zejména jejich schopností
shromáždit velké soubory 3D dat v krátkém čase,
jednak rozšířením možností měření, např. povrchů
z měkkých materiálů bez nebezpečí jejich poškození.
1. Úvod
Z významu struktury povrchu pro jeho funkci vyplývá
nutnost měření a hodnocení jeho charakteristik.
K získání komplexní informace o povrchu jsou stále
ověřovány další způsoby hodnocení struktury povrchu,
které by umožnily přiřazení jednotlivých měřených
parametrů k vlastnostem povrchu a podmínkám jeho
vzniku.
Řada optických metod je založena na zaostřování bodu
na měřeném povrchu. Struktura povrchu je odvozována
z „průměrného“ signálu, získaného z plochy
zaostřeného bodu. Běžně tento bod má rozměr několika
mikrometrů a jeho šířka se mění s velikostí vertikálního
rozsahu detektoru.
Vývoj měření a hodnocení struktury povrchu
zaznamenal výrazný kvalitativní technický pokrok.
Výrobci měřící techniky aktivně reagují na nové
požadavky na kvalitu funkčních povrchů součástí z
progresivních konstrukčních materiálů, spojenou
s vysokou přesností rozměrů, tvaru a vzájemné polohy
často malých funkčních ploch. Vývoj měřící techniky je
výrazně ovlivňován i technickými potřebami uživatelů.
Vzhledem k tomu, že se pro kontrolu struktury povrchu
používají jednoúčelová měřící zařízení je samozřejmé,
že výsledkem komplexního vývoje je nejen zvyšování
technické
úrovně
stávajících
měřících
a
vyhodnocovacích prostředků pro strukturu povrchu, ale
i nové měřící systémy.
V porovnání s dotykovou metodou je výsledný efekt
uvedeného procesu „uhlazení“ povrchu, které má za
následek zmenšení šířky pásma dat pro zpracování. Tak
je tomu pouze v případech, kdy je datová rozteč optické
techniky stejná jako u dotykového snímání.
Další odlišnost, kterou přináší optická technika je změna
ve sklonech (šikmosti) profilu povrchu. Rozdíl spočívá
v tom, že hrot, kterým je profil snímán má tendenci
rozšiřovat výstupky a zmenšovat šířku prohlubní, což
ovlivňuje data pro hodnocení šikmosti. To lze upravit
softwarem. Poněvadž u optických systémů tento způsob
ovlivnění neexistuje, není tato „korekce snímacího
hrotu“ třeba.
Jeden ze současných trendů vývoje v oblasti měřící
techniky je zavádění nových metod měření struktury
povrchu zaměřených na bezdotykové optické metody
založené na různých principech měření.
Problémem použití optických měřících přístrojů je, že
dochází k tzv. „ztrátě dat“. Ke ztrátě dat dochází
v hraničních oblastech (na hranách) nebo náhlých a
rychlých změnách tvaru profilu povrchu. V těchto
místech se nemusí světelný paprsek správně odrážet
zpět do detektoru a následně nemohou být hodnoty dat
zaznamenány. Ztráta dat může být způsobována i velmi
vysokou nebo nízkou odrazivostí kontrolovaného
povrchu, příp. v místech převýšení povrchů, především
v závislosti na použitém bezdotykovém měřícím
systému.
Druhý vývojový trend metrologie povrchu je zaměřen
na širší uplatnění prostorového (třírozměrného,
označovaného 3D) měření a hodnocení struktury
povrchu. 3D hodnocení přináší objektivnější popis
povrchu, který vede k reálnějším závěrům, zejména při
řešení vztahů mezi charakteristikou povrchu a jeho
funkčními vlastnostmi. Sledování těchto vztahů je
z praktického hlediska důležité nejen při vytváření
nových povrchů, ale i v průběhu jejich funkčního
využívání.
Některé optické metody měření užívají fázovaná data
odraženého světla. To může vést k chybným závěrům,
když povrch obsahuje více materiálů, které způsobují
různé fázové změny při odrazu světla. To se může
negativně projevit při měření např. výšky depozitní
vrstvy ve výrobě polovodičů nebo drsnosti povrchu
součástí s kombinovanými povlaky.
2. Odlišnosti dotykových a bezdotykových
optických profilometrů
Při měření struktury povrchu stejného vzorku
dotykovým a bezdotykovým způsobem dostaneme
různé výsledky. Jak rozdíly ve výsledcích interpretovat
nebo podle čeho volit vhodnou metodu měření pro
různé aplikace, to je základní problém současného
rozvoje měřící techniky v oblasti hodnocení drsnosti
povrchu.
V tradičním strojírenském prostředí mají dotykové
metody proti optickým zřejmou výhodu ve větší
toleranci vůči znečištění. Snímací hrot odsune malé
57
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
nečistoty nebo mu nevadí olejová vrstva. Optická sonda
vyžaduje skutečně čistý měřený povrch. V tomto
prostředí je velmi důležité použití hodnotících
parametrů struktury povrchu, které jsou definovány
v normách ISO. Proto je zatím ve strojírenské praxi
dávána přednost dotykovým měřicím přístrojům.
pokud není stanoveno jinak, měření má být provedeno
standardním snímačem; při měření na zvláštních typech
ploch je vhodné k výsledku měření uvést a typ snímače
a tvar hrotu (poloměry snímacích hrotů jsou uvedeny
v ČSN EN ISO 3274:1999).
Rychlost posuvu – rychlost posuvu má vliv na
schopnost měřicího přístroje zaznamenat data s určitou
frekvencí a tím i roztečí jednotlivých bodů snímaného
povrchu; u dílenských přístrojů je zpravidla pevně
nastavená a nelze ji měnit; u laboratorních přístrojů na
měření drsnosti a topografie povrchu je možno ji
nastavit ve vazbě na krok snímaných dat a vlastností
snímače; tato kombinace parametrů měřicího přístroje
ovlivňuje naměřené hodnoty drsnosti povrchu.
Počet měřících bodů profilu – krok měření
jednotlivých snímaných bodů
Měřící rozsah – měřící rozsah u jednotlivých přístrojů
se liší; obvykle jsou k dispozici 2 až 3 rozsahy v ose Z;
rozsah nastavuje obsluha přístroje a musí mít takovou
hodnotu, aby postihl celé výškové spektrum odchylek
nerovností na povrchu. Rozsah měřicího přístroje
souvisí s rozlišovací schopností v ose Z a je nutno najít
vhodnou relaci mezi rozsahem a požadovanou
rozlišovací schopností, protože s rostoucím rozsahem se
rozlišovací schopnost zmenšuje.
Měřená délka je určována počtem cut-off, který závisí
na charakteru povrchu. Zpravidla délka měření
odpovídá 6 až 7 násobku zvolené velikosti cut-off.
Například sedminásobek cut-off 0,8 mm ukazuje na
délku měření 5,6 mm. Podle typu filtru jsou pro vlastní
hodnocení profilu vyloučena data v rozsahu jednoho
nebo dvou cut-off, výsledek potom splňuje doporučení
normy ISO. Uvedený postup se uplatní jen u měření
drsnosti. Při hodnocení vlnitosti nebo základního profilu
se délka dat stanovuje v závislosti na aplikaci a
charakteru povrchu tak, aby objem zpracovaných dat
skutečně reprezentoval texturu povrchu.
Měřící rychlost – u dílenských přístrojů na měření
drsnosti povrchu je pevně daná konstrukcí přístroje; u
laboratorních přístrojů se dá nastavit operátorem a
souvisí s frekvencí snímání dat, s principem měření a
s druhem použitého snímače. Rychlost měření ovlivňuje
dobu měření zejména při hodnocení topografie povrchu.
Je-li vyžadován klasický způsob hodnocení struktury
povrchu, potom „správné“ výsledky zajistí dotykový
měřicí
přístroj.
Přesto
praktické
přednosti
bezkontaktního měření často převáží tuto standardní
správnost výsledku. To se projeví zejména při nasazení
v kontrolních procesech, kde je velmi důležitá rychlost
procesu a relativní měření je prakticky významnější než
absolutní. Je třeba zdůraznit, že existuje řada povrchů,
které nelze dotykovým profilometrem vůbec měřit a
musí být použita bezdotyková metoda. Mezi ně patří
povrchy některých nových konstrukčních materiálů
nebo moderní, tzv. technické povrchy, kde velké
rozměrové rozdíly profilu povrchu znemožňují použití
snímacího hrotu.
3. Podmínky měření textury povrchu
Podmínky měření jsou všechny proměnné parametry,
které ovlivňují výsledky měření drsnosti povrchu.
Podmínky měření se liší podle použitého přístroje,
protože každý přístroj dovoluje nastavit pouze určitý
soubor podmínek. Dílenské dotykové přístroje
s relativním měřením drsnosti povrchu dovolují nastavit
velmi omezené podmínky; ostatní podmínky jsou
z hlediska obsluhy neměnné a jsou dány konstrukcí
přístroje. Laboratorní přístroje dotykové i bezdotykové
naopak dovolují nastavit relativně široké spektrum
podmínek měření, které se může projevit na výsledcích
měření drsnosti nebo topografie povrchu.
Mezi podmínky měření patří:
Místo a směr měření na součásti:
Měřené místo – mělo by být přesně specifikováno, kde
a v jaké poloze se má drsnost povrchu měřit. Změna
místa měření se projeví odlišnými výsledky
v parametrech drsnosti povrchu. Měřené místo volí
obsluha přístroje.
Směr měření – podle normy [2] se drsnost povrchu
měří zásadně kolmo na směr největších nerovností na
povrchu. Pokud tyto nerovnosti nejsou patrné, potom je
nutné směr měření specifikovat v dokumentaci nebo
v označení drsnosti povrchu na výkrese. Směr měření
volí obsluha přístroje podle označení drsnosti povrchu
na výkrese anebo podle svých zkušeností.
Postup vyhodnocení:
Vyhodnocovaná délka L souvisí s mezní vlnovou
délkou cut-off a s velikostí nerovností na povrchu; u
periodických profilů souvisí s roztečí nerovností
(výstupků a prohlubní) profilu, vytvořených procesem
vzniku povrchu označovaných RSm a u neperiodických
profilů souvisí a výškou nerovností reprezentovanou
parametry Ra a Rz.
Volba L / λc – volba vyhodnocované délky L a výběr
filtru λc závisí na způsobu hodnocení. K volbě mezní
vlnové délky cut-off a vyhodnocované délky existuje
řada doporučení, např. v ISO 4288-1996.
Filtr profilu – základní prvek procesu měření
parametrů struktury povrchu, který přímo ovlivňuje
hodnoty výsledků měření. Filtr rozděluje profily na
Přístroj a jeho možnosti:
Typ přístroje – je dán možnostmi pracoviště. Výsledek
měření ovlivňuje zejména princip měření daným
přístrojem.
Typ snímače a tvar hrotu – u dotykových přístrojů
existuje celá řada snímačů pro různé typy povrchů;
58
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
dlouhovlnné a krátkovlnné složky. Filtr zajišťuje
vyloučení vlnových délek, které jsou nad nebo pod
konkrétní frekvencí. V přístrojích pro měření drsnosti
povrchu, vlnitosti a základního profilu jsou používány
tři filtry, definované v ČSN EN ISO 11562, které dělí
strukturu povrchu na složky podle rozteče nerovností.
Podle uvedené normy filtry profilu určují rozhraní takto:
filtr s - rozhraní mezi drsností a kratšími složkami vln
na povrchu,
filtr c - rozhraní mezi drsností a vlnitostí,
filtr f - rozhraní mezi vlnitostí a delšími složkami vln
na povrchu.
Správná volba filtrů je základem objektivního měření.
Vlastní měřící systém vytváří mechanický filtr profilu.
Software zajišťuje matematickou filtraci profilu.
Volba filtru – volba způsobu filtrace je spojena
s rozsahem zpracovávaných dat profilu povrchu.
Podstatou procesu filtrace je zkreslení jednoho nebo
obou konců záznamu dat profilu. Toto zkreslení je třeba
odstranit, aby bylo zajištěno, že do analýzy budou
zařazena jen data skutečného profilu. Proto jsou u filtru
2CR odstraněna data v rozsahu dvou základních délek
ze začátku řady filtrovaných dat. U filtru 2CR-PC
nejsou zpracovávána data na jedné základní délce
z obou konců filtrovaných dat. U Gaussova filtru jsou
z analýzy vynechána data jen z poloviny základní délky
na každém konci filtrovaných dat; je doporučováno
použití Gaussova filtru jako fázově vhodného,
dostatečně rychlého a přesného. Programové vybavení
moderních profilometrů umožňuje filtraci s dalšími
filtry 2CR a 2CR-PC (fázově korigované). Jejich
význam
je
především
v případech
zajištění
kompatibility s výsledky měření na starších přístrojích.
Mechanický měřící systém přístroje působí také jako
filtr, který ovlivní výsledky měření. Proto je třeba při
výběru měřící techniky zvažovat i její schopnost zajistit
požadovanou míru přesnosti reprodukce skutečného
profilu povrchu.
Cut–off – mezní vlnová délka představuje vlnovou
délku, při které začíná být filtr účinný. Mezní vlnová
délka je parametrem měřicího přístroje, jejíž hodnotu je
třeba před měřením nastavit. Cut-off je synonymem a
stejně důležitým parametrem jako je základní délka.
Zatímco vyhodnocovaná délka je fyzikální veličinou
(délka kontrolovaného povrchu), základní délka (cutoff) je funkcí profilometru, která upravuje převod
profilu povrchu na odpovídající elektrický signál
v rozmezí základní délky. Vlnové délky v měřeném
signálu závisí na nerovnostech povrchu. Při použití
krátkovlnného filtru, který vyloučí vlnové délky větší
než 0,25 mm, zůstanou ve filtrovaném signálu
zastoupeny jen nerovnosti s roztečí 0,25 mm a menší,
což je podmínkou k získání základní délky 0,25 mm.
Měřící systém odřezává nerovnosti s roztečí 0,25 mm,
což je označováno mezní vlnovou délkou (cut-off). Při
volbě mezní vlnové délky je rozhodující charakter
struktury kontrolovaného povrchu. U parametrů
povrchu zpravidla analyzujeme vlnové délky nerovností
mezi vyšším a nižším cut-off ; tyto budou vztaženy k Ls
nebo λs (nejkratší) a k Lc nebo λc (nejdelší). Základní
délka l je vždy přiřazována k Lc.
V každém případě by měla být volba hodnoty cut-off
prováděna až po zvážení velikosti roztečí nerovností
(výstupků a prohlubní) profilu, vytvořených procesem
obrábění, a označovaných RSm. Doporučuje se
nastavovat filtr λc v hodnotě odpovídající asi
pětinásobku rozteče nerovností. Pro volbu velikosti cutoff musí být rozhodující charakter kontrolovaného
povrchu a ne jeho velikost nebo délka. Pro statisticky
věrohodnou analýzu povrchu po obrábění je možné volit
hodnoty cut-off až do desetinásobku vlnové délky stop
na povrchu.
Volba Ls / λs / šířky pásma - během devadesátých let
byl v doporučeních ISO zaveden termín „šířka pásma“
(vlnového). V tomto systému jsou kratší vlnové délky
využívané při analýze drsnosti povrchu potlačovány
krátkovlnným filtrem (označovaným jako filtr λs – viz
ISO 3274:1996). Šířka pásma je takto omezena řízeným
způsobem, který je v přímém vztahu k vlastnostem
povrchu. Tento postup je výhodnější než omezování
šířky pásma měřícího systému.
Podle doporučení ISO lze ve všech možných případech
volit šířku pásma 300 : 1. Nejmenší použitelná velikost
λs bude závislá na datové rozteči základního profilu; u
měřicího přístroje s datovou roztečí 0,25 μm bude
nejmenší λs představovat hodnota 1,25 μm. Filtr λs má
být volen tak, aby nebyl tlumen vlnovými délkami,
které pravděpodobně vznikají v procesu vzniku
povrchu. Doporučené kombinace hodnot λc, λs a
poloměru snímacího hrotu jsou uvedeny v ČSN EN ISO
3274:1999.
Specifika u optických profilometrů:
Typ snímače – u profilometrů se využívá řada principů
např. konfokální snímač, interferometr, a další. Typ
snímače ovlivňuje nastavení přístroje a vertikální
rozlišení přístroje, v některých případech i rozsah
měření podle použitého optického systému.
Vlnová délka světla – ve viditelném spektru jde o
elektromagnetické záření o vlnové délce 400–750 nm,
které má vliv na vertikální rozlišení měřicího přístroje;
vlnovou délku světla je nutno volit podle vlastností
měřeného povrchu.
Fokusace – je zaostření světelného paprsku na
měřeném povrchu; s fokusací souvisí u řady přístrojů
vertikální rozsah; správná fokusace zabezpečuje využití
celého rozsahu snímače.
Intenzita osvětlení – je fotometrická veličina,
definovaná jako světelný tok dopadající na určitou
plochu. Je podílem světelného toku (v lumenech) a
plochy (v metrech čtverečních). U přístrojů pro měření
textury povrchu má vliv na možnost správné
identifikace měřeného povrchu a tím i na správné
nastavení přístroje.
Barevná aberace – vada optických systémů závislá na
vlnové délce světla a indexu lomu; optické systémy při
této vadě odráží světlo každé barvy jinak, což může být
příčinou rozdílných výsledků na různě odrazných
59
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
površích měřených materiálů nebo se projeví jako
barevné lemování ostrých přechodů mezi světlem a
stínem. Aberace by měla být korigována měřícím
softwarem přístroje; může se také korigovat opticky.
Frekvence snímače – u některých přístrojů je parametr
nastavitelný a má spojitost s rychlostí měření a krokem
snímání dat. Vyšší frekvence se používá u hladkých a
lesklých povrchů, nižší frekvenci je nutno použít u
hrubších a méně odrazných povrchů; měření s vysokou
frekvencí dovoluje měřit s větší četností dat a vyšší
rychlostí a naopak.
Průměr stopy paprsku na povrchu – závisí na typu
snímače, zvětšení a vlastnostech objektivu; střed měřící
skvrny je místo měření a její velikost ovlivňuje
výškovou souřadnici měřeného bodu. Struktura povrchu
je odvozována z „průměrného“ signálu, získaného
z plochy zaostřeného bodu. Běžně tento bod má rozměr
několika mikrometrů a jeho šířka se mění s velikostí
vertikálního rozsahu detektoru.
Zorný úhel objektivu – úhel od osy přístroje po
nejzazší efektivně pozorovatelný bod v daném směru. U
přístrojů pro měření textury povrchu je závislý na typu
snímače a zvětšení.
Orientace detektoru – je v přístrojích zpravidla
neměnná, má však vliv na výsledek měření způsobený
jeho polohou vzhledem k měřenému povrchu zejména
z hlediska vertikálního vyrovnání detektoru a měřeného
povrchu.
Počet měření při dané měřené dráze – při
vícenásobném měření na předem dané dráze může
vzhledem ke kroku v horizontální rovině dojít k tzv.
překrytí měřicích stop; ty se mohou vzájemně
ovlivňovat a tím mohou mít vliv i na výsledné
souřadnice měřených dat; krok dat má vazbu na velikost
průměru stopy paprsku na povrchu, která by měla být
podstatně menší než velikost kroku.
Interpretace výsledku měření drsnosti povrchu
U výsledků měření drsnosti povrchu musí být vždy
uvedeny podmínky měření. Potom jsou rozdíly ve
výsledcích měření drsnosti povrchu dány pouze
nahodilostmi jeho vzniku. V případě neuvedení
podmínek měření do výsledků vstupují i vlivy
podmínek měření a tím i systematické chyby.
hodnot parametrů Ra vyplynul požadavek na délku
měření podle doporučení v normě ČSN ISO 4288 při
základní/vyhodnocované délce 0,25 mm/1,25 mm.
Plocha měření bude mít při 3D topografii povrchu
velikost 1,25 mm x 1,25 mm.
4. Metodika experimentů
Doby měření při kroku 4 µm x 4 µm cca do 20 minut
jsou přijatelné, při kroku 0,5 µm x 0,5 µm se dosahuje
doby měření 3 hodiny 17 minut a to je velmi dlouhá
doby na operativní měření.
Při hodnocení vlivu kroku na drsnost povrchu byl u
přístroje Talysurf CLI 1000 proměnnou veličinou
v nastavení krok snímání dat viz tab. 1.
Krok měření má vliv nejen na parametry měřené
drsnosti povrchu, ale i na dobu měření a velikost
souboru dat, čímž způsobuje i komplikace při jejich
zpracování. Informace o velikostech souboru dat při
měření profilu délky 1,25 mm nebo plochy 1,25 x 1,25
mm včetně počtu měřených bodů a doby měření jsou
uvedeny v tab. 1 a 2.
Velikost dat a doba měření jsou dva významné
parametry pro rozhodnutí se jakým způsobem a jak
dlouho měřit.
Tab. 1 Počet měřených bodů profilu a plochy
Tab. 1 Number of the measured points of the surface profile and
surface area
Krok
[µm]
0,5 x 0,5
1x1
2x2
3x3
4x4
5x5
Počet měřených bodů
Profil
Plocha
1,25 mm
1,25 mm x 1,25 mm
2500
6 250 000
1250
1 562 500
625
390 625
407
165 649
312
97 344
250
62 500
Při měření profilu je počet dat v rozmezí od 250 do
2500 podle zvoleného kroku, při měření plochy je počet
změřených bodů mnohonásobně větší (250x až 2500) a
souvisí s počtem měřených řad vedle sebe na ploše.
Současně i doby měření a velikost dat ke zpravování po
3D měření nabývají velmi rozdílných hodnot viz
tabulka 2.
Měření bylo prováděno na reálných součástech dvěma
principy na přístrojí Talysurf CLI 1000 takto:
1. Absolutní
metodou
indukčním
dotykovým
snímačem se standardním hrotem 3D profilometrem
Talysurf CLI 1000.
2. Absolutní metodou bezdotykovým optickým
(konfokálním) snímačem 3D profilometrem Talysurf
CLI 1000.
Pro stanovení měřené délky bylo provedeno předběžné
měření na přístroji Surtronic 25 relativní metodou
indukčním snímačem (nelze nastavit krok) ke stanovení
základních parametrů profilu drsnosti. Z naměřených
Stejné jo to i z hlediska velikosti zpracovávaných dat,
které mají při nejmenším kroku velikost 23,8MB a to již
vyžaduje vybavení laboratoře kvalitní výpočetní
technikou; v případě větších kroků měření již postačuje
běžná výpočetní technika.
60
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Tab. 2 Doby měření a velikosti dat při měření plochy přístrojem
Talysurf CLI 1000
Tab. 2 Measurement times and data size at the measurement of
the surface area by the instrument Talysurf CLI1000
Krok [µm]
0,5 x 0,5
1x1
2x2
3x3
4x4
5x5
5. Výsledky a jejich rozbor
Měření 2D systémem absolutní metodou indukčním
nebo optickým snímačem probíhalo na zvolené ploše
nejméně 3x; výsledky uváděné v grafech jsou střední
hodnoty z provedených měření. Při měření 2D
systémem oběma metodami byl profil povrchu získán
měřením na délce 1,25 mm a změna kroku v ose měření
měněna od 0,5 µm do 5 µm.
Plocha 1,25 mm x 1,25 mm
Doba měření
Velikost dat
[h:min:s]
3:17:00
23,8 MB
1:26:00
6,0 MB
0:37:00
1,5 MB
0:24:40
680,0 kB
0:18:30
383,0 kB
0:15:00
250,0 kB
Na obrázcích 1 a 2 je uveden vliv kroku na parametry
RSm a PSm měřenými induktivním a optickým
snímačem.
Parametry RSm a PSm mají s rostoucím krokem
jednoznačně očekávanou rostoucí tendenci u obou
metod měření. Parametry získané měřením optickým
snímačem dosahují při kroku do 3 µm nižších hodnot
než parametry měření dotykovým indukčním snímačem.
Při větším krou jsou parametry srovnatelné anebo jsou
hodnoty dosažení optickým bezdotykovým snímačem
vyšší. Parametry RSm v obou případech mají vyšší
hodnoty než parametry PSm.
Povrchy byly hodnoceny vybranými parametry drsnosti
povrchu [1] a plochy:
Pa – průměrná aritmetická úchylka základního profilu –
nefiltrovaný profil povrchu.
Ra – průměrná aritmetická úchylka profilu drsnosti –
často používaný parametr na hodnocení drsnosti
povrchu.
PSm – průměrná šířka prvků základního profilu
RSm – průměrná šířka prvků profilu drsnosti
Sa – průměrná aritmetická úchylka povrchu – parametr
je obdobou parametru Ra; parametr je zařazen do
EUR 15178 EN.
SaP – průměrná aritmetická úchylka povrchu – parametr
je stanoven z S-L povrchu po odstranění tvarové
úchylky L-filtrem z naměřeného povrchu; je
obdobou parametru Pa stanoveného ze základního
profilu;
SaR – průměrná aritmetická úchylka povrchu –
parametr je stanoven z S-F povrchu (povrchu
pouze s drsností) po odstranění vlnitosti Foperátorem z S-L povrchu; je obdobou parametru
Ra u profilu drsnosti.
Obr. 1 Vliv kroku měření na parametry RSm a PSm - indukční
snímač
Fig. 1 The effect of the measurement spacing on parameters
RSm and PSm – inductive sensor
Vzhledem ke stratifikovaným vlastnostem povrchu
(povrch vzniklý jako důsledek dvou po sobě
následujících technologických operací, kdy je část
profilu vytvořena jednou a část profilu jinou
technologickou operací; tyto povrchy jsou převážně
u součástí s funkčně náročnými plochami, které jsou
zpravidla vytvářeny broušením a dokončovány
dokončovacími operacemi. Stopy po broušení totiž
obvykle nejsou v celé hloubce překryty profilem
vytvořeným následující operací; tvar nerovností má
významný vliv na funkční vlastnosti takovéto plochy)
měřených součástí je délka měření a velikost plochy
odpovídající.
Naměřená data jednotlivými přístroji byla zpracována a
vyhodnocena pomocí programu Talyprofile Platinum
pro 2D systém měření a pro 3D systém měření pomocí
programu Talymap Platinum.
Vliv kroku měření na parametry RSm a PSm - optický
snímač
Fig. 2 The effect of the measurement spacing on parameters
RSm and PSm – optical sensor
Obr. 2
61
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Na obrázku 3 je uveden vliv kroku měření na parametry
drsnosti povrchu Ra a Pa při měření absolutní 2D
metodou indukčním snímačem. Parametr Pa se
pohybuje v rozmezí od 0,091 µm do 0,117 µm.
Maximální hodnota byla naměřena při kroku 1 µm;
hodnoty parametru Pa při menším nebo větším kroku
jsou menší.
Analogické chování má parametr Ra, dosahované
hodnoty jsou nižší a to v rozmezí od 0,07 µm do 0,121
µm. Příčina rozdílných hodnot parametrů Pa a Ra je
stejná jako v předchozím případě.
Při měření 3D systémem byla měřena čtvercová plocha
1,25 mm x 1,25 mm a změna kroku byla vždy v obou
osách stejná od 0,5 µm do 5 µm.
Analogické chování má parametr Ra, pouze hodnoty
jsou nižší a to v rozmezí od 0,083 µm do 0,101 µm.
Rozdíl v hodnotách parametrů Pa a Ra je objektivně
dán; parametr Pa je základní profil, který obsahuje jak
drsnost povrchu, tak i vlnitost; parametr Ra je pouze
obrazem drsnosti povrchu.
Obrázek 4 dokumentuje vliv kroku měření na parametr
drsnosti povrchu Ra při měření absolutní 2D metodou
optickým
bezdotykovým
způsobem
pomocí
konfokálního snímače.
Parametr Pa dosahuje v případě měření optickým
způsobem vyšších hodnot, a to od 0,11 µm do 0,171
µm. Maximální hodnota byla naměřena při kroku 1 µm;
hodnoty parametru Pa při menším nebo větším kroku
jsou výrazně menší.
Obr. 5 Vliv kroku měření na parametr SaR a SaP – absolutní metoda,
optický snímač
Fig. 5 The effect of the measurement spacing on parameters SaR
and SaP – absolute method, optical sensor
Výsledky měření 3D topografie povrchu optickým
bezdotykovým způsobem pomocí konfokálního snímače
dokumentuje obrázek 5.
Parametry SaP a SaR mají stejnou tendenci jako
parametry měřené 2D systémem optickým snímačem i
indukčním snímačem.
SaP parametr dosahuje vždy vyšších hodnot než
parametr SaR; maximální hodnota je u obou parametrů
dosažena při kroku v obou osách 1 µm x 1 µm; při
menším nebo větších krocích bylo dosaženo v obou
případech nižších hodnot parametrů SaP a SaR.
Obr. 3 Vliv kroku měření na parametry Ra a Pa - absolutní
metoda, indukční snímač
Fig. 3 The effect of the measurement spacing on parameters
Ra and Pa – absolute method, inductive sensor
6. Závěr
Z dosažených výsledků měření vyplývá, že krok
snímání dat má vliv na parametry drsnosti povrchu jak u
2D systému měření, tak zejména u 3D systému měření.
Měřením s nejmenším krokem sice získáme největší
počet dat, ale doba měření je dlouhá a velikost souboru
dat je u 3D měření nepřiměřeně velká, přičemž
výsledky drsnosti jsou nižší, než u kroku 1 µm x 1 µm.
Protože podle normy ČSN EN ISO 4288:1999 je za
drsnost povrchu považována největší hodnota
nerovností na povrchu, je z výsledků patrné, že není
nutné vždy měřit s nejmenším krokem, ale s krokem,
který odpovídá největší drsnosti povrchu.
Obr. 4 Vliv kroku měření na parametr Pa a Ra absolutní
metoda, optický snímač
Fig. 4 The effect of the measurement spacing on parameters
Pa and Ra – absolute method, optical sensor
Získané výsledky jsou přínosné jak z hlediska doby
měření, která se u 3D systémů výrazně zkracuje
přibližně na polovinu, ale i z hlediska velikost souboru
naměřených dat, který má asi 25% velikosti souboru při
62
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Povrchová úprava kovů
Surface, Treatment
nejmenším kroku. To samozřejmě vede i ke snazšímu
zpracování výsledků měření 3D topografie povrchu.
Literatura
[1]
Je pravděpodobné, že u jiných typů povrchů může být
dosaženo jiných výsledků. Výsledky uvedené v tomto
článku jsou součástí širšího experimentálního výzkumu
v oblasti vlivu podmínek měření na parametry drsnosti
povrchu získané jak 2D, tak i 3D měřením.
[2]
[3]
[4]
Příspěvek byl podpořen projektem na podporu
organizace „Podpora výuky a vědy v oblasti
strojírenství“ a projektem specifického výzkumu
FVT 2011.
[5]
Whitehouse, D. J.: Handbook of Surface Metrology, Institute of
Physics Publishing Bristol and Philadelphia 1994, str. 44 – 101
a 251-264.
Whitehouse, D. J.: Surfaces and their Measurement, Kogan
Page Science, 2004.
Novák, Z.: Prostorové hodnocení textury povrchu. Studie.
Brno 2006.
DVOŘÁKOVÁ, Renata, SVOBODA, Emil, MAŇAS, Karel.
Application of the Surface Roughness Spectrum Analysis at
Diagnosing Functional Performance of Armament Components.
Chemické listy, Vol. 104, 2010, s. 303-306. ISSN 0009-2770.
ČSN EN ISO 4288 Geometrické požadavky na výrobky –
Struktura povrchu: Profilová metoda – Pravidla a postupy
pro posuzování struktury povrchu. ČSNI 1999.
Recenze: prof. Ing. Zdeněk Jonšta, CSc.
_____________________________________________________________________________________________
Hutní montáže spoléhají na kvalifikované lidi
novinky.cz, Anna Bortlíčková, Právo
4.4.2011
Ostravská společnost Hutní montáže, která je členem strojírenské skupiny Vítkovice Machinery Group a
zaměřuje se na montáže technologií pro nové energetické zdroje, loni zvýšila tržby i hrubý zisk. Firma rovněž
podstatně zvedla zaměstnanost. Tržby Hutních montáží, které jsou v Česku jednou z největších firem v oboru
montáží, oprav a údržby průmyslových a energetických celků a infrastruktury, vzrostly z 1,2 miliardy na 1,4
miliardy Kč.
Zisk před zdaněním za rok 2010 dosáhl 131 miliónů Kč, což bylo o 14 miliónů Kč více než předloni. Počet
zaměstnanců firma meziročně zvýšila přibližně o stovku na 836 a v průměru najímala ještě dalších 255
externích pracovníků.
Firma se uplatňuje ve specializovaných činnostech a oborech, které ještě téměř nejsou zasaženy krizí. Vsadila
na vysokou kvalifikaci zaměstnanců a na knowhow pro nové energetické zdroje. Takzvané nadkritické
elektrárenské kotle vyžadují technologickou zdatnost a schopnosti vysoce kvalifikovaných lidí.
Vybudování zázemí pro zakázky v energetice, na kterých Hutní montáže postavily svou strategii, vyžadovalo
zavést dokonalý systém přípravy zaměstnanců. Firma tak zřídila ve Sviadnově na Frýdecko-Místecku
pracoviště, které se věnuje přípravě, zácviku, zkouškám a zaškolování pracovníků pro zmíněné zakázky.
Kromě toho Hutní montáže spolupracují se svými odběrateli a školí své zaměstnance také přímo pod jejich
dohledem v Německu či dalších zemích, kde se chystá výstavba nebo zásadní rekonstrukce energetických
kapacit. Rozhodnutí jít i za cenu nemalých výdajů na montáže nových typů energetických kotlů, kde hraje
zásadní roli zvládnutí práce se špičkovými materiály, bylo rozhodně momentem, který umožnil eliminovat
dopady celosvětových hospodářských výkyvů. Dokládá to i výhled na letošní rok, který slibuje zachování tržeb
na loňské úrovni.
K největším zakázkám firmy v oblasti energetiky patří montáže pro společnosti Alstom Power a Hitachi Power
Europe. V tuzemsku pokračují práce na komplexní rekonstrukci tepelné elektrárny v Tušimicích.
SB, red.
63
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
zkušebnictví, měřictví,
laboratorní metody
Numerical and Physical Modelling of Steel Flow in AsymmetricTundish
Numerické a fyzikální modelování proudění oceli v asymetrické mezipánvi
prof. Ing. Karel Michalek, CSc., Ing. Karel Gryc, Ph.D., Ing. Markéta Tkadlečková, Ph.D., Ing. Zbyněk
Hudzieczek, Ing. Petr Klus, Ing. Vojtěch Sikora, Vysoká škola báňská – Technická univerzita Ostrava, Fakulta
metalurgie a materiálového inženýrství
The aim of this paper is to present new knowledge and experience from numerical and physical modelling of
metallurgical processes at the Department of Metallurgy, VSB – Technical University of Ostrava in Czech Republic
and to explain especially the principle of tundish process simulations. The numerical modelling was realized by the
CFD program FLUENT. This professional modelling software enables numerous settings. The paper describes the
pre-processing, processing and post-processing phases of numerical modelling. The mesh of the tundish was
designed by the GAMBIT software. The boundary conditions were set according to the needs of experiment. The
low-Reynolds k-epsilon model was used for final computation of steel flow. The post-processing data evaluation is
also discussed.
Physical simulation of tundish metallurgy processes utilizes a pair of conductivity and temperature probes situated
in the determined areas of the tundish model. The first pair is placed in the inlet area (shroud nozzle) and others are
in the outlet zones (submersion nozzles). The probes response to the KCl concentration change after its injection
into the water bath. Time delays between response at the inlet and individual outlets registration of concentration
change are observed. Also, the RTD (Residence Time Distribution) curves are plotted on the basis of time
dependency of concentration changes during experiments for individual outlets. Two basic methods exist of
utilization of KCl concentration change in this “water” physical tundish modelling methodology. The advantages
and disadvantages of the mentioned methods are discussed and possible future developments are outlined.
Příspěvek prezentuje poznatky a zkušenosti z oblasti numerického a fyzikálního modelování metalurgických procesů
na katedře metalurgie VŠB - TU Ostrava. Pozornost je zaměřena především na objasnění principu modelování
mezipánvových procesů pomocí numerické simulace v CFD programu Fluent a pomocí fyzikálního modelování
s využitím vodivostní, teplotní a vizualizační metody.
CFD program umožňuje řadu komplexních nastavení. Článek popisuje princip fáze přípravy modelování
(pre-processing), vlastní řešení (processing) a možnosti hodnocení výsledků (post-processing). Geometrie
mezipánve byla vykreslena v GAMBITu. Okrajové podmínky byly nastaveny dle provozních podmínek a na základě
poznatků odborné celosvětové literatury. Pro výpočet proudění v mezipánvi (pánvi) byl použit low-Reynoldsům kepsilon model. Výhodou numerického modelování byla možnost získat optickou představu o charakteru proudění v
mezipánvi vizualizací vektorů rychlosti proudění či profilů šíření koncentrační změny.
Fyzikální modelování procesů mezipánvové metalurgie je založeno na principu použití vodivostní a teplotní metody.
V agregátu jsou místěny páry vodivostních a teplotních sond. První pár sond je v oblasti vstupu (stínicí trubice)
a další sondy jsou umístěny na výstupu (ponorná výlevka) nebo v objemu agregátu. Sondy na výstupu snímají odezvu
změny koncentrace v čase po injektáži vodivostního roztoku KCl na vstupu. Časové zpoždění odezvy mezi vstupem
a výstupem je zaznamenáno tzv. RTD (Residence TimeDistribution) křivkou.
Datové výsledky numerického a fyzikálního modelování byly zpracovány ve formě přechodových charakteristik
bezrozměrové koncentrace na čase. Z těchto křivek bylo možno získat hodnoty minimálních retenčních časů,
64
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
informace o charakteru proudění, zkratovém proudění či rozsahu směsné oblasti. Hodnocení homogenity proudění
bylo provedeno pomocí variačního koeficientu. Získané výsledky numerického modelování byly porovnány s
výsledky paralelně probíhajícího fyzikálního modelování a provozního experimentu a prokázaly vysokou míru
shody. Metody modelování rozvíjené na katedře metalurgie umožnily například optimalizaci sekvenčního odlévání
na zařízení plynulého odlévání v Třineckých železárnách, a.s.
It is necessary to specify the inlets, outlets and walls for
the tundish geometry in the GAMBIT pre-processor in
order to subsequently define the boundary and
Introduction
Attention of the Department of Metallurgy of the VSB –
Technical University of Ostrava has for a long time
been focused on the study of steel flow nature in the
tundish using physical and numerical modelling. The
sophisticated methodology of the experiments and the
well-selected system of physical and numerical
modelling results, transformed into the operational
experience with the verified use of similarity theory,
offers the opportunity to address fundamental
technological problems.
This paper brings the main information about the setting
of the numerical and physical modelling of the steel
flow through the tundish and the determination of the
steel flow character, or extent of the intermixed zone
under conditions of the Department of Metallurgy. The
results from physical and numerical simulations were
used to optimize an inner configuration of tundishes and
boundary conditions of casting in order to minimize the
extent of the intermixed zone in continuous cast steel
billets, under conditions of a continuous casting
machine (CCM) No. 2 and CCM No. 1 located in
TRINECKE ZELEZARNY (TZ).
1. Numerical Modelling
Fig. 1
The computational grid of the tundish geometry of CCM
No. 2 with the detailed view of the computational grid of
the tundish nozzle
Obr. 1 Výpočetní síť geometrie mezipánve ZPO č. 2 v TZ a pohled
na detail výlevky
The numerical modelling of the steel flow in the tundish
during the sequence casting of the steel billets cast
under conditions of CCMs in TZ was realized by CFD
program FLUENT.
Generally, the numerical solution of each task is divided
into the following three stages [1]:
1. Pre-processing includes the geometry modelling and
the computational grid generation process.
2. Processing involves its own definition of the flow
model and the computation in the solver.
3. Post-processing focuses on the results evaluation.
Fig. 2
The tundish geometry of CCM No. 1 with the surface at 0.6
m level– variant for 20 tons of steel in the tundish
Obr. 2 Geometrie mezipánve ZPO č. 1 v TZ s úrovní hladiny
0,6 m ode dna – varianta s 20 t oceli v mezipánvi
operational parameters in the solver (FLUENT).
The walls and the melt surface of the tundish have been
defined as the WALL, the tundish volume was specified
as the FLUID, the output from the shroud as the
VELOCITY-INLET and the nozzles on the tundish
bottom as the OUTFLOW. The complete computational
grid of the tundish geometry was saved in the *.msh
format and imported in CFD programme FLUENT.
1.1 Initial and Processing Settings
The geometry modelling and the generation process of
the tundish computational grid were made in the
GAMBIT pre-processor.
The computational grid of the geometry for 15 tons of
steel in the tundish CCM No. 2 and the detail of the
nozzle geometry are shown in fig. 1. The geometry for
20 tons of steel in the tundish CCM No. 1 and the detail
of the computational grid of the nozzle geometry are
shown in fig. 2.
The flow was considered to be incompressible, viscous,
and turbulent. The calculations included the effect of the
natural convection [2].
65
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
In the numerical simulations, three models of turbulence
have been tested: the RNG k-ε model, the k-ω model
completed with the definition of the transitional flow,
and the shear-stress transport (SST) k-ω model. The aim
of these test computations was to verify their influence
on the final character of the steel flow, and to find the
optimal settings for the whole model.
turbulence kinetic energy k, and the specific dissipation
rate , are obtained from the following transport
equations [3]:

k    kui  
t
xi


x j
While the standard k-ε model is a high-Reynoldsnumber model, the RNG theory provides an analytically
derived differential formula for effective viscosity that
accounts for low-Reynolds-number effects. Effective
use of this feature does, however, depend on an
appropriate treatment of the near-wall region. These
features make the RNG k-ε model more accurate and
reliable for a wider class of flows than the standard k-ε
model. The RNG k-ε model has a form similar to the
standard k-ε model [3]:


  k  eff k   Gk  Gb    YM  S k

x j 


    ui  
t
xi


x j
 C1

k
Gk  C3Gb   C2  
2
k
  
 
  G  Y  S
 x 
j 

(4)
In these equations, Gk represents the generation of
turbulence kinetic energy caused by mean velocity
gradients. G represents the generation of . k and 
represent the effective diffusivity of k and ,
respectively. Yk and Y represent the dissipation of k and
 due to turbulence. Sk and S are user-defined source
terms.
(1)
and



    ui     eff   
t
xi
x j 
x j 
(3)
and

k    kui  
t
xi


x j
 k 
 k
  Gk  Yk  Sk
 x 
j 

The SST k-ω model has a form similar to the standard kω model. The equation of ω includes in addition also
Dω, which represents the cross-diffusion term. The SST
k-ω model was developed by Menter to effectively
blend the robust and accurate formulation of the k-ω
model in the near-wall region with the free-stream
independence of the k- model in the far field.
(2)
 R  S
In these equations, Gk represents the generation
of turbulence kinetic energy caused by the mean
velocity gradients. Gb is the generation of turbulence
kinetic energy due to buoyancy. YM represents the
contribution of the fluctuating dilatation in compressible
turbulence to the overall dissipation rate. The quantities
k and are the inverse effective Prandtl numbers for
k and , respectively. Sk and S are user-defined source
terms.
The principle of the numerical modelling of the
sequence casting is the simulation of steel flow in the
tundish during a change of chemical composition
of incoming steel. The simulation of the change in steel
grade lies in changing the input concentration of the
component from the value 0 up to the value 1. For
simulation of the change in the cast steel grade, it was
necessary to define two components: the old and the
new melt. To distinguish the old from the newly
supplied melt the descriptions OLD MELT and NEW
MELT were used. The simulation of the change in the
concentration was done using the Species Mass Fraction
function from the value 0 (MELT) up to the value 1
(NEW MELT) [2].
The standard k-ω model in the FLUENT is based on the
Wilcox k-ω model, which incorporates modifications
for low-Reynolds-number effects, compressibility, and
shear flow spreading. The Wilcox model predicts free
shear flow spreading rates that are in close agreement
with measurements for far wakes, mixing layers, and
plane, round, and radial jets, and is thus applicable to
the wall-bounded flows and free shear flows.
The operating conditions and material properties were
entered. The steel density was defined as a profile
function of temperature using the Piecewise-linear
function
The standard k-ω model is an empirical model based on
model transport equations for the turbulence kinetic
energy (k) and the specific dissipation rate (), which
can also be considered as the ratio of  to k. Due to the
fact that the k-ω model has been modified over the
years, production terms have been added to both the k
and  equations, which have improved the accuracy of
the model for predicting free shear flows. The
 T    n 
 n1   n
Tn1  Tn
T  Tn 
(5)
where  is density,1  n  N and N is the number
of segments (max. 30 segments for each parameter).
66
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
The material properties of the steel melt are listed in
tab. 1.
representation of temperature or pressure profiles,
which means the projection of the individual profiles as
a continuous process of changes from the start to final
value over time.
Tab. 1
The material properties of melt using for numerical
modelling of steel flow [2]
Tab. 1 Materiálové vlastnosti taveniny používané při
numerickém modelování proudění oceli [2]
density
heat capacity
heat conductivity
viscosity
kg.m-3
J.kg-1.K-1
W.m-1.K-1
kg.m-1.s-1
The data results obtained as the time-dependent
concentration and temperature changes were monitored
during the numerical simulation for each casting strand
(CS) at the tundish outlets and processed into the
transition dimensionless characteristics. From the
behaviour of the transition curve, it is possible to
observe the spread of the concentration change in the
individual casting strands and to determine the shortcircuiting or the extent of the intermixed zone.
Fig. 3 shows the transition curves of the concentration
changes in the individual nozzles of the tundish during
the continuous casting of 150 mm square billets under
isothermal conditions and with 8 tons of the steel in the
tundish of CCM No. 2 obtained from the numerical
modelling [1].
7030 for 1783 K
7006 for 1813 K
750
41
0.006995
The inlet parameters of the steel flow into the tundish
through the shroud were already defined as the
VELOCITY-INLET. This condition takes into account
the constant value of the flow velocity, of the
temperature and of the turbulence parameters across the
whole cross-section. The value of the turbulence
intensity of the incoming flow was I = 1 %. The
hydraulic diameter of 0.04 m corresponds to the internal
diameter of the shroud.
The steel bath flow under both isothermal and nonisothermal conditions was computed for all simulated
variants. The first variant considered isothermal bath
flow in the tundish, which may arise under conditions
when the temperature of the newly supplied steel is
identical to the steel present in the tundish. The other
variant was characterised by non-isothermal bath flow
in the tundish. In that case, the temperature of the newly
supplied steel was considered to be by 30°C higher than
the temperature of the steel already present in the
tundish. Under non-isothermal conditions, buoyancy
forces emerge as a result of varying densities of the steel
present in the tundish resulting in the development of
the reverse flow. The OUTFLOW condition was used at
the outlets from the tundish. This condition represents
one similar to the free steel flow from the tundish, and
uses the given operational parameters when calculating
the flow from the tundish.
Fig. 3
Obr. 3
The transition curves of the concentration change in the
individual casting strands (CS5, CS6, CS7, CS8) of the
tundish CCM No.2
Přechodové křivky změny koncentrace na jednotlivých licích
proudech mezipánve ZPO č.2 v TZ
Fig. 4 shows the concentration changes (from the value
0 to 1) under condition of the steel flow of 0.2 m above
the bottom of the CCM No. 2 tundish [2].
The transfer and conduction of heat were assumed by
through convection, as well as by conduction. The heat
losses were considered to occur through the walls of the
tundish and through the melt surface. The value of the
heat losses through the bottom and walls of the tundish
was 2.500 W.m-2. The heat loss through the free melt
surface was selected to be 15 000 W.m-2.
FLUENT solves the system of differential equations of
the flow using the finite volume method.
The SEGREGATED-IMPLICIT solver was used
to solve the task. The simulations were carried out in
a non-stationary regime with convergence at each time
level [1].
Fig. 4
8t
15 t
90 s
96 s
130 s
128 s
170 s
176 s
210s
208 s
The concentration changes (from the value 0 to 1) under
condition of the steel flow of 0.2 m above the bottom of
CCM No.2 tundish for 8 and 15 tons of steel weight
Obr. 4 Zobrazení šíření koncentrační změny (z hodnoty 0 na 1) v
podmínkách proudící lázně v mezipánvi v horizontálním
řezu vedeném 0,2 m nad úrovní dna mezipánve pro 8 a 15 t
hmotnosti oceli v mezipánvi
1.2 Post-processing
The correct treatment and interpretation of results of the
numerical modelling is an integral and very significant
phase. Numerical simulations can receive both data and
graphical results. The animation is the effective way of
67
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
The temperature field and computational grid from the
numerical modelling of steel flow in the tundish of the
CCM No. 2 using the CFD program FLUENT are
shown in fig. 5. The quality of the obtained results
designates the density of computational gird, the
selected nature of the fluid flow and turbulence model,
the choice of turbulence intensity, and/or entered
physical boundary conditions, etc. If necessary, the
effective control of all inputs and outputs and the
computational grid has to be made. Numerical
modelling results should be verified by physical
modelling, or direct operational experiment.
Fig. 6 The schematic organization of the CCM No.2 in TZ
Obr. 6 Schéma uspořádání ZPO č.2 v TZ
Fig. 5 The temperature field and computational grid from the
numerical modelling of steel flow in the tundish of the CCM
No. 2 using the CFD program FLUENT
Obr. 5 Teplotní pole získaná numerickou simulací proudění oceli
v mezipánvi ZPO č.2 TZ a detail výpočetní sítě výlevky
mezipánve
Fig. 7 The view on the model of asymmetric four-strand tundish of
the CCM No. 2 on scale of 1:3
Obr. 7 Pohled na model asymetrické čtyřproudé mezipánve ZPO č.2
v měřítku 1:3
2. Physical Modelling of Flow Pattern in the
Tundish
Department of Metallurgy has also performed an
extensive experimental work (publications) in other two
models of the real tundish, which is installed to be part
of CCM No. 1 in the TZ. The former Plexiglas model
was constructed on a scale of 1:5 (fig. 8).
In the applied research conducted within the
Department of Metallurgy, the results of scientific
research in the field of numerical modelling are verified
not only using operational experiments in a real plant,
but also using the sophisticated modelling of physical
processes in the tundish. The Department of Metallurgy
has three physical models of tundishes currently
available.
2.1 Plexiglass models and similarity parameters
The first model is the one of a four-strand asymmetric
tundish of the CCM No. 2 operating in TZ. The
CC-machine No. 2 of TZ is of an eight-strand design set
for billets, a radial type with the radius of curvature of
9 m, and it is equipped with two asymmetric four-strand
tundishes for casting, as you can see in fig. 6 [1]. These
tundishes are filled with the melt from a single casting
ladle and the tundishes have the partition wall between
the impacting point and the outlet node of the casting
strand No. 5. The Plexiglass model is constructed on the
Ml = 1:3 scale with regard to a real tundish (see fig. 7).
Fig. 8 The view of the model of asymmetric five-strand tundish of
the CCM No. 1 on a scale of 1:5
Obr. 8 Pohled na model asymetrické pěti-proudé mezipánve ZPO
č.1 v měřítku 1:5
The more recent model was constructed on a scale of
1:4 (fig. 9).
68
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
For study of the flow nature of the modelled fluid,
a conductivity method is employed, which uses a weak
aqueous solution of KCl and changes in concentration
of the substance during the experiment. The
conductivity and concentration is measured by probes
located at the inlet and outlets of the tundish. The
concentration of KCl is recalculated. The resulting
concentration of KCl in aqueous solution is used to
identify the characteristics of the so-called retention
times, and to obtain the time-dependent changes in
concentration at the outlet of the tundish – the RTD
curve. In practice, the physical modelling of steel flow
in a tundish commonly uses both methods.
The method of the permanent change of concentration
(Heaviside step unit) essentially simulates the
continuous casting process during the change of the
ladle. During the physical modelling, the second
container/other ladle usually contains a water solution
with high content of KCl. A typical curve (F-curve)
corresponding to such a permanent change in
concentration is illustrated in fig. 10.
Fig. 9 Overview of the tundish model on a 1:4 scale, along with
detailed views of: outlet node of immersion nozzle (detail
A), central measuring station (detail B), measuring units of
inductive flow meter (detail C), shroud (detail D)
Obr. 9 Celkový pohled na model mezipánve v měřítku 1:4 s
detailními pohledy na: výstupní část ponorné trubice (A),
centrální měřící stanici (B), měřící jednotky indukčního
průtokoměru (C), stínící trubici (D)
The technical parameters of the simulations under
conditions of tundish models constructed on a scale of
1:3, 1:4 and 1:5 can be computationally determined based on the theory of similarity (see tab. 2).
Tab. 2
The dependence of the length, speed, time scales and flow
patterns on tundish models in comparison with the real
tundish [4]
Tab. 2 Závislosti délkových, rychlostních, časových a průtokových
měřítek na modelech mezipánve vzhledem k provozní
mezipánvi [4]
Conditions
Length
Velocity
Time
Vol. flow
Real tundish
l
w
τ
QV
0.33 ×
l
0.25 ×
l
0.5774 ×
w
0.5774 ×
w
0.06415 ×
QV
0.03125 ×
QV
0.01789 ×
QV
Model 1:3
Model 1:4
Model 1:5
0.2 × l
½×w
½×τ
0.4472 ×
w
0.4472 ×
τ
Fig. 10 The transition curve of permanent change in concentration of
KCl recorded during the physical modelling of the transition
zone extent under the condition of the CCM No. 2
Obr. 10 Přechodová křivka trvalé změny koncentrace KCl získaná
během fyzikálního modelování rozsahu směsné oblasti na
ZPO č. 2
The second method is based on the high-speed injection
of the marker concentrate into the inlet strand of the
tundish and on subsequent monitoring of the response of
this Dirac pulse at each outlet of the tundish (casting
strands). The time dependence of the concentration
changes of the marker at the outlets is expressed by the
RTD C-curve(see fig. 11).
2.2 Principle of Physical Modelling and Processing
of Results
Physical modelling of the steel flow in a tundish is
realized on the scale models with Plexiglass at the
Department of Metallurgy. For simulation of the flow of
steel, it is possible to use the water that has suitable
physical properties - see tab. 3.
Tab. 3 Physical properties of water at 20 ºC and steel at 1600 ºC [4]
Tab. 3 Fyzikální vlastnosti vody při 20°C a oceli při 1600°C [4]
Physical Quantity
Name
Unit
Water
Steel
Density
ρ
kg.m-3
1.000
7.000
Kinematic viscosity
υ
2 -1
m .s
-6
1.10
0.91.10-6
Dynamic viscosity
η
kg.m-1.s-1
0.001
0.0064
Surface tension
σ
0.073
1.6
-1
kg.s
Fig. 11 The time dependence of concentration change of the marker
at the outlet expressed by h the RTD C-curve
Obr. 11 Časová závislost změny koncentrace stopovací látky na
výstupu vyjádřena RTD C-křivkou
69
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Between both time-dependent functions, there is a
following relationship:
Fig. 12 shows graphical comparisons of the
operational results with those obtained from numerical
simulations under the conditions of constant tundish
bath weight of 8 t.

F   C  d
(6)
1,20
dimensionless concentration of Cu; -
0
The F-curve can be obtained integrating the C-curve.
Then the C-curve can be derived from the F-curve.
In terms of the Department of Metallurgy, both
mentioned methods are used. In respect of perpetual
agreement of the method of permanent changes of
concentration with the operating mechanism of CCM
casting, this method is preferred. The method based on
the Dirac pulse is then used to visualize the nature of the
flow using KMnO4 – (see fig. 7).
c  cmin
cmax  cmin
where
dimensionless concentration; 1
minimum KCl concentration; %wt.
c
KCl concentration in time τ; %wt.
0,60
operational experiment
0,40
numerical simulation
0,20
0,00
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
time after ladle change; s
Fig. 12 Graphical comparison of operational results with those
obtained from numerical simulation of transition zone
origination for the CS No. 6 [2]
Obr. 12 Grafické srovnání provozních výsledků s výsledky
získanými z numerické simulace vzniku směsné oblasti na
CS č. 6 [2]
The particular numerical simulation variant has been
chosen intentionally in order to reflect the monitored
critical moment in the course of tundish change at the
operational experiment when the real tundish weight
dropped down to 7.87 t.
As it is shown in the fig. 12, the pattern of the transition
curve obtained from the numerical simulation fairly
correlates with the experimental field data, particularly
in the field and beyond its point of inflection. Certain
discrepancy was observed at the initial stage, where the
transition curve was somewhat delayed compared to the
experimental data, which may presumably be related to
a variation in the conditions of the first field experiment
and the numerical simulation juxtaposed. In the field
experiment, the tundish was, after the ladle change,
refilled by applying an increased flow rate (4.5 t.min-1),
which resulted in achieving the nominal tundish steel
weight (approx. 13 t) in 3 to 4 minutes. The numerical
simulation conditions were, on the contrary, reduced to
the stable tundish steel weight (8 t), which corresponded
to lower flow rate into the tundish, namely 1.75 t.min-1.
The substantially higher flow rate in the field
experiment resulted in markedly enhanced tundish flow
dynamics and reduced retention times, which might
have in the end been reflected in the more rapid
concentration increment at the tundish outlets. It is
rather difficult to simulate the tundish refilling process
using FLUENT in this way; test trials are being
undertaken in the time being.
(7)
c
cmin
cmax
0,80
-0,20
-100
The time dependence of the KCl concentration in
aqueous solution is shown on the graphs of the RTD
curves (fig. 10 and 11). With the help of the above
defined time scales for different models (Table with
transfers), the time courses of the RTD curves are
converted to the specific operating conditions of the
tundish. The concentration of KCl is then converted to
the dimensionless concentration according to the
following relationship:
c
1,00
maximum KCl concentration; %wt.
This adjusted data can be used now as an input for
further scientific and research activities related to the
applied research of studies of the steel flow nature in the
tundish – for example based on inner design
optimization [5, 6].
3. Results Discussion and Comparison
The results obtained from numerical simulation and
physical modelling are analogously processed according
to the specific research needs. The data obtained from
the modelling of the steel flow character in the tundish
are obviously used for the determination of the
characteristic time moments or steel weight cast in
dimensionless concentration intervals of 0.1 to 0.9 or
0.3 to 0.7.
Fig. 13 shows graphical comparisons of the physical
modelling results with those obtained from numerical
simulations under the conditions of a constant tundish
bath weight of 8 t. There is a good agreement, too [2].
The account of intermixed zone solutions would be
incomplete without the comparison of operational results
with those obtained from the numerical modelling using
the CFD FLUENT programme. The results of these
simulations have also been published in [2].
70
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
be realized, which aims to react to the current market
needs and to focus on, in the Czech Republic not yet
comprehensively solved, issues of the technology of
production, casting and solidification of steel. The
Laboratory will use modern analytical instruments to
precisely identify the specific physical properties of the
studied systems - various types of steels, slag,
ferroalloys, and to implement them onto the physical
and numerical model of the solved problem. These
instruments will conclude the high temperature
equipment for measuring of thermo physical properties
STA449 F3 Jupiter from NetzschGerätebau GmbH, a
high-temperature viscometer for metals and slag,
a physical model for modelling of metallurgical
processes during the production, processing and
solidification of steel, and in the last case the numerical
software for simulation of filling and solidification of
steel in mould.
Fig. 13 Graphical comparison of physical results with those obtained
from numerical simulation of transition zone origination for
the CS No. 6 [2]
Obr. 13 Grafické srovnání výsledků fyzikálního a numerického
modelování vzniku směsné oblasti na CS č. 6 [2]
4. Conclusions
The Laboratory for Modelling of Processes in Liquid
and Solid Phase thus represents a unique summary of
equipment and scientific and research potential,
allowing with optimal staffing the study of complex
processes occurring in the production, casting and
solidification of metals for the application sphere.
The presented work introduced the knowledge from the
numerical and physical modelling of the steel flow at
tundishes under conditions of the Department of
Metallurgy at the Faculty of Metallurgy and Material
Engineering of VSB-Technical University of Ostrava.
The numerical modelling is carried out in the CFD
programme FLUENT. The physical modelling uses the
water models from Plexiglass in different geometric
scales. The water models are located in the Laboratory
of physical and numerical modelling of the Department
of Metallurgy. The main advantage of numerical
modelling is the opportunity to easily change the setting
of the boundary conditions. On the other hand, the result
from numerical modelling is best confirmed using
a different method, in this case physical modelling or
plant experiment. To transfer the practicable results into
a real plant system, it is also necessary to have the most
accurate information about the physical properties of
substances involved in the production process. This
information is often taken from various external sources
outside their own problem-solving team and/or the
physical properties are determined on the basis of
various theoretical calculations.
Acknowledgment
A part of the paper was created within the project
No. CZ.1.05/2.1.00/01.0040 "Regional Materials
Science and Technology Centre", within the frame of
the operationwwal programme "Research and
Development for Innovations" financed by the
Structural Funds and from the state budget of the
Czech Republic.
Literature
[1] Tkadlečková,M., Michalek, K., Gryc, K, Hudzieczek, Z., Pindor,
J., Střasák, P., Morávka, J.: Comparison of extent of the
intermixed zone achieved under different boundary conditions of
continuous billets casting. In 19th International Conference of
Metallurgy and Materials METAL 2010, Rožnov p. Radhoštěm,
Czech Republic, EU, 2010, pp.6. ISBN 978-80-87294-15-4.
http://www.metal2010.com/data/metal2010/sbornik/lists/papers/1
37.pdf
[2] Tkadlečková, M.: The Numerical Modelling of the Transition
Zone Extent in the Continuous Cast Blanks. Dissertation
Thesis.VSB-TU Ostrava, FMME, Department of Metallurgy,
Ostrava, 2009. p.137 (in Czech)
[3] FLUENT 6.3 User's Guide. http://my.fit.edu/itresources/manuals/
fluent6.3/help/html/ug/main_pre.htm
[4] Gryc, K.: The Physical Modelling of the Transition Zone in
Continuous Cast Blanks and Knowledge Utilization in Steel
Plant. Dissertation Thesis.VSB-TU Ostrava, FMME, Department
of Metallurgy, Ostrava, 2007. p.159 (in Czech)
[5] K. Gryc, K. Michalek, Z. Hudzieczek, J. Morávka: Hutnickélisty,
Vol. 62, 2009, No. 3, p. 4-10, ISSN 0018-8069. (in Czech)
[6] K. Gryc, K. Michalek, Z. Hudzieczek: Physical Modelling of
Different Impact Place Modification, In.: The theory and practice
of production and steel processing, Rožnov pod Radhoštěm,
2010, p. 145-151, ISBN 978-80-87294-14-7. (in Czech)
The scientific and technical background of the
Department of Metallurgy and Department of Physical
Chemistry and Theory of Technological Processes at the
Faculty of Metallurgy and Materials Engineering VSB Technical University of Ostrava, as well as the
extensive experience of applied research enabled these
workplaces to participate in a major project conducted
under the frame of the Regional Materials Science and
Technology Centre (RMSTC), particularly through the
establishment of the workplace "Laboratory for
Modelling of Processes in the Liquid and Solid Phases”.
Associated with the solving of the research project
RMSTC, the next support of the Laboratory for
Modelling of Processes in Liquid and Solid Phases will
Recenze: prof. Ing. František Kavička, CSc.
Ing. Marek Velička, Ph.D.
71
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Monitoring of Deformation Area of Body Stamping by Using of Non-contact
Optical Method
Pozorování deformačních polí u karosářského výlisku pomocí bezkontaktní
metody
Ing. Tomáš Jíra, Ing. Pavel Solfronk, Ph.D., Technická univerzita v Liberci, fakulta strojní, Ing. Pavel Voborník,
Škoda Auto a.s.
At present when more and more demands are brought to bear in the areas of ecology, dynamics, safety, overall
vehicle weight, and all this with regard to the final price, at which this product shall be offered on the market, we
would not do without application of computer equipment, which is an integral part of vehicle development and
production. One of the auxiliary tools, which may substantially contribute to the attainment of our objectives and
trends is mainly in the area of production of body stampings use of the ARGUS 4M system supplied to our market by
the firm GOM Ltd. This system, which consists of a scanning camera, computer unit and additional jigs, is capable
of differentiating and gradually numbering the major and secondary strain, together with the indexes, major and
secondary deformation based on optical scanning. The resultant variables can be visualised using a pre-set mode in
resultant strain and deformation fields, which enable us to get an idea about the process and size of the major and
secondary strains (main and secondary deformation), which arise during the actual forming process on the pressing
line. The entire process, which consists of the collected sample, creation of the deformation web, optic scanning and
subsequent computation and compilation of the strain (deformation) model, can be accomplished within a relatively
short time, so that, we can resiliently respond and create feedback, in the course of actual solution of problematic
areas of the body stampings. This system shall be tested thoroughly in the critical areas of marginal deformation,
which shall be created using various strain conditions. Its resultant values shall be visualised using the diagrams of
the marginal deformation and compared in the diagrams of marginal deformation compiled on the basis of test "by
disengaging shaped test bodies with variable width b" for identical materials in the marginal deformation areas. It
was established on the basis of final comparisons that this system shows very good resulting values for stampings,
at which deformation sizes are reached in the region of homogeneous plastic deformation. These values were
measurable with difficulty in regions after strength limit, especially in regions of local deformation and resulting
deformation values showed higher irregular measurement deviations in some instances.
V současné době, která se vyznačuje neustálým zvyšováním trendů a cílů v oblasti výroby, je nezbytnou součástí pří
plnění těchto standardů zapojení výpočetní techniky. Jedním z pomocných nástrojů, které velkou mírou mohou
přispět k dosažení našich cílů a trendů, a to zejména v oblasti výroby karosářských výlisků, je systém ARGUS 4M
dodávaný na náš trh fa GOM Ltd. Tento systém je tvořen snímací kamerou, výpočetní jednotkou a dodatečnými
přípravky a dokáže na základě optického snímání rozlišovat a postupně vyčíslit hlavní a vedlejší deformace.
Výsledné hodnoty lze zobrazit pomocí přednastavených modů do následných deformačních polí, které nám umožňují
vytvořit si představu o průběhu a velikosti hlavních a vedlejších deformací, která vznikla při samotném tvářecím
pochodu v lisovací lince. Celý proces, který se skládá z odebrání vzorku, vytvoření deformační sítě, optického
snímání a následného výpočtu a sestavení napěťového (deformačního) modelu, lze dosáhnout v poměrně krátké
době, a to tak, abychom mohli pružně reagovat a vytvořit zpětnou vazbu při samotném řešení problematických míst
karosářských výlisků. Tento systém bude podroben důkladnému prověření v kritických oblastech mezního přetvoření
u karosářských výlisků. Jeho výsledné hodnoty budou zobrazeny pomocí diagramů mezního přetvoření a porovnány
s diagramy mezních přetvoření sestavených na základě zkoušky „vypínáním tvarových zkušebních těles s proměnnou
šířkou b“ u totožných materiálů v oblastech mezních přetvoření. Na základě těchto výsledných porovnání bylo
zjištěno, že tento systém vykazuje velmi dobré výsledné hodnoty u výlisků, u nichž jsou dosaženy velikosti deformací
v oblastech homogenní plastické deformaci. V oblastech jež se nacházely za mezí pevnosti, zejména pak v oblastech
lokálního přetvoření, byly tyto hodnoty obtížně měřitelné a výsledné hodnoty velikostí deformací v některých
případech vykazovali vyšší odchylky měření.
assumed work is determined for broader usage of this
system. The conventional measurement method uses a
workshop microscope as a comparative measurement
that makes it possible to analyse the deformation also in
the vicinity of the fissures. This equipment is used at the
Department of Engineering Technology, FS TUL. The
1. Introduction
The objective of the research work is to verify the
possibilities of the ARGUS 4M optical system in the
analysis of deformation of the stamping in the areas of
local thinning or fracture. Use of the results of the
72
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
tests shall be done on test samples, which by their shape
model various states of strain in the stamping. For each
deformation trace, two sets of samples are used, on
which the deformation analysis will be done using the
given methods. The deformation traces were created in
such a way so that they correspond with the forming
limit diagram, hereinafter referred to as "FLD" (forming
limit curve, hereinafter referred to as “FLC’’) and were
thus capable of describing various states of strain, or,
deformation states ( m  0,5 up to m  1 ) [1].
is already elaborated in detail. The criterion for
termination of the test is creation of local thinning or
fracture in the tested sample, Figure 2.
2. Research part procedure
Fig. 2 Set of samples for optical analysis of the forming deformation
with an area of local thinning (fracture)
Obr. 2 Sada vzorků určených pro optickou analýzu ARGUS 4M
For the research part, such materials were chosen, the
chemical composition and material features of which
makes them suitable for production of car body
stampings. In all cases, this concerned deep-drawn IF
steel with a hot-dip galvanizing layer [2]. These
materials were subjected to roughness tests (equipment:
HOMMEL TESTER T1000) and static tensile test
(equipment: Zwick/Z030) in all three rolling directions
according to the standard ČSN 10002-1 [3]. The
resultant variables were processed by both graphic
expression, as well as with use of spreadsheet data,
Figure 1.
On the basis of resultant values [φ2kj, φ1kj] at the detected
points in the critical areas of the stamping (local
thinning, fracture area), the FLD were compiled. The
diagrams are punctuated with a range of points (FLC),
that divide the safe stamping area from the areas with
local thinning, fracture, Figure 3.
The diagram was created on the basis of on regression
equation 1:
1kj = a + b2kj + c 2kj2
(1)
where:
φ2kj, φ1kj co-ordinates of the range of FLC points
a, b, c
regression coefficients
Fig. 1 Tensile diagram for the first sample taken perpendicularly to the
direction of rolling, resultant values were processed graphically
and with use of spreadsheet
Obr. 1 Tahový diagram pro vzorek odebraný kolmo na směr válcování
Fig. 3 FLD of tested samples from various deformation traces
Obr. 3 FLD zkoušených vzorků sestavených z různých deformačních
stop
On the basis of the resultant parameters, it is possible to
say that the tested samples correspond to the data that
are given in the material sheets [4], and deformation
traces shall further be created from the tested material.
2.2 Analysis using the ARGUS 4M optical system
From the previous materials, which were processed by
the method for creation of the FLD using the test for
stretching the shaped test bodies with variable width b,
an identical set of samples was created for optical
analysis using the ARGUS 4M system. The deformation
mesh points were electrochemically etched in the test
sample (flat sheet metal). A pattern of the deformation
mesh points for electrochemical etching of dimensions
400 x 280 mm was used for creation of the deformation
mesh; the mesh dimension is 2 mm (distance between
the centres of these points). On the cleaned cut-out, we
placed a screen (textile pattern) and using an applicator
2.1 Comparative method for stretching shaping
bodies with variable b width
For the comparative method for experimentally
ascertaining of the forming limit diagram, the method
for stretching shaped test bodies with variable width b
was applied. This method for determination of the FLD
was used already for a long time in the Department of
Mechanical Engineering of the TU in Liberec and the
methodology for performance and evaluation of the test
73
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
with felt-lined roller soaked in electrolyte, we ran over
the screen. The deformation mesh was applied only to
the areas where we assumed the largest degree of
deformation, which should correspond to the forming of
the sample - Figure 4.
area of local thinning, the following phenomena that are
discussed further hereunder were observed.
Analysis of the deformation in the area of local thinning
(fracture) using the ARGUS 4M optical system and the
workshop microscope obtained the highest variant
values for the samples of width b = 30 mm. The results
obtained using the workshop microscope showed higher
degree of major and minor deformations, Figure 6.
1,0
0,8
0,6
Mikroskop φ1
φ1,2 [-]
0,4
Mikroskop φ2
Argus φ1
0,2
Argus φ2
0,0
měřený vzorek
detekovaná oblast
kalibrační kameny
0,0
measured sample
detected area
calibration stones
2,0
4,0
6,0
8,0
10,0
12,0
-0,2
-0,4
-0,6
Fig. 4 Sample ready for ARGUS 4M analysis
Obr. 4 Příprava vzorku pro ARGUS 4M analýzu
L [mm]
Fig. 6 Discernible differences in the major and minor deformations
between the microscopic method and the ARGUS optical
analysis
Obr. 6 Grafické zobrazení měření velikosti hlavních a vedlejších
deformací pomocí ARGUS 4M a mikroskopu
One of the possibilities, offered by the ARGUS 4M
system [5], is also visualisation of results using FLD Figure 5. To create the FLD, it is necessary to define the
FLC and material characteristics. The FLC constitutes
the defined points, which represent the minor and major
deformations. After display of the resultant values and
modifications from this project, it is possible to create a
report in various display modes, Figure 5.
This difference is discernible on all tested materials.
Samples of width b = 30 mm represent a state of strain
close to uni-axial draw. For this reason, the observed
area is characterised by substantial deformation in both
major directions. In spite of the fact that the ARGUS
4M system works with highly sensitive scanning
technology, it is not possible for the samples
(representing uni-axial draw) to capture and clearly
discern the individual mesh deformation points at the
fracture points.
For this reason, the ARGUS 4M system is only capable
of evaluating points that do not lie directly in the
vicinity of the fracture and is capable of further
processing of these points using software. The analysed
points have logically lower deformation value than the
points directly neighbouring the fracture. Since the
progress of the deformation is observed endways to the
fracture, the progress shifts to the lower values.
Fig. 5 FLD visualisation of the tested part
Obr. 5 FLD u zkoušeného vzorku
4. Conclusions
3. Discussion of the results
From the results of the work, it is clear that the ARGUS
4M system is a very flexible tool for analysis of the
stamping deformation. In the deformation area that is
not close to the critical fracture deformations, it is
possible to contend that the system is stable and it
provides adequately precise results. The use of the
ARGUS 4M system in the case of analysis of
deformation in the fracture area is disputable. For
already-mentioned reasons, the ARGUS 4M system is
not very suitable for analysis of deformation in the
vicinity of the fracture. For this type of analysis, GOM
a.s. supplies the ARAMIS system, the configuration of
which is adapted to this requirement.
The objective of this work was to determine the
possibilities of the ARGUS 4M optical system for the
analysis of deformation in the areas of local thinning or
fracture in the course of sheet metal forming. The
measurement results obtained using this system were
compared with the conventional method for
measurement of deformation on a workshop
microscope. Comparison of the measurement results
was done for various states of strain, which represent
deep-drawing technology in a broad spectrum. In the
actual analysis of the distribution of deformation in the
74
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Literature
From the measured variables, it is clear that in the case
of the ARGUS 4M system, the biggest deformation
measurement error in the vicinity of the fracture is in the
areas, where the strain is closer to uni-axial draw.
However, when drawing irregularly shaped stampings,
these areas are very few on the stamping. In spite of this
fact, however, I would recommend use of the ARGUS
4M system only for analysis of deformation in the stable
area, for which this system is intended.
[1]
[2]
[3]
[4]
[5]
* The paper was prepared with financial support of the
project of the TUL students grant competition 2822
within the frame of support of specific university
research.
Buchar, Z. FLD for thin deep-drawn sheet metal, [Dissertation],
VŠST, Liberec 1987. [18/05/2006].
BILLY, F. Trendy vývoja ocelových plechov pre lahké
automobilové konstrukce. Hutnické listy vol.54, 1999, č. 3, s.
20-25 . ISSN 0018-8069.
ČSN EN 10002-1: Tensile test, Czech Standards Institute, 1994.
DIN EN 10346:2009-07: Kontinuierlich feuerverzinktes Band
und Blech aus weichen Stählen zum Kaltformen-Technische
Lieferbedingungen e. V., Berlin, July 2000.
fa. GOM: Argus 4M Instruction, [12/02/2007]
<http://www.gom.com/EN/measuringsystems/ARGUS/Instructi
on/ >
Recenze: Ing. Milan Dvořák
Ing. Jan Saidl, Ph.D.
_____________________________________________________________________________________________
Společnost
OCELOVÉ PÁSY
Hlubinská 917/20, 702 00 Moravská Ostrava
připravuje
8. mezinárodní konferenci
OCELOVÉ PÁSY 2011
4. - 6.10.2011
Vysoké Tatry – Stará Lesná
Košice
Slovenská republika
Nad konferencí převzal záštitu
president U. S. STEEL KOŠICE, spol. s r.o.
pan Georgie F. Babcoke
www.ocelovepasy.cz/konference10.php
75
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Vplyv rýchlosti ochladzovania v kritických teplotných oblastiach na výskyt
zníženej plasticity za tepla
Effect of Cooling Rate in the Critical Temperature Areas on the Occurrence
of Hot Ductility
prof. Ing. Margita Longauerová, CSc., Ing. Mária Fedorová, Technická univerzita Košice, Hutnícka fakulta,
Slovenská republika, Ing. Josef Bořuta, CSc., Aleš Bořuta, MATERIÁLOVÝ A METALURGICKÝ VÝZKUM
s.r.o. Ostrava
Hodnotilo sa vysokoteplotné skrehnutie v TiNb IF oceli, použitím plastometrickej skúšky krutom za tepla a sledoval
sa vplyv rýchlosti ochladzovania medzi rozpúšťacím žíhaním a kritickou teplotou 1100 °C, 700 °C na zníženú
plasticitu. Výrazný pokles plasticity v oblasti stabilného austenitu nastáva pri teplote 1100 oC a v oblasti fázovej
premeny v tesnom okolí 700 oC pri rýchlosti ochladzovania z rozpúšťacej teploty na teplotu deformácie v2= 4°C/s.
Spomalením rýchlosti ochladzovania z rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie 1 100oC z v2= 4°C/s na v2=
1,4°C/s sa plasticita zlepšila, zrejme v dôsledku zhrubnutia častíc pri pomalom ochladzovaní po rozpúšťacom
žíhaní, resp. vyviazania S na Mn. Ďalšie spomalenie rýchlosti ochladzovania až na v 2= 0,5°C/s spôsobilo pokles
počtu otáčok do porušenia, t. j. zhoršenie plasticity a môže to súvisieť s rozbehnutím segregačných procesov
prítomných prímesí počas dlhšieho zotrvania pri vysokej teplote. Oproti základnému programu, sú všetky hodnoty
plasticity v programe, kde sa menila rýchlosť ochladzovania z rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie 1100oC
lepšie, posunuté k vyšším hodnotám Nf, včítane najvyššej rýchlosti v 2= 4°C/s. Túto anomáliu pri vysokej rýchlosti
ochladzovania v2= 4°C/s možno vysvetliť odlišnou hĺbkou odberu vzoriek pod povrchom bramy oproti hĺbke odberu
vzoriek v základnom programe. Vplyv spomalenia rýchlosti ochladzovania z teploty rozpúšťacieho žíhania na
kritickú teplotu deformácie 700oC v oblasti fázovej premeny ovplyvňuje hodnoty počtu otáčok do porušenia iba
málo, ktoré sú v intervale Nf = 6 –10,2 otáčok. Toto vysokoteplotné skrehnutie v analyzovanej oceli je zrejme
podporované zvýšenou hustotou interkryštalicky vyprecipitovaných jemných častíc, napr. AlN, NbCN, TiC alebo
TiN, ktoré sú miestami nukleácie mikrodutín a ich následnou koalescenciou nastáva potom interkryštalické
porušenie. Možno predpokladať, že vplyvom použitého spomalenia rýchlosti ochladzovania z rozpúšťacieho žíhania
z v2= 4°C/s na 1,4°C/s, resp. 0,5°C/s sa získal hrubší film alotriomorfného feritu s jeho vyšším podielom, čo mohlo
spôsobiť mierne zlepšenie plasticity pri fázovej premene.
Hot ductility loss in TiNb IF steel was investigated using plastometer torsion tests, and the effect of cooling rate
between solution annealing and test temperature 1100, 700°C on hot ductility loss was also investigated. Significant
decrease in hot ductility occurred in the area of stable austenite at 1100°C and in the area of phase transformation
in the immediate vicinity of 700°C at a cooling rate from dissolution temperature to deformation temperature v2 =
4°C/s. Slowing the cooling rate from solution annealing temperature to deformation temperature of 1100°C from v2
= 4°C/s to v2 = 1.4°C/s improved hot ductility, probably due to thickening of the particles during the slow cooling
after solution annealing, or due to precipitation of S onto Mn. Further slowing of the cooling rate down to
v2 = 0.5°C/s caused a decrease in the number of revolutions to failure Nf, i.e. deterioration of hot ductility, which
may be related to the start of the segregation process of present impurities during the longer dwell at high
temperature. Compared to the basic program, all values of hot ductility in the program, which varied the cooling
rate from solution annealing temperature to deformation temperature of 1100°C, shifted to higher values of Nf,
including at high speed v2 = 4°C/s. This anomaly at the high rate v2 = 4°C/s can be explained by different sampling
depth below the slab surface compared to the sampling depth in the basic programme. Slowing the cooling rate
from solution annealing temperature to the critical deformation temperature of 700oC in the area of phase
transformation affected the value of the number of revolutions to failure only slightly, which remained within the
range Nf = 6 - 10.2 turns. This high-temperature embrittlement in the analyzed steel is evidently supported by
increased density of intergranular precipitated fine particles, for example AlN, NbCN, TiC or TiN, which are sites of
nucleation microcavities, and intergranular failure occurs after their subsequent coalescence. It can be assumed
that it is the influence of slowing the cooling rate from v2 = 4°C/s to 1.4°C/s, or to 0.5°C/s to obtain a thicker film
with a higher amount of allotriomorphic ferrite, which could cause slight improvement in hot ductility during phase
transformation.
76
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Tab. 1 Chemické zloženie analyzovanej ocele
Tab. 1 Chemical composition of analysed steel
1. Úvod
Chemické zloženie [hm. %]
Pre stanovenie deformačných charakteristík ocelí pri
vysokých
teplotách
sú
vhodnými
metódami
vysokoteplotná ťahová skúška a tiež plastometrická
skúška krutom za tepla, alebo ich kombinácia [1,2].
Pokles tvárnosti pri ochladzovaní ocelí, ktorý spravidla
zhoršuje aj kvalitu plynule odlievaných polotovarov
možno rozdeliť do 3 hlavných oblastí nasledovne:
oblasť I – krehkost v blízkosti teploty solidusu ocele,
oblasť II - krehkosť vo vysokoteplotnej oblasti
stabilného austenitu (1200 - 900oC), oblasť III krehkosť v teplotnej oblasti fázovej premeny γ→α, resp.
α→γ (900 – 600oC), pričom oblasť III A je
nízkoteplotná oblasť austenitu (900oC – Ac3, Ar3) a
oblasť III B je oblasť fázovej premeny γ→α, resp. α→γ.
C
Mn
Si
P
S
Al
Mo
Ti
V
0,0039 0,42 0,007 0,071 0,006 0,038 0,002 0,034 0,001
B
Ca
Cu
Ni
As
Sn
Sb
Nb
Zn
0,0005 0,0002 0,02 0,011 0,003 0,003 0,002 0,044 0,001
Výrezy A, B, C a D zo začiatku bramy boli odliate
rýchlosťou 0,53 m/min a výrezy E, F, G a H z konca
bramy sa odliali rýchlosťou 0,8 m/min. Miesta výrezov
z bramy sú ilustrované na obr. 1. Vzorky pre
vysokoteplotné skúšky sa odobrali z výrezov B, C a D,
t.j. zo začiatku bramy, odliatej rýchlosťou 0,53 m/min.
Skrehnutie pri vysokých teplotách ovplyvňuje mimo
základných faktorov (ku ktorým patria teplota,
napäťový stav ocele, jej teplotná história pred
deformáciou, charakteristiky ocelí ako chemické
zloženie, makro a mikroštruktúra, prítomnosť
škodlivých prímesí a inklúzií) aj rýchlosť ochladzovania
[3,4]. Pomalšia rýchlosť ochladzovania stuhnutej ocele
na teplotu deformácie, alebo výdrž na tejto teplote
deformácie pri ťahovej skúške, znižuje náchylnosť na
skrehnutie [5-7]. Pripisuje sa to zhrubnutiu častíc na
hraniciach austenitu, čím sa plasticita zlepšuje. Naopak,
precipitácia jemných sulfidov, oxidov alebo oxisulfidov
na hraniciach zŕn austenitu zoslabuje ich pevnosť a je
príčinou skrehnutia [3]. Významné skrehnutie sa
potvrdilo v širokom teplotnom intervale pre vyššiu
rýchlosť ochladzovania, kým pomalšia rýchlosť
ochladzovania, pod 1oC/s potláčala toto skrehnutie [8].
Vysokoteplotné skúšky sa realizovali na krutovom
plastometri SETARAM vo Výskumnom ústave, a.s.
Vítkovice, Ostrava. Podmienky základného programu
skúšky v teplotnom intervale 700 – 1250oC boli
nasledovné: rozpúšťacie žíhanie pri 1375°C/0,75´,
výdrž na teplote deformácie 1´, rýchlosť ochladzovania
z rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie v2=
4°C/s, deformačná rýchlosť 4 – 8. 10-3s-1. Ohrev,
ochladenie a následná deformácia sa vykonali
v ochrannej argónovej atmosfére. Plasticita sa hodnotila
počtom otáčok do porušenia Nf. Pre experimenty sa
použili vzorky o polomere 6 mm, l0 = 50 mm, ktoré boli
vyrezané z povrchu bramy s malým polomerom r
v smere vyťahovania bramy. V základnom programe
driek skúšobných tyčí väčšinou odpovedal hĺbke 17 mm
pod povrchom bramy (vzorky č. C11 – C17), resp.
hĺbke 40 mm (vzorky č. D21 a D23). Ďalej sa realizoval
program, kde sa menila rýchlosť ochladzovania
z rozpúšťacej teploty na teplotu deformácie, a to
z najvyššej 4°C/s na 1,4°C/s a napokon na 0, 5 °C/s pri
kritických teplotách deformácie 700 a 1100°C. V tomto
skúšobnom programe driek skúšobných tyčí odpovedal
hĺbke 60 mm pod povrchom bramy (vzorky č. C 26 –
C32, č. D24 – D29).
Rýchlosť ochladzovania môže výrazne ovplyvňovať aj
kvalitu plynule vyrábaných polotovarov, preto cieľom
tejto práce bolo analyzovať jeho vplyv na hodnoty
vysokoteplotných charakteristík v kritických teplotných
oblastiach, a to v oblasti austenitu, resp. fázovej
premeny pre TiNb IF oceľ v podmienkach krutovej
skúšky.
2. Materiál a experimentálne metodiky
Ako experimentálny materiál sa použili vzorky z
výrezov bramy TiNb IF ocele. Oceľ bola vyrobená
v kyslíkovom konvertore tak, aby svojím chemickým
zložením a teplotou vyhovovala podmienkam pre
spracovanie vo vákuovacej stanici, kde sa prebublávala
argónom. Takto spracovaná oceľ bola odliata na
zariadení pre plynulé odlievanie so zakriveným
kryštalizátorom. Chemické zloženie je uvedené v tab. 1.
smer
vyťahovania
bramy
Charakteristické údaje bramy sú nasledovné:
 rozmery bramy: 8000 x 1220 mm
 rýchlosti liatia: 0,53 m/min a 0,80 m/min
 teplota likvidus ocele: 1530 ºC
 teplota liatia: 1567ºC
Obr.1 Miesta odberu výrezov
Fig. 1 Positions of cut-outs
77
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
atómy prímesí potom môžu pôsobiť ako nukleačné
miesta pre vznik dutín a v prípade ich veľkého počtu sa
urýchľuje ich koalesencia, ktorej výsledkom môže byť
finálne skrehnutie.
3. Získané výsledky a ich diskusia
Tab. 2 a 3 uvádza výsledky základného programu
vysokoteplotnej skúšky a doplneného programu,
v ktorom sa menila rýchlosť ochladzovania z
rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie. Výsledky
základného programu teplotnej závislosti počtu otáčok
do porušenia Nf, získaných krutovým plastometrom pre
rýchlosť ochladzovania z rozpúšťacej teploty na teplotu
deformácie v2= 4°C/s sú vyznačené prerušovanou čiarou
na obr.2 pre teplotný interval 700 – 1 250oC, t.j. mimo
oblasti skrehnutia I v blízkosti solidu a výsledky
doplneného programu prezentujú rôzne označené body
podľa legendy v obr.2.
40
35
Nf (počet otáčok)
30
25

■
▲
●
v2= 4,0 °C/s
v2= 4,0 °C/s
v2= 0,5 °C/s
v2= 1,4 °C/s
20
15
10
5
Tab.2 Výsledky základného programu
Tab.2 Results of basic program
Vz. č.
C17
C16
D23
C15
D21
C14
C13
C12
C11
rýchl. ochl.
[°C/s]
4
4
4
4
4
4
4
4
4
0
600
TQ
[°C]
1252
1173
1183
1069
1100
989
888
785
698
Nf (počet
otáčok)
39,33
17,47
15,27
16,39
1,94
26,64
31,65
15,49
9,0
D24
C26
D25
C27
D26
C29
D27
C30
D28
C31
D29
C32
rýchl. ochl.
[°C/s]
4
4
1,4
1,4
0,5
0,5
4
4
1,4
1,4
0,5
0,5
TQ
[°C]
1058
1065
1065
1088
1092
1092
697
706
715
729
720
707
700
750
800
850
900
950
1000 1050 1100 1150 1200 1250 1300
TQ (°C)
Obr.2 Teplotná závislosť plasticity za tepla pri krutovej skúške
Fig. 2 Temperature dependence of hot ductility at torsion test
Po aplikácii pomalšej rýchlosti ochladzovania
z rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie v2=
1,4°C/s sa plasticita vyjadrená počtom otáčok do
porušenia pri teplote deformácie 1 100oC zlepšila, ako
to potvrdzuje obr.2. Možno to pripísať zhrubnutiu častíc
pri pomalom ochladzovaní po rozpúšťacom žíhaní, resp.
vyviazaniu S na Mn, čo vyvoláva zlepšenie plasticity.
Ďalšie spomalenie rýchlosti ochladzovania po
rozpúšťacom žíhaní až na v2= 0,5°C/s spôsobilo však
pokles počtu otáčok do porušenia, čo znamená opätovné
zhoršenie plasticity a môže to súvisieť s rozbehnutím
segregačných procesov prítomných prímesí počas
dlhšieho zotrvania pri vysokej teplote.
Tab.3 Výsledky programu s rôznou rýchlosťou ochladzovania
Tab.3 Results of program with different cooling rate
Vz. č.
650
Nf (počet
otáčok)
25,3
36,1
29,6
37,9
23,8
23,3
6,1
7,6
6,0
10,2
6,8
9,0
Oproti základnému programu, ktorého výsledkom je
závislosť počtu otáčok do porušenia na teplote
v intervale 700 – 1250oC v podobe prerušovanej čiary
sú všetky hodnoty plasticity v programe, kde sa menila
rýchlosť ochladzovania z rozpúšťacieho žíhania na
teplotu deformácie lepšie, posunuté k vyšším hodnotám
Nf, včítane najvyššej rýchlosti v2= 4°C/s. Túto anomáliu
možno vysvetliť rôznou hĺbkou odberu vzoriek pod
povrchom bramy. Kým v základnom programe vzorky
boli v hĺbke 17 a 40 mm, v programe s meniacou sa
rýchlosťou z rozpúšťacieho žíhania boli z hĺbky 60 mm
pod povrchom bramy. Hoci všetky vzorky boli z oblasti
s kolumnárnymi dendritmi, možno predpokladať, že vo
väčšej hĺbke sú pôvodné austenitické, či liace zrná
väčšie, čo mohlo ovplyvniť získané výsledky.
Oblasť skrehnutia II
Výsledky základného programu ukazujú, že výrazný
pokles plasticity v oblasti stabilného austenitu nastáva
pri teplote 1100oC, ako to dokumentuje obr.2 pre
rýchlosť ochladzovania z rozpúšťacej teploty na teplotu
deformácie v2= 4°C/s. V tejto teplotnej oblasti II sa
krehkosť pripisuje predovšetkým precipitácii jemných
sírnikov, oxidov, častíc na báze mikrolegúr a tiež
segregácii prímesí na hranice austenitických zŕn [3,6,9].
Ide o precipitáciu jemných častíc sulfidov MnS,
(FeMn)S na hraniciach austenitických zŕn, prípadne v
kombinácii so segregáciou S na tieto hranice, resp.
rozhrania precipitát - matrica alebo na rozhranie s
mikrodefektami v oceli [9,10]. Uvedené častice alebo
Oblasť skrehnutia III
Kritický pokles plasticity v oblasti fázovej premeny sa
prejavil v tejto IF oceli pri teplote v blízkosti 700oC,
obr.2. Vplyv spomalenia rýchlosti ochladzovania
z teploty rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie
700oC z v2= 4°C/s na v2= 1,4°C/s, resp. iba v2= 0,5°C/s
ovplyvňuje hodnoty počtu otáčok do porušenia iba
málo, ktoré sú v intervale Nf = 6 –10,2 otáčok
s tendenciou zlepšenia plasticity pri spomalení rýchlosti
ochladzovania.
Toto
vysokoteplotné
skrehnutie
78
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Zkušebnictví, měřictví, laboratorní metody
Testing, Measurement, Laboratory Methods
v analyzovanej oceli je zrejme podporované zvýšenou
hustotou interkryštalicky vyprecipitovaných jemných
častíc, napr. AlN, NbCN, TiC alebo TiN, ktoré sú
miestami nukleácie mikrodutín a ich následnou
koalescenciou nastáva potom interkryštalické porušenie.
Náchylnosť na skrehnutie je umocnená aj jemným
feritickým sieťovím. Čím je alotriomorfný ferit jemnejší
a jeho objemový podiel je pod 10%, tým je náchylnosť
na skrehnutie vyššia [11,12]. Možno predpokladať, že
v analyzovanej oceli vplyvom použitého spomalenia
rýchlosti ochladzovania z rozpúšťacieho žíhania z v2=
4°C/s na 1,4°C/s, resp. 0,5°C/s sa získal hrubší film
alotriomorfného feritu s jeho vyšším podielom, čo
mohlo spôsobiť mierne zlepšenie plasticity pri fázovej
premene. Overenie týchto predpokladov bude
predmetom ďalšej publikácie.
3.
Poďakovanie
Práca vznikla vďaka podpore projektu VEGA č.
1/0513/08 Vedeckou grantovou agentúrou MŠ SR
a SAV a projektu MPO ČR TANDEM č. FT-TA4/048.
Acknowledgement
This work was supported by the Joint Scientific Grant
Agency (VEGA) of the Slovak Ministry of Education
and the Slovak Academy of Sciences, Project
No.1/0513/08 and MPO ČR TANDEM n. FTTA4/048.
4. Záver
Z analýzy vplyvu rýchlosti ochladzovania medzi
teplotou rozpúšťacieho žíhania a teplotou deformácie v
kritických teplotných oblastiach na výskyt zníženej
plasticity pri plastometrických skúškach krutom pre
TiNb IF oceľ vyplývajú nasledovné závery:
1.
2.
Vplyv spomalenia rýchlosti ochladzovania z teploty
rozpúšťacieho žíhania na kritickú teplotu
deformácie 700oC v oblasti fázovej premeny z v2=
4°C/s na v2= 1,4°C/s, resp. iba na v2= 0,5°C/s
ovplyvňuje hodnoty počtu otáčok do porušenia iba
málo, ktoré sú v intervale Nf = 6 – 10,2 otáčok
s tendenciou zlepšenia plasticity pri spomalení
rýchlosti ochladzovania.
Literatúra
[1]
Výrazný pokles plasticity v oblasti stabilného
austenitu nastáva pri teplote 1100oC a v oblasti
fázovej premeny v tesnom okolí 700 oC pri
rýchlosti ochladzovania z rozpúšťacej teploty na
teplotu deformácie v2= 4°C/s.
[2]
[3]
[4]
Spomalením
rýchlosti
ochladzovania
z rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie pri
kritickej teplote 1 100oC z v2= 4°C/s na v2= 1,4°C/s
sa plasticita vyjadrená počtom otáčok do porušenia
zlepšila, zrejme v dôsledku zhrubnutia častíc pri
pomalom ochladzovaní po rozpúšťacom žíhaní,
resp. vyviazania S na Mn. Ďalšie spomalenie
rýchlosti ochladzovania po rozpúšťacom žíhaní až
na v2= 0,5°C/s spôsobilo pokles počtu otáčok do
porušenia, čo znamená opätovné zhoršenie
plasticity a môže to súvisieť s rozbehnutím
segregačných procesov prítomných prímesí počas
dlhšieho zotrvania pri vysokej teplote. Oproti
základnému programu, sú všetky hodnoty plasticity
v programe, kde sa menila rýchlosť ochladzovania
z rozpúšťacieho žíhania na teplotu deformácie
v kritickej teplotnej oblasti 1100oC lepšie, posunuté
k vyšším hodnotám Nf, včítane najvyššej rýchlosti
v2= 4°C/s. Túto anomáliu pri vysokej rýchlosti
ochladzovania v2= 4°C/s možno vysvetliť odlišnou
hĺbkou odberu vzoriek pod povrchom bramy oproti
hĺbke odberu vzoriek v základnom programe.
[5]
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
[12]
[13]
Schindler, I.; Bořuta, J. In CONMET´94, Brno: 1994, No.1, s.
125 - 922
Bořuta, J.; Gembalova, P.; Jilek, L.; Kubina, T.; Rusz, S.
History and present days of materials forming research in
Vitkovice. Plasticity of metallic materials. Editors: Hadasik E.,
Schindler, I., Gliwice, 2004, s. 95-142
Suzuki, H.G. et al. Trans. ISIJ, 1982, vol.22, 48
Bořuta, J.; Kubina, T. Segregace, precipitace a tvařitelnost ocelí
za tepla. Acta Metallurgica Slovaca. 8, 2002, Spec. Issue 3, s.
183
Revaux, T. et al. Transactions ISIJ, 1994, vol.34, No.6, s. 528535
Suzuki, A. High Temperature Deformation Behaviour on
Solidification, Trans. ISIJ, 1985, vol. 25, s. 648 - 652
Minz, B.; Yue,S.-Jonas, J.J.: In Recrystallization´90. TMS
Public., Minerals, Metals and Soc, Australia, 1990, s. 553
Suzuki, H. et al. Trans. ISIJ, 1984, vol.24, s. 54
Suzuki, H.et al. Trans. ISIJ, 1984, vol.24, s. 169
Suzuki, H.et al. Trans. ISIJ, 1997, vol.37, 9, s. 862
Mintz, B.; Abushoha, R.; Cowey, A. Mater. Sci. Technol. 1998,
14, s. 222
Mintz, B.; Abushoha, R. Mater. Sci. Technol. 1992, 8, s. 171
Kuběna, J. et.al.: Výzkum podmínek a tvorba modelu vzniku
chemické nehomogenity, napěťových stavů a porušení
materiálu při plynulém odlévání oceli, projekt MPO ev. Č. FTTA4/048 (2007-2010), závěrečná zpráva.
Recenze: prof. Ing. Jiří Kliber, CSc.
prof. Ing. Ivo Schindler, CSc.
79
Ekonomika, organizace, řízení
Economy, Organization, Management
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
ekonomika,
organizace, řízení
_________________________________________________________________________________________
Hodnocení kvality nákupu v průmyslových podnicích
Evaluation of the Quality of Purchasing in Industrial Companies
doc. Ing. Václav Nétek, CSc., Ing. Petr Besta, Ph.D., Ing. Andrea Samolejová, Ph.D., Ing. Jindřich Haverland,
Vysoká škola báňská – Technická univerzita Ostrava, Fakulta metalurgie a materiálového inţenýrství
Průmyslové podniky jsou v důsledku dopadů světové ekonomické krize nuceny hledat úspory ve všech oblastech.
Řada výrobních subjektů se v posledních letech příliš nezabývala optimalizací svých nákupních procesů. Zejména
velké nadnárodní společnosti zabývající se hutní výrobou nebo tvářecími procesy se orientovaly převážně na
zvyšování kvality výrobních technologií. Efektivní a nákladově optimalizovaný nákup však spolurozhoduje o
úspěšnosti podniku. V této oblasti je klíčovou činností především výběr a hodnocení dodavatelů. Výběr dodavatele je
dominantním případem rozhodování, které utváří konkurenceschopnost podniku. Čím větší nákupní možnosti, čím
více dodavatelů, tedy možností, jak uspokojit vnitropodnikové potřeby, tím závažnější i obtížnější je toto
rozhodování. Rozhodování o dodavateli není jednoduché, protože je nutno brát v úvahu řadu kritérií, která se týkají
celého marketingového nákupního mixu a dalších faktorů vnějších a vnitřních. Kvalita volby správného dodavatele
má mimořádně závažný vliv na výsledky hospodaření každého podniku a v konečném důsledku pak na realizaci cílů
dlouhodobé strategie. Ve finální fázi se projevuje v nákladech, zásobách i kvalitě a prodejnosti výrobků, a tím také
v zisku.
As a result of the world economic crisis, companies are forced to look for savings in all areas. Many manufacturing
subjects haven’t recently dealt with optimization of their purchasing processes. Large international companies
engaged in metallurgical production or forming processes in particular were aiming mainly at increasing the
quality of their manufacturing technologies. Efficient and cost optimized purchasing, however, co-determinates the
success of the company. Selection and evaluation of the suppliers represent the key activities in this area. Selection
of a supplier is a dominant example of decision-making, which creates the competitive power of a company. The
higher the purchasing possibilities, the higher the number of suppliers, i.e. options how to meet the in-house
demand, the more important and more demanding it is to make this decision. The decision regarding suppliers is not
an easy one, because a number of criteria needs to be taken into account, and these criteria involve the entire
marketing purchasing mix and other internal and external factors. The quality of selection of the right supplier is
tremendously important for economic results of each company and, at the end, for realization of the long-term
strategy objectives. In its final stage, it shows itself in the costs, stock and quality and saleability of products and, as
a result, in the profit as well. The complex nature of the entire selection procedure for suppliers in industrial
companies rests in the multidimensionality of the decision-making process. The suppliers are often evaluated
according to dozens of different criteria. In case it is necessary to evaluate many suppliers at the same time, it is
necessary to use exact methods. This article shows the application of multi-criteria decision-making method of
evaluation of suppliers in industrial companies.
1.
nákladů. Klíčovou roli budou mít náklady týkající se
úspory elektrické energie, nákupu materiálu, ale i
dalších komponent nutných pro efektivní fungování
údrţby celého výrobního procesu.
Kvalita nákupního procesu
v průmyslových podnicích
V současné době se přibliţně 90 % světové
produkceoceli zpracovává tvářením. Tento způsob
zpracování oceli bude dominantní i dalších letech.
Významným způsobem se budou zvyšovat uţitné
vlastnosti, ale současně bude velký tlak na sniţování
Tváření je zaloţeno na vlastnosti kovů snášet velké
plastické deformace, bez porušení soudrţnosti, tedy na
tvařitelnosti
kovů,
která
vyplývá
z jejich
80
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Ekonomika, organizace, řízení
Economy, Organization, Management
krystalografického uspořádání. Změna tvaru tělesa,
smysly nepřehlédnutelnými poruchami v uspořádání
kovového mikrosvěta, dislokacemi, a jejich pohybem ve
výhodně
orientovaných
skluzových
systémech
krystalové mříţky tvářeného kovu. Vnějším účinkem
vyvolaný pohyb dislokací a vzrůst jejich hustoty se dnes
povaţuje za fyzikální základ plastické deformace, jejíţ
praktické naplnění se pak ubírá některou z technologií:
válcováním, taţením protlačováním, kováním a
lisováním. První tři z uvedených technologií tváření se
uplatňují převáţně v hutních závodech, kování se
rozšířilo jak do hutních, tak strojírenských závodů,
kdeţto lisování patří k významným technologiím
strojírenské výroby [5].
snadno okem pozorovatelná, je umoţněna lidskými
výsledky podniku (náklady, zásoby, jakost). Tyto
kritéria poté přirozeně determinují finální kvalitu
výrobku. Je nutno zvaţovat i objem nákupu od
příslušného dodavatele, tzn. jeho finanční a
ekonomickou závaţnost. Význam hraje přirozeně také
to jaké má firma s daným dodavatelem zkušenosti.
V obecné rovině můţeme kritéria členit do čtyř skupin:
-
Strojní podniky jsou dnes zásadním způsobem nuceny
sniţovat své výrobní náklady. Velmi opomíjenou oblastí
jsou nákupní procesy. Kvalita nákupního procesu
spolurozhoduje o konkurenceschopnosti daného
výrobku. V případě, ţe dojde k nakoupení nekvalitního
nebo cenově nevýhodného vstupního materiálu, můţe
být rozhodnuto o trţním uplatnění vyráběného
produktu, před samotným procesem transformace zdrojů
na finální produkt. Také proto se velké hutní a strojní
podniky v poslední době zaměřují na zvyšování
efektivity a kvality svého nákupu.
kritéria která se týkají výrobků;
kritéria která se týkají poskytovaných sluţeb;
kritéria která se týkají ceny a kontraktačních
podmínek;
kritéria která hodnotí chování a přístup dodavatele
[4]
Při obtíţném rozhodování lze vybrat buď jednoho nebo
několik dodavatelů. Často je lépe dát přednost nákupu z
více zdrojů, čímţ se eliminuje závislost pouze na
jediném dodavateli a navíc se tím naskýtá moţnost
srovnání. U opakovaných nákupů se doporučuje
přehodnocovat rozhodnutí o volbě dodavatele a to na
základě aktualizovaných informací doplněných o
srovnání nových nákupních moţností a zkušeností. Při
nákupním rozhodování je uţitečné rozlišit dvě skupiny
dodavatelů. První skupinu tvoří menší regionální
dodavatelé. Pro tyto subjekty mohou být důleţité i
menší zakázky. Tito dodavatelé se snaţí v maximální
míře plnit dohodnuté objednávky, protoţe nechtějí přijít
o svého zákazníka, ani ztratit kredit před ostatními
potenciálními partnery. Druhou skupinu tvoří velcí
dodavatelé, kteří jsou schopni dodat, často i pohotově,
poměrně široký sortiment výrobků, ale někdy očekávají
větší aktivitu od kupujícího či ústupky v kvalitativních
parametrech.
2 . Význam volby vhodného dodavatele
Výběr a hodnocení dodavatelů můţe být realizován
různými způsoby. Většina je však zaloţena na
monitorování předem definovaných kritérií. Při vlastním
rozhodování je moţno zvaţovat celou řadu kritérií, které
se dotýkají nabízených výrobků a sluţeb, zejména jejich
jakosti, ceny a kontraktačních podmínek. V praxi však
je počet sledovaných kritérií většinou omezen na ty
které mají určitou váhu z hlediska konkrétních
podmínek podniku. Jejich výběr je nutné přirozeně
důkladně uváţit. Průmyslové podniky dávají většinou
přednost těm, které ovlivňují ekonomické a obchodní
Při vlastním rozhodování o dodavateli lze postupovat
tak, ţe (podle dostupnosti informací a závaţnosti
nákupního rozhodování) rozhodnutí bude výsledkem:
Obr. 1 Multikriterialita při hodnocení dodavatelů
Fig. 1 Multicriteria at evaluation of suppliers
81
Ekonomika, organizace, řízení
Economy, Organization, Management
-
-
-
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
expertního odhadu týmu nebo odpovědného
jednotlivce;
bodovacího hodnocení (prostého nebo
s oceněním – váţením – významnosti
jednotlivých kritérií);
zváţením výsledků kalkulace těch faktorů,
které lze přímo kvantifikovat, a faktorů
nepřímé kvantifikace kvalitativních
charakteristik (prostřednictvím bodování nebo
expertního odhadu);
kombinace předchozích přístupů [4]
v případě, kdy je nutné přiřadit váhy určitým kritériím,
kdy se více účastníků diskuze nemůţe shodnout na
jednotlivých hodnotách. Proto je tato metoda vhodná
pro nastavení vah pro hodnocení dodavatelů, jelikoţ
tento proces většinou probíhá v rámci skupinového
řešení.
Základem metody párového porovnávání je srovnání
všech kritérií ve dvojicích s cílem určit, kolikrát je
kaţdé kritérium povaţováno za významnější ve
srovnání se všemi ostatními kritérii. Nejvýznamnějším
kritériem je pak kritérium s největším počtem
preferencí. Preference jsou povaţovány za nenormové
váhy, které je nutné následně přepočíst na normované.
Stává se však, ţe určité kritérium získá nulové
preference, coţ by znamenalo jeho nulový význam.
Z podstaty volby kritérií rozhodování však jednoznačně
vyplývá, ţe kaţdé vybrané kritérium určitý význam má.
V takovém případě se provádí dodatečná úvaha
získaných preferencí.
Často se však mohou vyskytovat i specifické případy,
kdy je firma nucena nakoupit nejlevnější nabízené
suroviny, vzhledem k obtíţné finanční situaci firmy.
Dalším problémem můţe být existence subjektivních
zájmů, kdy nákupčí firmy jedná pod určitým nátlakem.
Často pak dochází k tomu, ţe uplatňuje jen příleţitostná
rozhodnutí, kdy klade důraz na osobní prospěch firmy.
Vţdy je proto vhodné v maximální míře vyloučit tyto
vlivy, stejně jako důsledky intuitivních rozhodnutí.
Zajímavou metodou pro hodnocení dodavatelů
v případě hutních a strojních podniků je aplikace
metody vícekriteriálního rozhodování.
3.
Postup stanovení vah metodou párového porovnávání:
a. Vzájemné porovnání všech kritérií a záznam o
rozhodnutí
b. Určení počtu preferencí u kaţdého kritéria (P pi)
(kolikrát je kaţdé kritérium významnější neţ všechna
ostatní)
c. Výpočet vah jednotlivých kritérií (vi)
Vícedimenzionální charakter
rozhodování
V procesech výběru a hodnocení dodavatelů naráţíme
na nesnadnost celkového hodnocení. Při samotném
hodnocení můţou podniky pouţít i desítky různých
kritérií, coţ je zcela běţné například v oblasti výroby
osobních automobilů, kdy monitorování kvality
dodavatelských partnerů je velmi komplexní proces.
Pokud současně dochází k hodnocení několika
dodavatelských subjektů je celý proces o to nesnadnější.
V tomto případě se jedná o multikriteriální rozhodování
(obrázek 1).
Výpočet vah se provádí podle následujícího vztahu:
vi 
n n 1 / 2
(1)
n – celkový počet kritérií
pi – pořadí kaţdého z kritérií podle počtu získaných
preferencí.
Průmyslové podniky pouţívají pro hodnocení
dodavatelů řadu kritérií. Některá z nich však mají
z hlediska priorit vyšší váhu neţ jiná. Systém hodnocení
je pak zaloţen na kvantifikaci přidělených vah
jednotlivým kritériím. Význam (váhy) jednotlivých
kritérií pro hodnocení dodavatelů však bývá nastaven
velmi intuitivním způsobem. Často pak dochází k tomu,
ţe pracovníci dle svého odborného zaměření, vnímají
význam jednotlivých kritérií zcela odlišně.
Příklad aplikace metody párového porovnaní lze
demonstrovat na přidělování vah pro pět vybraných
kritérií v průmyslovém podniku. Nákupní oddělení si
určilo následujících pět kritérií, které chce vyuţít pro
hodnocení dodavatelů:
Kritérium č.1 – Mnoţství surovin umístěných
v konsignačním skladu
Kritérium č.2 – Mnoţstevní slevy
Kritérium č.3 – Rychlost doplňování konsignačního
skladu
Kritérium č.4 – Úroveň komunikace
Kritérium č.5 – Kvalita surovin a sluţeb
Pro tyto případy je vhodné aplikovat metody, které
výrazným způsobem sníţí intuitivní charakter
přidělovaných vah. Tyto metody je moţné vyuţít ve
všech úrovních podnikové hierarchie. Pokud budeme
hovořit o jejich vyuţití v případě strategických
rozhodnutí, můţeme je aplikovat právě v oblasti výběru
a hodnocení dodavatelů.
4.
n 1 pi
Cílem je přidělit jednotlivým kritériím jejich význam
(váhu). Mezi pět sledovaných kritérií musí být
rozděleno 100 bodů, dle jejich významu pro podnik.
Aby se nejednalo pouze o intuitivní proces, je vhodné
aplikovat metodu párového porovnávání. Všechna
sledovaná kritéria budou mezi sebou vzájemně
porovnána (levá část tabulky 1). Touto cestou jsou
porovnány všechny moţné kombinace kritérií. Výsledky
jednotlivých hodnocení jsou zaznamenány. Řešitel se
Metoda párového porovnávání
Tato metoda umoţňuje exaktním způsobem přiřadit
váhy jednotlivým kritériím na základě osobních
preferencí. Výhodné je například pouţít tuto metodu
82
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
Ekonomika, organizace, řízení
Economy, Organization, Management
vţdy rozhoduje mezi dvěma kritérii, a do tabulky zapíše
to z nich, které povaţuje za významnější (např.
porovnává K1 a K2). Tímto způsobem jsou mezi sebou
porovnány všechny moţnosti.
Pro kaţdé kritérium je poté určen počet preferencí (P pi),
mnoţství získaných hlasů. Podle získaných preferencí je
sestaveno pořadí jednotlivých kritérií (P i). Pomocí
vztahu č.1 jsou určeny váhy pro jednotlivá kritéria (V i ).
K2
2
K3
1
2
K4
1
2
K5
1
2
Ki
K1
K2
Ppi
3
4
Pi
2
1
Vi
0,27
0,33
3
3
4
K3
K4
K5
2
1
0
3
4
5
0,20
0,13
0,07
n  1  pi
n(n  1) / 2
Vi1 
5 1 2
 0,27
5(5  1) / 2
(2)
Konečné výsledky v případě aplikace metody párového
porovnání pro nastavení vah u sledovaných kritérií je
toto:
Tab. 1 Určení vah metodou párového porovnání
Tab. 1 Determination of weights by method of pair comparison
K1
Vi 
Kritérium č.2 – Mnoţstevní slevy - 0,33 – 33%
Kritérium č.3 – Rychlost doplňování konsignačního
skladu – 0,20 – 20%
Kritérium č.4 – Úroveň komunikace - 0,13 – 13%
Kritérium č.5 – Kvalita surovin a sluţeb – 0,07 – 7%
Získané váhy mohou poté slouţit pro hodnocení
libovolného počtu dodavatelů. Metoda párového
porovnání nabízí univerzální a výpočetně velmi snadný
mechanizmus, který omezuje vliv intuitivního přístupu
v procesu stanovování vah.
Výsledné váhy pro všechny sledované kritéria byly
vypočteny tímto způsobem:
Kritérium č.1 – Mnoţství surovin umístěných v konsignačním skladu – 0.27 – 27%
Tab. 2 Hodnoty jednotlivých kritérií pro sledované dodavatele
Tab. 2 Criteria values for evaluated suppliers
Kritéria
Kritérium č.1
Kritérium č.2
Kritérium č.3
Kritérium č.4
Kritérium č.5
5.
Dodavatel
D1
80.000
2
50
3
1
HODNOCENÍ DODAVATELÉ
Dodavatel
Dodavatel
D2
D3
50.000
12.000
3
4
60
15
2
1
2
3
Dodavatel
D4
49.000
1
40
4
4
Kaţdý dodavatel je ohodnocen v kaţdém kritériu dle
dosahovaných
výsledků.
Předpokládejme,
ţe
průmyslový podnik hodnotí čtyři své dodavatele. Pro
hodnocení bude pouţito pět definovaných kritérií.
Všichni dodavatelé byli v rámci úrovně poskytovaných
sluţeb ohodnoceni ve všech kritériích, výsledky ukazuje
tabulka 2.
Metoda vzdálenosti od fiktivní
varianty
Často je třeba porovnat mezi sebou několik dodavatelů,
kteří jsou hodnocení podle řady kritérií. Jedním z
moţných postupů hodnocení je aplikace metody
vzdálenosti od fiktivní varianty. Tato metoda umoţňuje
zohlednit všechny konkrétní hodnoty kritérií. Příklad
aplikace lze uvést na jiţ definovaných oblastech pro
hodnocení dodavatelů. Kritéria pro které byly určeny
váhy mají následující jednotky:
Tučně označené údaje jsou nejlepší hodnoty daného
kritéria. Pro vyhodnocení nejlepšího dodavatele bude
pouţita metoda vzdálenosti od fiktivní varianty. Princip
této metody spočívá v kvantifikaci potenciální
vzdálenosti od nejpříznivější varianty. Tato metoda
umoţňuje zohlednit jednotlivé hodnoty konkrétních
kritérií, nikoliv jen samotné pořadí dodavatelů v dané
oblasti. Vztah pro výpočet vzdálenosti od fiktivní
varianty:
Kritérium č.1 – Mnoţství surovin umístěných
v konsignačním skladu (tuny)
Kritérium č.2 – Mnoţstevní slevy (1-5, 1 – výrazné, 5 –
žádné)
Kritérium č.3 – Rychlost doplňování konsignačního
skladu (hodiny)
Kritérium č.4 – Úroveň komunikace (1-5, 1 –
vynikající, 5 – špatná)
Kritérium č.5 – Kvalita surovin a sluţeb (1-5, 1 –
vynikající, 5 špatná)
 xi*  xij 

D j   vi   *
 x  x0 
i 1
i
i


n
83
2
(3)
Ekonomika, organizace, řízení
Economy, Organization, Management
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ISSN 0018-8069
n . . . celkový počet kritérií
xij . . . hodnota kaţdého z kritérií z hlediska
jednotlivých variant
x*i . . . nejlepší důsledek vzhledem k i – tému kritériu
x0i . . . nejhorší důsledek vzhledem k i – tému kritériu
nejhorší hodnotu. Výpočet jednotlivých vzdáleností se
realizuje pro všechny varianty. Celková suma všech
dílčích vzdáleností kaţdého kritéria určuje hodnotu
vzdálenosti od fiktivní varianty. Čím je tato hodnota
menší, je daná varianta (dodavatel) výhodnější.
Výsledky hodnocení čtyř dodavatelů dle pěti kritérií
ukazuje tabulka 3.
Vztah pro výpočet vzdálenosti od fiktivní varianty
zohledňuje váhu konkrétního kritéria a nejlepší a
Tab. 3 Stanovení vzdálenosti od fiktivní varianty
Tab. 3 Setting of distance from the simulated variant
Kriterium
K1
K2
K3
K4
K5
vi
0,27
0,33
0,20
0,13
0,07
xi*
xi0
80.000
1
15
1
1
12.000
4
60
4
4
∑
Dj
Pořadí
Příklad výpočtu (Kritérium č. 1 / Dodavatel 2):
6.
2
2
 xi*  xij 
 80.000  50.000 
d i  vi  * 0   0,27  
  0,053
x x 
 80.000  12.000 
 i i 
D1
0
0,037
0,121
0,058
0
0,216
dij pro varianty
D2
D3
0,053
0,270
0,147
0,330
0,200
0
0,014
0
0,008
0,031
0,422
0,631
D4
0,056
0
0,061
0,13
0,07
0,317
0,465
1.
0,650
3.
0,563
2.
0,794
4.
Závěr
Efektivita nákupního procesu spolurozhoduje o
úspěšnosti výrobní organizace. Jedním ze základních
nástrojů pro kvalitní řízení nákupu je výběr a hodnocení
dodavatelů. V případě hodnocení mnoha potenciálních
dodavatelů dle řady kritérií nelze spoléhat pouze na
intuitivní hodnocení. Velmi univerzálním nástrojem
pouţitelným v libovolném výrobním odvětví je metoda
vícekriteriálního
rozhodování,
která
umoţňuje
hodnocení na exaktní bázi.
(4)
Jako nejlepší potenciální dodavatel je vyhodnocen
dodavatel č.1, jehoţ vzdálenost od nejoptimálnější
varianty je nejkratší. Pořadí všech dodavatelů,
vyhodnocených pomocí metody vzdálenosti od fiktivní
varianty je následující:
1. Dodavatel č.1 (0,465 – vzdálenost od fiktivní
varianty)
2. Dodavatel č.4 (0,563)
3. Dodavatel č.2 (0,650)
4. Dodavatel č.3 (0,794)
Poděkování
Práce vznikla za podpory specifického univerzitního
výzkumu Ministerstva školství, mládeže a tělovýchovy
České republiky č. SP2011/27.
Literatura
Dodavatel č.1 je tedy dle sledovaných kritérií pro
společnost nejlepším řešením. Velký vliv na tento
výsledek měl fakt, ţe tento dodavatel mohl nabídnout
největší mnoţství zboţí do konsignačního skladu
(80.000). Velký význam má tento fakt vzhledem
k tomu, ţe toto kritérium je z hlediska přidělených vah
druhé nejvýznamnější (0,27). Nejhorší moţnou
alternativou je pak dodavatel č.3. Tento dodavatel má
současně nejhorší hodnoty pro dvě nejvýznamnější
kritéria (č.1 a č.2). Pokud by se průmyslový podnik
rozhodoval, kterého z potenciálních dodavatelů oslovit
v rámci strategické komodity, můţe tato metoda
poskytnout exaktní podklad pro rozhodnutí.
[1] Majerčák, Š.; Majerčáková, A. Vysokopecná vsádzka. Bratislava:
Alfa, 1986.
[2] Honza, O.; Kret, J. Kvalita železorudných surovin.
Ostrava: Vysoká škola báňská – Technická univerzita Ostrava,
2003.
[3] Kaloč, M.; Broţ, L.; Kret, J. Hutnictví železa I. Ostrava: Vysoká
škola báňská – Technická univerzita Ostrava, 1986.
[4] Tomek, J.; Hofman, J. Moderní řízení nákupu podniku. Praha:
Management Press, 1999.
[5] Ţídek, M.; Dědek, V.; Sommer, B. Tváření oceli. Praha: SNTL,
1988.
Recenze: doc. Ing. Stanislav Ptáček, CSc.
Ing. Jaroslav Bazala, Ph.D.
84
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Zprávy HŽ, a.s.
hutní výroba v ČR a SR
_____________________________________________________________________________________________
Porovnání měsíčních a postupných hutních výrob roku 2011 s rokem 2010
leden
2011
Výroba *)
únor
leden-únor
2011
2011
tis.t
KOKS
CELKEM
278,62
262,23
540,85
z toho (HŽ) ČR
136,52
136,08
272,60
(HŽ) SR
142,10
126,15
268,25
AGLOMERÁT
CELKEM
627,27
578,51
1205,78
z toho ČR
396,87
352,61
749,48
SR
230,40
225,90
456,30
SUROVÉ ŽELEZO
CELKEM
693,76
616,38
1310,14
z toho ČR
368,16
328,15
696,31
SR
325,60
288,24
613,84
SUROVÁ OCEL
CELKEM
920,35
804,73
1725,08
z toho ČR
495,77
442,89
938,66
SR
424,58
361,84
786,41
KONTISLITKY
CELKEM
872,03
757,89
1629,91
z toho ČR
448,50
397,10
845,60
SR
423,53
360,79
784,31
BLOKOVNY
CELKEM
54,21
45,23
99,43
z toho ČR
54,21
45,23
99,43
SR
0,00
0,00
0,00
VÁLCOVANÝ MATERIÁL
CELKEM
849,30
731,06
1580,37
z toho ČR
477,72
433,80
911,52
SR
371,58
297,26
668,84
TRUBKY
CELKEM
66,27
66,58
132,86
z toho ČR
44,33
46,49
90,82
SR
21,94
20,09
42,03
TAŽENÁ, LOUPANÁ, BROUŠENÁ OCEL
CELKEM= (HŽ)ČR 13,75
12,83
26,58
STUDENÁ PÁSKA KLASICKÁ
CELKEM= (HŽ)ČR
2,96
3,28
6,24
POZNÁMKA: *) Za poslední měsíc jsou údaje předběžné
Zpracoval: Hutnictví železa, a.s. - ing. Vala
Výroba
Index
leden
2010
2011/10
tis.t
%
Výroba
Index
únor
2010
2011/10
tis.t
%
Výroba
Index
leden-únor
2010
2011/10
tis.t
%
269,18
125,62
143,56
103,51
108,68
98,99
247,97
118,67
129,30
105,75
114,67
97,56
517,14
244,29
272,85
104,58
111,59
98,31
530,75
350,75
180,00
118,19
113,15
128,00
586,13
378,43
207,70
98,70
93,18
108,76
1116,87
729,17
387,70
107,96
102,78
117,69
585,94
319,42
266,51
118,40
115,26
122,17
611,68
318,01
293,67
100,77
103,19
98,15
1197,62
637,43
560,18
109,40
109,24
109,58
751,88
411,73
340,15
122,41
120,41
124,82
784,48
419,12
365,36
102,58
105,67
99,04
1536,36
830,85
705,51
112,28
112,98
111,47
711,89
372,74
339,15
122,49
120,32
124,88
742,69
378,33
364,36
102,05
104,96
99,02
1454,58
751,07
703,51
112,05
112,59
111,49
49,10
49,10
0,00
110,41
110,41
0,00
49,18
49,18
0,00
91,97
91,97
0,00
98,27
98,27
0,00
101,18
101,18
0,00
798,00
447,40
350,59
106,43
106,78
105,99
726,80
401,56
325,24
100,59
108,03
91,40
1524,79
848,96
675,83
103,64
107,37
98,97
51,35
36,35
15,00
129,06
121,97
146,23
59,27
39,73
19,54
112,34
117,03
102,81
110,62
76,07
34,55
120,10
119,39
121,67
11,41
120,52
10,03
127,90
21,44
123,98
2,08
142,34
2,24
146,71
4,32
144,60
85
Ze života škol
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
ze života škol
Projekt Kariéra PLUS pomáhá studentům najít práci
Na letošní Veletrh pracovních příležitostí v rámci 4. ročníku projektu Kariéra PLUS, konaného dne 8.3.2011, přišlo
do auly Vysoké školy báňské - Technické univerzity Ostrava (VŠB-TUO) na pět a půl tisíce studentů a také zástupci
téměř stovky firem. Studenti vysokých škol Moravskoslezského kraje hledali práci, firmy ke svým stánkům lákaly
perspektivní zaměstnance.
Podniky mladým lidem nabízely praxi, stáže, brigády, zaměstnání nebo témata bakalářských a diplomových prací.
Velká poptávka byla po studentech technických oborů. „ČEZ byl, je a vždy bude lákadlem. Je to velká stabilní
firma. Nabízí kolem 1000 různých pracovních pozic, které nejsou jen technické, ale i o ekonomické, účetní či
obchodní. Ze strategického náboru z regionu jsme tady na veletrhu skoro všichni. Studenti se nás ptají na aktuální
nabídku pracovních pozic. A také na tzv. letní univerzitu, což je stáž, kdy se během odstávky v Temelínu a
Dukovanech mohou podívat přímo do provozu. Studenti se nás ptají, jestli je firma stabilní, jaký je kariérní růst.
Někteří se drží při zemi, chtějí nástupní plat 20, 25 tisíc korun, jiní o sobě mají vysoké mínění, chtěli by 40 tisíc s
možností vycestovat do zahraničí,“ říká specialistka Skupiny ČEZ Martina Sýkorová a pokračuje: „ČEZ čeká
generační obměna, chceme i tady najít vhodné kandidáty.“
Studenti se u firemních stánků mohli přímo zaregistrovat mezi zájemce o práci. Zástupce ArcelorMittal Ostrava, a.s.
Radim Raszka z oddělení komunikace hledal nové talenty: „Výchova technologů trvá ve firmě roky. Mladým lidem
se přitom těžko vysvětluje průběh výrobního procesu, je to náročná věc. A taky málo lidí ví, co všechno děláme.
Proto jsme chtěli studenty nalákat k našemu stánku na něco neobvyklého. Přivezli jsme trenažér, který simuluje
jízdu Formule 1. Pro lidi je to zážitek. Máme tady typ 301, jediný v republice. Studenti se nás ptají na brigády a
volné pozice, jak se mohou uplatnit, jaká by mohli mít témata diplomových prací, zkrátka jak by mohli s námi
spolupracovat,“ vysvětluje Raszka.
Jeden ze studentů vysvětluje: „Zástupci firem jsou otevření, schopni podat veškeré informace o pracovních místech.
Zajímám se o konstruktérské pozice, energetické stroje a zařízení pro jadernou energetiku. Chtěl bych dělat
konstruktéra, jsem z VŠB, strojní fakulty.“ Studentka z Ekonomické fakulty VŠB-TUO se přišla inspirovat, jaká
jsou momentálně pracovní místa v ekonomické sféře: „Mě zaujala jedna firma, která se zabývá vzděláváním,
inovacemi. Mají na starosti evropské projekty v cestovním ruchu, což bych chtěla dělat. Její spolužačka zvažuje:
„Budu si muset doma všechny nabídky pečlivě prostudovat.“
Budoucnost trhu práce – bez talentů to nepůjde
O den později, dne 9.3.2011 projekt Kariéra PLUS pokračoval odbornou konferencí s názvem "Budoucnost trhu
práce - bez talentů to nepůjde". Studenti, zástupci firem, škol a dalších institucí hledali odpovědi na otázky: Co je to
talent a konkurenceschopnost, co udělat pro dlouhodobý úspěch České republiky ve světě, kudy by se mělo rozvíjet
české školství a jaká je jeho další role. Pomoci rozkrýt tyto problémy a najít k nim odpověď přijel i Jan Švejnar,
kandidát na prezidenta ČR a především světově uznávaný ekonom, profesor z Michiganské univerzity a Centra pro
ekonomický výzkum a doktorské studium v Praze (CERGE EI).
„Podle mne úspěch angloamerického vzdělávacího systému spočívá v jeho pružnosti. Vládne v něm velmi tvrdá
konkurence, boj o studenty i pedagogy, tudíž jsou tak důležité inovace. Systém zpřehledňuje transparentní
hodnocení vysokých i dalších škol, všichni se chtějí neustále zlepšovat," říká Jan Švejnar. Při jeho přednášce je
vysokoškolská aula zcela zaplněna, ne-li přeplněna.. „Reforma školství v České republice jde správným směrem.
Důležité je, aby změny skutečně proběhly. O budoucnosti regionu mohou rozhodnout kvalitní vysoké školy. Jsem
přesvědčen, že je nutné hledat a podporovat zejména technické talenty. Když ztratíme technický potenciál, naše
republika bude ve světě méně atraktivní," dodal na závěr svého vystoupení profesor Švejnar.
Soutěž Chyť svou KARIÉRU
Projekt Kariéra PLUS sestává z veletrhu pracovních příležitostí, který je největším v Moravskoslezském kraji,
odborné konference a soutěže s názvem Chyť svou KARIÉRU, do níž na základě losu bylo vybráno 5 čtyřčlenných
týmů z vysokých škol v regionu. Studenti měli za úkol během 24 hodin vypracovat vlastní projekt na téma „Talent
86
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Ze života škol
2020 aneb…talent, univerzita, praxe?“ Své projekty pak prezentovali na veletrhu i odborné konferenci. Tři nejlepší
týmy si rozdělili peněžitou výhru, celkem 56 000 korun.
Hodnocení Kariéry PLUS
Soutěž, konferenci a veletrh organizuje pravidelný tým zaměstnanců VŠB-TUO, kteří koordinují organizační výbor
složený ze zástupců různých firem a institucí v regionu. Komunikují s podniky, koordinují stovky studentů,
domlouvají řečníky na práci v sekcích konference, novináře, hodnotící komisi, zaměstnance VŠB-TUO a další
zúčastněné, kteří se podílejí na hladkém průběhu akce. Kariéra PLUS se připravuje více než půl rok dopředu.
Prorektorovi VŠB-TUO a garantovi Kariéry PLUS profesoru Jaromíru Gottvaldovi se letos na celé akci nejvíce
líbila konference a přednáška profesora Švejnara: „Jeho vystoupení přitáhlo pedagogy i studenty, čímž se nám
naplnil dlouhodobý cíl konference, získat i o ni širší zájem. Velmi se mi líbila i soutěž studentů, jejich zaujetí,
vzájemné soupeření a úsilí, se kterým chtěli vyhrát. Organizační tým Kariéry PLUS příjemně překvapil zájem
zahraničních společností o veletrh pracovních příležitostí, počet zobrazení jejich příspěvků na nově vytvořeném
Facebooku Kariéry PLUS i soutěžní zaujetí studentů.
Letošní Kariéra PLUS se od minulých tří ročníků v zásadě nelišila. I letošní ročník měl na veletrhu vyprodanou
veškerou kapacitu, zájem studentů byl opět enormní. Na konferenci však byl snížen počet probíraných témat a důraz
byl kladen především na jejich hloubku. Úplnou novinkou pak bylo nové logo a facebook, které si snáze našly cestu
k veřejnosti.
A jak bude zaměřen projekt Kariéra PLUS v roce 2012? Detailní představa příštího ročníku se teprve propracovává.
Jasná je však změna formátu konference a uplatnění dalších možností propagace firem před studenty a studentů u
firem.
Mgr. Alice Šustková
tisková mluvčí Kariéry PLUS
87
Historie hutnictví
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
historie hutnictví
Dolování olovnato-stříbrných rud v Rozseči nad Kunštátem
Mining of the Pb-Ag ores in Rozseč over Kunštát
prof. Ing. Karel Stránský, DrSc., ÚFM Akademie věd České republiky, Brno, Ing. Drahomíra Janová, prof.
Ing. František Kavička, CSc., doc. Ing. Václav Hoch, CSc., Ing. Lubomír Stránský, CSc., Ing. Bohumil
Sekanina, CSc.,Vysoké učení technické v Brně, Fakulta strojního inženýrství
Nedaleko vesnice Rozseče, přibližně jeden km severozápadně (obr. 1) od vsi, se nacházejí v lese Horničí četné
šachtice aj. montánní relikty po těžbě olovnato-stříbrných rud. Jsou to převážně kruhové šachtice o průměru cca 10
a hloubce cca 3 m (obr. 2 a 3). Dějinné informace o zdejší těžbě stříbrných rud pocházejí ze 14. století, jmenovitě
z roku 1350. Asi 1,2 km západně odtud leží menší ves Louka a doposud stojí zřícenina hradu téhož jména (obr. 1).
V dávné minulosti to bylo panství pánů z Lomnice a později, od 15. století získali tento kraj páni z Kunštátu.
Cíle realizovaného výzkumu lokality Horničí byly následující - orientační průzkum současného stavu terénu a jeho
dokumentace, - odběr vzorků z rudnin a šachtic odvalů po bývalé těžbě olovnato-stříbrných rud, - a chemické
analýzy složení odebraných vzorků.
K analýze byla použita nově vypracovaná analytická metoda - Semikvantitativní poměrná analýza těžkých kovů
v minerálech a rudninách [10, 11]. Kromě jiných informací bylo zjištěno, že vzorky odvalů šachtic po těžbě zdejších
rud obsahují nejméně 32,6 mg stříbra v kg rudniny a též nejméně 95,4 mg/kg lanthanidů (La, Ce, Nd a Sm), a též
další těžké kovy Y, Pb, Sb, Cu, Zn, Ba, Co, Ni, Fe aj., – viz tab. 4 a obr. 9, vázané vesměs na akcesorické minerály.
Výsledky jsou svědectvím, že ložiska sulfidických rud nacházející se původně v lokalitě Horničí mohla být po
zpracování zdrojem jakostního stříbra.
Mining of the Pb-Ag ores in the Rozseč above Kunštát. Not so fare from village Rozseč, approximately 1 km
northwest (Fig. 1), are numerous relics of silver ore mining. This locality is called Horničí. This terrain contains
circular rises (shafts), diameter of which is approx. 10 meters and their depth is approx. 3 meters (Fig. 2 and 3).
Historical data about this silver ore mining come from 14 th century – year 1350. Small village Louka (Meadow) lays
approx 1.2 km to the west with the ruin of a castle of the same name (Fig. 1). This land belonged in medieval ages
first to the Lords of Lomnice and afterwards (in 15th century) to the Lords of Kunštát.
The aim of the realized research of the locality Horničí was to document the present-day state of the terrain, to take
the specimens from the waste bank (spoil bank) of the former silver metallic deposits, – and to analyse their
chemical composition. The analyses of the specimens were realized by new method of proportionate semiquantitative micro-analysis of heavy metals in minerals and ores [10, 11]. Among other things it was established
that the specimens from the waste bank contain at least 32.6 mg of silver per kg – and that they contain also at least
95.4 mg of lanthanides (La, Ce, Nd and Sm) per kg (see Table 4 and Fig. 9). All the analysed heavy metals are
bound to accessory minerals, macroscopic mineral ores were not found. The results confirm, that the former
metallic deposits at Horničí near the villages Rozseč and Louka, might have been a source of high quality silver.
Úvod
také hutnické zpracování vytěžených, nejčastěji
olovnato-stříbrných rud. Toto údobí je též spojeno
s vnější kolonizací do té doby řídce osídlených
západních i severozápadních pohraničních částí Čech,
severních pohraničních částí Moravy a celých vnitřních
oblastí
Českomoravské
vrchoviny,
zkušenými
německými horníky a hutníky z Bavorska a Saska. Již
koncem 12. století se pracovalo v dolech ve Stříbře, asi
od roku 1227 v okolí Jihlavy, asi v polovině 13. století
Dolování stříbrných rud, které se začalo v Čechách a na
Moravě prudce rozvíjet ve 12. a 13. století, v této
souvislosti se často píše o stříbrné horečce [1], bylo
podníceno rozvojem feudálního hospodářství pro které
stříbro sloužilo jako účelně využívaný všeobecně
směnitelný prostředek. Králové Přemysl Otakar II. a
Václav II. i tehdejší významná šlechta podporovali
vyhledávání ložisek stříbrných rud, rozvoj dolování a
88
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Historie hutnictví
v okolí Havlíčkova Brodu (tehdy ještě Smilova) a
Přibyslavi a na přelomu 13. a 14. století byly otevřeny
bohaté doly kutnohorské. Středem tehdejšího báňského
podnikání byla Jihlava, kde byly soustředěny právní
zvyklosti a v letech 1247 až 1249 byly vydány jako
všeobecně známé jihlavské horní právo, které se stalo
základem právní jistoty a také vzorem pozdějšího práva
kutnohorského, jáchymovského i horního práva dalších
zemí v Evropě a dokonce i v zámoří [1].
super Rossecz Maiory (1437),
z Welike Roseczie
(1513), a teprve od roku 1924 se ustaluje dnešní jméno
Rozseč. V první polovině 14. století byla tato ves
v majetku pánů z Lomnice a v roce 1350 ji v zemských
deskách zapsal Jeneč z Lomnice panu Smilovi
z Kunštátu [4], řečenému Zajímači [5], se vším
příslušenstvím, avšak s výjimkou dolů na stříbro. Roku
1374 se stala Rozseč součástí kunštátského panství,
k němuž náležela až do roku 1558.
S hradem
Kunštátem je spojeno jméno starobylého, moravského
panského rodu, z něhož se připomíná již v roce 1281
Kuna z Kunštátu. Kunštátské panství získal v roce 1427
dědictvím Jiří z Kunštátu a Poděbrad, který již jako
český král je zapsal v roce 1464 Pročkovi z Kunštátu a
z Lysic. Od něho je spolkem nabyl Jan Heralt
z Kunštátu a po jeho smrti v roce 1492 získal hrad,
městečko Kunštát, tvrz a ves Lysice, tvrz a ves
Opatovice s příslušenstvím Jan Boček z Kunštátu a na
Polné. ještě počátkem 16. století byly doly v Rozseči
pravděpodobně funkční, neboť v roce 1502 jsou na
kunštátském panství zlaté a stříbrné doly jmenovány [4].
Koncem padesátých let 20. století proběhly průzkumné
geologické práce v blízkosti starých dobývek a byla zde
také údajně hloubena šachtice i ražena štola [6,7].
Pravděpodobně se zde v dávné minulosti jednalo o
povrchovou nebo snad podpovrchovou těžbu.
Stříbronosnou rudu představoval galenit, doprovázený
sfaleritem a pyritem. Popisován je i výskyt
arzenopyritu, bournonitu, chalkopyritu, malachitu.
markazitu a tetraedritu. V lese Horničí jsou podle
literaury [6,7] zachovány zbytky hald a široké kruhovité
jámy, spíše mělké šachtice, o hloubce 2 až 6 m.
Na moravské straně Českomoravské vrchoviny se jedny
z prvních zpráv o dolování stříbra a zlata vztahují
k deblínským dolům a to k roku 1234, kdy moravský
markrabě Přemysl daroval Ratiboru z Deblína za služby
prokázané jeho matce královně Konstancii všechno své
právo, které měl na stříbrných horách při Deblíně [2].
Páni z Deblína, Lomnice, Pernštejna a Kunštátu patřily
počátkem 13. století k šlechtickým rodům, jejichž vliv
na západní Moravě postupně vzrůstal. Bývalé doly na
stříbronosné rudy v Rozseči nad Kunštátem o nichž je
pojednáno v předloženém příspěvku, jsou uváděny již
roku 1350 a pracovalo se v nich až do husitských válek,
kdy byly hornické práce přerušeny. Doly byly situovány
asi jeden km severozápadně od Rozseče v lese
nazývaném Horničí a byly přibližně stejně vzdálené
východně od vsi Louka a dnešní zříceniny hradu téhož
jména (obr. 1).
Terénní průzkum lokality Horničí
Průzkum terénu a okolí, spojený s odběrem vzorků
z míst bývalých dolů, jejich následnou analýzou a
s identifikací polohy a rozměrů důlních šachtic, proběhl
v dubnu 2009. Nad Rozsečí, pod kopcem za levotočivou
zatáčkou odbočíme vlevo lesní cestou (obr. 1), která
vede pod severovýchodním svahem vrcholu Horničí
(701,0 m nad m.). Po asi 0,5 km přijdeme k místu, které
se místně nazývá také Horničí. Lesní cesta zde prochází
přibližně západní částí bývalého hornického areálu a
jedna z rozměrnějších bývalých šachtic se nachází
přímo ve svahu vpravo pod ní. Šachtice rozdílného
průměru a hloubky jsou rozloženy ve svahu, v přibližně
přímkovém tahu západo-východním směrem v počtu
kolem dvaceti. Čtyři rozměrnější šachtice spolu s jejich
nejbližším okolím byly prohlédnuty, stanoveny jejich
rozměry, prostřednictvím elektronického systému GPS
[8] byla změřena jejich poloha a z jejich obvalů byly
odebrány vzorky k analýzám. Rudní minerály zde
nebyly povrchovým průzkumem nalezeny. Rozměr
šachtic byl stanoven krokováním po obvodech vrcholů
jejich obvalů a poloha šachtic byla změřena vždy na
východním okraji obvalu příslušné šachtice. Výsledky
měření polohy a rozměrů šachtic jsou uvedeny v tab.1.
Obr. 1 Mapa rudní lokality Rozseče nad Kunštátem – Horničí a
blízkého okolí (dostupné z http://amapy.centrum.cz) s
vyznačením polohy šachtice číslo 1.
Fig. 1 Map of the ore mine site Rozseč over Kunštát - Horničí
and surrounding areas (available from
http://amapy.centrum.cz) showing the position of No. 1
shaft
Rozseč nad Kunštátem, historie a stopy po
těžbě olovnato-stříbrných rud
První písemná zmínka o Rozseči je z roku 1350 [3], kdy
je jmenována jako villam Rossecz, což znamenalo místo
kde je rozsekán les, lesní porost – rozseč, což bylo
jméno
typické
jenom na
moravské
straně
Českomoravské vysočiny, zatímco na české straně bylo
běžné pojmenování téže situace proseč. Později se
objevují zápisy – in magma villa Rosieczca (1374),
89
Historie hutnictví
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Tab. 1 Poloha a rozměry šachtic v lokalitě Rozseči nad Kunštátem – Horničí [8]
Tab. 1 Location and size of blind shafts in the area of Rozseč over Kunštát - Horničí [8]
Číslo
šachtice
1
2
3
4
Průměr
Odchylka
Obvod
obvalu) [m]
34,8
29,3
32,0
29,4
31,4
 2,6
Průměr
[m]
11,1
9,3
10,2
9,4
10,0
0,8
Výška
[m nad m.]
637,0
654,0
669,0
655,0
Severní šířka N
+)
49,53196
49,53197
49,53192
49,53194
49,5319475
0,0000222
Východní
délka V +)
16,45092
16,45112
16,45153
16,45180
Tvar obvalu
šachtice
kruhový
kruhový
elipsový)
kruhový
Poznámky – ) 1 římský gradus (passus) = dva kroky  1,5 m (1 passus, přesně = 1,48 m [9])
stanoveno krokováním; ) přepočteno na kruhový tvar; +) ve stupních.
Vzdálenost mezi šachticí č. 1 (obr. 2) a šachticí č. 4
(obr. 3) byla stanovena jednak krokováním na cca 43,75
passus, což je cca 67 m, jednak pomocí GPS, a změřené
východní délky V, neboť severní šířka N měřené polohy
šachtic se téměř neměnila. Přepočtením změřených dat
GPS na ideální rozměry zeměkoule (průměr na rovníku
a v místě severní šířky N ) získáme vzdálenost mezi
šachticemi 4 a 1 o hodnotě cca 63,6 m. Celková délka
tahu v terénu zachovaných šachtic 1 až 4 (měřeno vždy
na východním vrcholu odvalu) se zde pohybuje mezi
64 až 67 m. Celý obvalový tah šachtic od krajní
východní šachtice po šachtici západní (ležící vpravo pod
lesní cestou) činí 92 passus, tj. cca 138 m, což odpovídá
výškovému rozdílu na svahu, na němž jsou šachtice po
několik staletí rozloženy, cca 39 m. Polohu šachtic
přibližují obr. 2 a 3.
před třemi léty porostlý vzrostlým smrkovým lesem.
Vzorky rudnin k analýze byly odebrány z obvalů
šachtic značených 1 až 4 (tabulka 1) vždy zhruba o
velikosti malé dětské pěsti.
Obr. 3 Rozseč nad Kunštátem – Horničí: šachtice číslo 4 a tah
menších šachtic východním směrem nahoru do svahu
(foto K. Stránský).
Fig. 3 Rozseč over Kunštát - Horničí: blind shaft No. 4 and the
sequence of smaller blind shafts in eastern direction
uphill (photo by K. Stránský).
Obr. 2 Rozseč nad Kunštátem – Horničí: šachtice číslo 1 o
hloubce cca 2,3 m z níž byly analyzovány vzorky jejichž
výsledky jsou v tabulkách 2, 3 a 4 (foto K. Stránský)
Fig. 2 Rozseč over Kunštát - Horničí: blind shaft No. 1 with the
depth of approx. 2.3 m, from which the samples were
analyzed – see the results in Tables 2, 3 and 4 (photo by
K. Stránský)
Analýza vzorků rudniny
Směr tahu šachtic činí 112,5° a je přibližně západovýchodní s malou odchylkou k jihu. Šachtice (bývají
též označovány jako montánní relikty, krátery,
těžební jámy, dobývky a pod.) zde mají tvar
podobající se obrácenému komolému kuželu se
svahem stěn skloněných doposud převážně pod
úhlem cca 45° a se zaobleným vrcholem kuželu,
které představuje dno kráteru vyplněné sutí. Celý
svah lokality Horničí, včetně většiny šachtic, byl
K rozborům byla využita metoda energiově disperzní
rtg. spektrální mikroanalýzy a analytický komplex
PHILIPS-EDAX. Rozboru byly podrobeny vzorky
rudniny ze šachtice 1, u kterých bylo stanoveno jednak
průměrné složení rudniny, jednak podíl akcesorických
(menšinových, doplňkových) minerálů v rudnině nově
vypracovanou původní metodou semikvantitativní
poměrné mikroanalýzy (SPA) [10,11].
90
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Historie hutnictví
Vzorek rudniny z obvalu šachtice 1 byl nejprve
rozdrcen na zrna o přibližné velikosti čočky a potom
postupně jemně rozemlet ve vibračním achátovém
kulovém mlýnku. Rozemletí proběhlo celkem třikrát. Po
každém rozemletí po dobu 4 až 5 hodin, byly jemně
rozemleté mikroskopické částice sítem separovány a
nerozemletý zbytek byl podroben dalšímu vibračnímu
mletí. Takto byly k dispozici tři druhy rozemletých
práškových vzorků označené jako 1., 2. a 3. rozemletí
téhož původního makroskopického vzorku rudniny.
Jednotlivé práškové vzorky byly analyzovány
následovně: Prášek rudniny byl vždy nanesen na
speciální elektricky vodivou karbonovou pásku o
základních rozměrech 8×12 mm a plošnou
mikroanalýzou bylo stanoveno průměrné složení
rudniny. Poté proběhla semikvantitativní poměrná
analýza (SPA) mikroskopických částic vybraných
v zobrazení odražených elektronů (BSE) ze vzorku
prášku na pásce základních rozměrů 8×12 mm.
Z plochy uvedených rozměrů bylo vybráno vždy
nejméně 20 částic, změřena jejich plocha, bodovou
analýzou bylo stanoveno jejich chemické složení a byl
stanoven poměrný obsah prvků v akcesorických
minerálech v rudnině v mg/kg a obsah prvků v hm.% v
analyzovaných částicích po jednotlivých rozemletích
rudniny. Metoda je podrobně popsána v pracích [10] a
[11].
největší a podíly hliníku, sodíku, hořčíku, vápníku a
železa vázaných na živce jsou nejmenší (tabulka 2).
Z téže tabulky zároveň plyne, že průměrné atomové
číslo rudniny činí 11,50,3, zatímco částice obsahující
akcesorické minerály mají průměrné atomové číslo asi
2,5krát větší, přesněji 28,41,3.
Základní plošnou analýzou bylo v rudnině spolehlivě
stanoveno celkem 13 prvků (olovo a stříbro se nachází
pod mezí detekovatelnosti použité metody), avšak
bodovou analýzou částic bylo v rudnině identifikováno
pro všechna její rozemletí celkem 27 prvků vázaných na
akcesorické minerály (tabulka 2). Z nich celkem osm
prvků seřazených z dat předchozí tabulky v tabulce 3
podle klesající průměrné koncentrace při třech
rozemletích, tvoří téměř 90% kvantil. Dobrou třetinu
obsahu těchto prvků tvoří stříbro, které je v těchto
minerálech nejspíše chemicky vázáno na argentit (AgS),
rozpuštěno v galenitu (PbS), popřípadě v chalkopyritu
(CuFeS2), bornitu (Cu5FeS4), snad i v kupritu (Cu2O).
V některých zrnech zde může být stříbro vázáno též na
pyrargyrit (Ag2SbS3), miargyrit (Ag2Sb2S4) a stefanit
(Ag10Sb2S8), neboť částice obsahují až 20,3 hm.%
antimonu (tabulka 3). Stříbro koreluje v rudnině se sírou
a průměrná hodnota poměru hmotností stříbra a síry
stanovená ze vzorků všech tří rozemletí je 5,410,98.
Arzén nebyl v žádné z akcesorických částic nalezen.
Nelze však zcela vyloučit možnost výskytu čistého
kovového stříbra. Příklad analýz částic akcesorických
minerálů v rudnině je na obr. 4 a 5.
Výsledky průměrných plošných analýz rudniny z obvalu
šachtice 1 jsou uspořádány v tabulce 2 spolu s výsledky
bodových analýz akcesorických částic minerálů
stanovených metodou SPA. Vzorek rudniny je tvořen
převážně křemenem a živcem. Z plošných analýz
rudniny v tabulce 2 plyne, že postupně jsou ve
vibračním kulovém mlýnku vymílány z rudniny její
měkčí podíly tvořené živcem a posléze, nejvíce při
třetím rozemletí, se z rudniny vymílají podíly vázané na
křemen, který je nejtvrdší (živec – anortit má 6. stupeň
tvrdosti podle Mohsovy stupnice, křemen má 7. stupeň
tvrdosti). Plyne to z plošných analýz, z třetího
rozemletí, kdy je podíl křemíku v práškovém vzorku
Poměrné koncentrace prvků v mg/kg stanovené metodou
semikvantitativní poměrné analýzy jsou uspořádány pro
všechna tři rozemletí rudniny v tabulce 4. Největší
poměrný obsah stříbra byl zaznamenán při prvním
rozemletí rudniny – 32,6 mg/kg rudniny a při dalších
rozemletích postupně klesal úměrně s celkovým
poklesem rozemletých zbytků (tabulka 4). Poměrné
zastoupení dominantních prvků v rozemletých zbytcích
v hmotnostních procentech však zůstává přibližně stejné
(viz též tabulka).
Tab. 2 Plošné a bodové analýzy práškových vzorků rudniny z obvalu šachtice No.1 [hm.%]
Tab. 2 Area and spot analysis of powder samples of ore from the waste bank of the blind shaft No.1 [wt.%]
Plošná analýza vzorku – rozemletí 1., 2. a 3.
Mletí
1.
2.
3.
Průměr Odchylka
Prvek
x1
x2
x3
x
sx
O
48,85 48,65 49,53 49,01
0,46
Na
0,31
0,27
0,22
0,27
0,05
Mg
0,46
0,50
0,26
0,41
0,13
Al
3,75
4,81
2,30
3,62
1,26
Si
40,39 38,88 45,49 41,59
3,46
P
0,06
0,07
0,00
0,04
0,04
S
0,21
0,16
0,2
0,19
0,03
Pb
0,00
0,00
0,00
0,00
0,00
Ag
0,09
0,17
0,04
0,10
0,07
K
1,56
1,83
0,79
1,39
0,54
Ca
0,37
0,14
0,05
0,19
0,17
Ti
0,24
0,16
0,11
0,17
0,07
Cr
0,12
0,05
0,07
0,08
0,04
Mn
0,23
0,16
0,07
0,15
0,08
Bodová analýza částic – rozemletí 1., 2. a 3.
Mletí
1.
2.
3.
Prvek
x
x max
x
x max
x
x max
O
26,85 43,42 27,94 42,26 29,46 42,16
Na
0,12 0,51
0,32 1,15 0,50
2,9
Mg
0,52 0,84
0,57 1,16 0,50 0,77
Al
2,20 5,50
2,05 4,12 1,31 2,21
Si
11,11 26,14 10,78 30,73 12,90 38,51
Y
0,00 0,00
0,32 6,41 0,63 12,63
P
0,32 1,87
0,83 9,74 0,90 9,24
Zr
1,80 34,15
1,77 35,38 2,24 44,83
S
5,39 10,87
5,18 10,39 5,10 21,48
Pb
0,30 2,76
3,76 72,89 0,09 0,44
Ag
35,15 62,44 32,99 64,04 31,56 62,12
K
0,69 1,70
0,56 1,59 0,26 0,73
Sb
1,07 20,26
0,61 12,1 0,00 0,00
Ca
0,13 0,78
0,21 1,54 0,53 8,06
91
Historie hutnictví
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Fe
3,41
4,15
0,88
2,81
1,71
Suma 100,04 100,00 100,01 100,02
0,02
Atomové číslo vzorku rozmleté rudniny:
[at.č.]
11,51 11,71 11,18
11,47
0,27
Atomové číslo částic akcesorických minerálů
v rudnině:
[at. č]
27,61 29,87 27,68
28,39
1,29
Průměrná plocha Fi všech částic akcesorických
minerálů:
214,6
73,8 31,94 106,78 (95,69)
[m2]
Poměrná hmotnost všech částic akcesorických
minerálů:
[mg/kg] 100,83 39,41 16,50
52,25 (43,61)
Průměrná plocha částic Fi redukovaná na stranu
čtverce:
[m]
10,04
6,28 4,06
6,79
3,02
Ba
Ti
La
Ce
2,32 44,05
0,23 2,00
0,00 0,00
0,00 0,00
3,03 36,52
0,32 3,19
1,35 19,52
0,78 15,67
0,00 0,00
0,10 0,22
2,16 31,70
1,62 21,37
Nd
Sm
0,00
0,00
0,56 11,25
0,00 0,00
0,37 7,43
2,86 34,84
Cr
Mn
0,13 0,86
1,01 16,21
0,18
0,18
0,12
0,10
Fe
Co
9,93 88,68
0,00 0,00
4,74 32,03
0,00 0,00
Ni
Cu
Zn
Suma
0,00
0,47
0,26
100,00
0,00
0,00
0,00
9,02
4,91
0,50
0,48
0,00
100,01
0,67
0,63
9,48
2,94
0,00
0,62
0,43
1,90 14,17
2,42 26,22
0,00 0,00
2,36 44,22
0,00 0,00
99,99
Poznámky: - plošné analýzy představují pro každé rozemletí aritmetický průměr ze tří měření z plochy F = 4×4 mm na karbonové pásce 8×12
mm; - bodové analýzy představují pro každé rozemletí 20 analýz částic (celkem 60 částic) nalezených v zobrazení BSE na karbonové pásce 8×12
mm, x – průměrný obsah prvku v souboru všech částic, x max – maximální obsah prvku nalezený v jedné částici analyzovaného souboru 20 částic;
– výběrová směrodatná odchylka v závorce (sx) značí, že jednotlivé změřené hodnoty nemají normální (Gaussovo) rozdělení;
Tab. 3 Bodovou analýzou změřená průměrná koncentrace prvků v částicích akcesorických minerálů při rozemletích rudniny No. 1 až 3 [hm.%]
Tab. 3 Average concentrations of elements measured using the point analysis in particles of accessory minerals in the ground ore Nos. 1-3 [wt.%]
Prvek
x
Sx
at. číslo
Ag
33,2
1,8
47
O
28,1
1,3
8
Si
11,6
1,1
14
Fe
5,5
4,1
26
S
5,2
0,2
16
Al
1,9
0,5
13
Pb
1,4
(2,1)
81
Cu
1,1
1,1
29
kvantil %
88,0
3,4
23,436
Spodní (minimální) poměrné obsahy prvků v akcesorických částicích v rudnině z obvalu šachtice No.1 [mg/kg] a obsahy prvků v
akcesorických částicích [hm.%]
Tab. 4 Low (minimal) proportional content of accessory elements in the ore particles from the shaft No.1 [mg / kg] and contents of elements in
the accessory particles in [wt.%]
Tab. 4
Pořadí rozemletí rudniny:
Poř. čís.
At.číslo
Prvek
1
8
O
2
3
11
12
4
13
5
6
14
15
7
8
16
19
9
10
20
22
11
12
24
25
13
14
26
27
15
16
28
29
17
18
19
20
30
39
40
47
1. rozemletí rudniny
[mg/kg]
[hm.%]
2. rozemletí rudniny
[mg/kg]
[hm.%]
3. rozemletí rudniny
[mg/kg]
[hm.%]
Na
27,8
0,135
27,57
0,13
11,5
0,186
29,18
0,47
4,46
0,0478
27,02
0,29
Mg
0,435
0,43
0,204
0,52
0,0843
0,51
Al
Si
2,10
7,54
2,08
7,48
0,712
4,92
1,81
12,48
0,198
1,51
1,20
9,15
P
S
0,261
5,02
0,26
4,98
0,0980
1,65
0,25
4,19
0,0864
1,09
0,52
6,60
K
Ca
0,872
0,138
0,86
0,14
0,154
0,249
0,39
0,63
0,0393
0,0537
0,24
0,33
Ti
Cr
0,499
0,142
0,49
0,14
0,0922
0,0634
0,23
0,16
0,0169
0,0159
0,10
0,10
Mn
Fe
Co
0,235
11,4
n
0,23
11,31
0,16
2,59
0,0166
0,311
0,10
1,88
Ni
n
0,00
0,00
0,0640
1,02
n
1,40
0,00
3,55
0,219
n
1,33
0,00
Cu
Zn
Y
Zr
Ag
0,104
0,0564
n
0,120
32,6
0,10
0,06
0,00
0,12
32,33
0,0615
n
0,0137
0,0755
7,50
0,16
0,00
0,03
0,19
19,03
0,693
n
0,0973
0,345
6,68
4,20
0,00
0,59
2,09
40,48
92
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
21
22
23
24
25
26
27
51
56
57
58
60
62
82
Součet
Sb
Ba
La
Ce
Nd
Sm
Pb
Historie hutnictví
0,233
10,4
n
n
n
n
0,747
100,8374
0,23
10,31
0,00
0,00
0,00
0,00
0,74
100,00
0,0669
0,837
2,88
0,0187
0,0134
n
5,63
39,4088
0,17
2,12
7,31
0,05
0,03
0,00
14,29
100,00
n
n
0,194
0,109
0,0181
0,195
0,0231
16,5034
0,00
0,00
1,18
0,66
0,11
1,18
0,14
100,00
Poznámka: n – značí, že částice obsahující příslušný prvek nebyly v rozemletém
analyzovaném vzorku nalezeny;
než záznam o prodeji vsi Rozseče panu Smilovi
z Kunštátu. Uvážíme-li, že záznam o prodeji Rozseče
z rukou pánů z Lomnice do vlastnictví kunštátského
rodu proběhl s výjimkou dolů na stříbro, je možno
s velkou pravděpodobností soudit, že těžba a poté i
následné hutnické zpracování stříbronosných rud, zde
byly i v druhé polovině 14. století, a to alespoň v jejím
začátku, v rukou pánů z Lomnice. Tehdy totiž lomničtí
využívali stříbronosné doly v okolí Horního Čepí a
posléze též doly otevřené již před rokem 1240
Ratiborem z Deblína přímo v Deblíně a během let
postupně získané jako dědictví od rodu pánů z Deblína
a Louček (viz poznámka u odkazu [4]). Na panství pánů
z Lomnice bylo možno předpokládat dlouhodobé
zkušenosti s hutnickým zpracováním vytěžených
stříbronosných rud, zcela přirozeně též zisk
z provozování dolů ve formě čistého stříbra a také stopy
po hutnickém zpracování vytěžených stříbronosných
rud v okolí Horničí, které si po prodeji Rozseče
ponechali lomničtí ve svém majetku. Hrad Louka,
z něhož se zachovaly do dnešních časů pouze
základové zdi a část zdiva obytných budov (obr. 6), byl
až do roku 1488 majetkem pánů z Lomnice a centrem
panství k němuž náleželo okolí Olešnice.
Obr. 4 Částice minerálu obsahujícího v hm.% – 4,98 S a 37,01
Ag (foto D. Janová).
Fig. 4 Mineral particles containing in wt.% 4.98 S, and 37,01
Ag (photo by D. Janová).
Obr. 5 Částice minerálu obsahujícího v hm.% 8,17 S, 34,92 Ag,
20,26 Sb, 7,30 Fe, 9,02 Cu a 4,91 Zn (foto D. Janová).
Fig. 5 Mineral particles containing in wt.% 8.17 S, 34.92 Ag,
20.26 Sb, 7.30 Fe, 9.02 Cu, 4.91 Zn (photo by D.
Janová) .
Souhrnné hodnocení těžby stříbronosných
rud v Horničí
Nedaleko bývalých dolů v Horničí se západně,
vzdušnou čarou necelý 1,25 km, nachází ves Louka a
nad ní zřícenina hradu téhož jména. Hrad byl až do roku
1488 majetkem pánů z Lomnice a centrem panství
k němuž náleželo okolí Olešnice. Právo těžit
stříbronosné rudy náleželo pánům z Lomnice i po
prodeji vsi Rozseče kunštátským a teprve v roce 1502
připadly doly na zlato a stříbro ke Kunštátu. První
písemný záznam o hradu Louka je z roku 1360 a podle
zápisu z roku 1350 je tedy o pouhých deset let mladší
Obr. 6 Část zachovaného zdiva hradu Louka, zbudovaného pány
z Lomnice. (foto K. Stránský).
Fig. 6 Part of the preserved walls of the castle Louka, built by
the Lords of Lomnice. (photo by K. Stránský).
93
Historie hutnictví
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Minimální množství prvku mg/kg.
Není nám známo v kterém roce připadly doly v Horničí
ke kunštátskému panství, avšak podle běžně dostupných
dat to mohlo snad být před rokem 1502, kdy jsou na
kunštátském panství ještě uváděny zlaté a stříbrné doly,
což bylo, jak uvedeno, až po roce 1488, kdy byly ještě
hrad Louka i panství v rukou pánů z Lomnice.
Použitou semikvantitativní poměrnou analýzou (SPA)
byl v akcesorických minerálech rudniny z rozměrově
největší šachtice v Horničí spolehlivě prokázán
poměrně vysoký obsah stříbra – nejméně 32,6 mg/kg
rudniny (což je 32,6 gramu Ag na tunu). Posloupnost
prvků jejichž atomové číslo je větší než průměrné
atomové číslo rudniny a které jsou vázány na
akcesorické minerály, se při jednotlivých rozemletích
vcelku zachovává, i když množství těchto minerálů
s pořadím rozemletí postupně klesá (tabulka 2). Tyto
poměry zobrazují grafy rostoucí posloupnosti na obr. 7
až 9, odpovídající postupným rozmletím vzorku
rudniny. Lanthanidy, k nimž patří v daném případě La,
Ce, Nd a Sm, se vymílají z rudniny až při druhém a
třetím rozemletí (tabulka 2), takže lze soudit, že jsou
vázány na křemen, který je v rudnině nejtvrdší.
Minimální množství prvku mg/kg.
10
1
0,1
0,01
Nd Y Ce Cu Cr Mn Sb Zr Ti P
K Na Mg Ca Al Ba Fe Ni S La Si Pb Ag O
Prvky v akcesorických minerálech v rudnině z Rozseče - Horničí
Minimální množství prvků mg/kg..
Obr. 8 Rostoucí posloupnost hmotnosti prvků (mg/kg) vázaných
na akcesorické minerály při druhém rozemletí rudniny.
Poměr hmotností stříbra a síry je 4,61. V minerálech se
již nacházejí lanthanidy (La, Ce, Nd a Sm) v celkovém
množství 46,44 mg/kg
Fig. 8 Increasing the sequence of weight of elements (mg/kg)
linked to accessory minerals in the second ore crushing.
Mass ratio of silver and sulphur is 4.61. The minerals
contain already lanthanides (La, Ce, Nd and Sm)
weighing totally 46.44 mg / kg
V akcesorických minerálech přítomnost zlata ve vzorku
rudniny odebraného z obvalu rozměrově největší
šachtice zjištěna nebyla. Zda šlo v Horničí vskutku také
o těžbu zlata, jako tomu bylo například v dolech Auri et
argenti fodine (tj. zlatých a stříbrných dolech) v
Deblíně, uváděných na Komenského mapě Moravy z
roku 1627 a nacházejících se v druhé polovině 14.
století též na lomnickém panství, nebylo potvrzeno.
Přitom ve vzorcích křemene z hald bývalých
deblínských dolů, bylo toutéž metodou SPA nalezeno
nejméně 2,1 g zlata na tunu křemene a též nejméně 0,23
g stříbra na tunu křemene [10]. Avšak obsah stříbra byl
ve vzorcích z Horničí nalezen o dva řády větší než tomu
bylo ve vzorcích z Deblína.
100
10
1
0,1
0,01
Cr Mn Ti Nd Pb K Na Ca Mg P
Y
Ce La Sm Al Co Fe Zr Cu S
Si O Ag
Prvky v akcesorických minerálech rudniny v Rozseči - Horničí
Obr. 9 Rostoucí posloupnost hmotnosti prvků (mg/kg) vázaných
na akcesorické minerály při třetím rozemletí rudniny.
Poměr hmotností stříbra a síry je 5,12. V minerálech se
nachází relativně největší množství lanthanidů (La, Ce,
Nd a Sm) v celkovém množství 95,34 mg/kg.
Fig. 9 The increasing sequence of weight of elements (mg/kg),
linked to accessory minerals in the third ore crushing.
Mass ratio of silver and sulphur is 5.12. The minerals
contain relatively the biggest quantity of lanthanides (La,
Ce, Nd and Sm) weighing totally 95.34 mg / kg.
100
V bývalých horních revírech, v nichž byly těženy
stříbrné, popřípadě olovnato-stříbrné rudy, se velmi
často nacházejí také stopy po jejich hutnickém
zpracování. Nejčastěji to bývají hutnické strusky
obsahující oxidy olova, křemíku, železa, zinku aj. a též
zbytky struskových povlaků na stěnách kamenů
použitých k vyzdění hutnických tavicích pecích. Jako
příklady mohou sloužit např. četné lokality strusek v
bývalých horních a hutních revírech v okolí Přibyslavi,
Havlíčkova Brodu, Jihlavy a Kutné Hory, popřípadě
struskové povlaky na kamenech, kterými byla například
vyzděna pec k tavení olova v údolí potoka Stříbrnice
pod osadou Lesní Hluboké nedaleko Velké Bíteše [12].
Bohužel, orientačním průzkumem důlní lokality
Horničí, zříceniny hradu Louka a nejbližšího okolí jsme
až doposud nezjistili žádné stopy po hutnickém
zpracování vytěžených stříbronosných rud.
10
1
0,1
0,01
Zn Cu Zr Na Ca Cr Sb Mn P Mg Ti Pb K Al
100
S Si Ba Fe O Ag
Prvky v akcesorických minerálech v rudnině z Rozseče - Horničí
Obr. 7 Rostoucí posloupnost hmotnosti prvků (mg/kg) vázaných
na akcesorické minerály při prvém rozemletí rudniny.
Poměr hmotností stříbra a síry je 6,49. Z rudniny se
nevymílají lanthanidy.
Fig. 7 Increasing sequence of weight of elements (mg/kg)
linked to the accessory minerals in the first ore crushing.
Mass ratio of silver and sulphur is 6.49. Lanthanides do
not get ground out of ores.
94
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Historie hutnictví
[7] KRUŤA, T. Moravské nerosty a jejich literatura 1940 – 1965.
Moravské museum, Brno 1968, 380 s.
[8] STRÁNSKÝ, L. Měření polohy šachtic prostřednictvím GPS
navigace Mio C710 (nezveřejněno).
[9] VALOUCH, M., VALOUCH, M. A. Pětimístné tabulky
logaritmické sestavili a četnými tabulkami matematickými,
fysikálními, astronomickými a chemickými doplnili. Jednota
Československých matematiků a fysiků. Praha 1949, 224 s.
[10] STRÁNSKÝ, K., JANOVÁ, D., POSPÍŠILOVÁ, S.,
DOBROVSKÁ, J. Poměrná semikvantitativní mikroanalýza
těžkých kovů v horninách, struskách a rudách. Hutnické listy
2009, LXII, č. 3, s. 84-89. ISSN 0018-8069.
[11] STRÁNSKÝ, K., JANOVÁ, D., POSPÍŠILOVÁ, S.,
DOBROVSKÁ, J. Možnost poměrné semikvantitativní
mikroanalýzy těžkých kovů v horninách, rudninách a struskách.
Slévárenství 2009, LVII, č. 7-8, s. 268-270.
[12] MERTA, J., STRÁNSKÝ, K., JANOVÁ D., STRÁNSKÝ, L.,
BUCHAL, A. Po stopách důlní činnosti v údolí potoka
Stříbrnice. In Archeologia technica 21, Technické muzeum
v Brně. Brno, 2009.
Literatura a poznámky
[1] POLÁK, A. Nerostné bohatství Bystřicka. Krajské nakladatelství
v Brně 1960, 80 s.
[2] OHAREK, V. Vlastivěda moravská. Tišnovský okres. Nákladem
Musejního spolku v Brně, Brno 1923, 456 s.
[3] HOSÁK, L., ŠRÁMEK, R. Místní jména na Moravě a ve Slezsku
II, M-Ž. ACADEMIA, Praha 1980, 964 s.
[4] HOSÁK, L. Historický místopis země Moravskoslezské.
ACADEMIA, Praha 2004, 1144 s., ISBN 80-200-1225-7.
(Ratibor z Deblína (1234 – 1245) měl dva syny: Artleba (1234 –
1286) a Janáče (1234 – 1274); Janáčova dcera Kateřina (1312 –
1338) již jako vdova po Tasovi z Lomnice přinesla Deblín věnem
pánům z Lomnice, kteří vlastnili Deblín v letech 1371 až 1415,
kdy jej Jan z Lomnice zapsal Artlebovi z Veteřova – s. 223; data
v závorkách se vztahují k archivním pramenům podle [4]) .
[5] PLAČEK, M., FUTÁK, P. Páni z Kunštátu. Rod erbu vrchních
pruhů na cestě k trůnu. Nakladatelství Lidové noviny, Praha
2006, 705 s., ISBN 80-7106-683-4.
[6] PAŘÍZEK, J. Dobývání nerostných surovin v okrese Žďár nad
Sázavou a okolí. Horácké muzeum. Listy Horáckého muzea, sv.
3. Nové město na Moravě 2000, 68 s.
____________________________________________________________________________________________________________________
Ve zpustošeném areálu Poldi Kladno mají v budoucnu bydlet lidé
novinky.cz, ČTK
3.3.2011
Kladno chce z části areálu bývalých hutí Poldi vytvořit obytnou zónu. Nejdříve ovšem musí provést sanaci
znečištěného území, která potrvá minimálně do roku 2020. Její cena se může vyšplhat až na 1,5 miliardy
Kč.
Ministr životního prostředí Tomáš Chalupa při své březnové návštěvě území řekl, že největším
problémem bude odstranění zátěží pod povrchem. Město podle něj musí také dokončit územní plán, bez
kterého se bývalá průmyslová zóna nemůže rozvíjet.
Město chce obytnou zónu vybudovat v areálu bývalé huti Koněv. V minulosti nechalo vypracovat studii na
menším území, která zjistila, že ekologické zátěže mohou z dlouhodobého hlediska ohrožovat zdraví lidí.
Nyní vyhlásilo tendr, z kterého vzejde zpracovatel analýzy celého území. Výsledky studie budou známé
nejdříve v příštím roce. Teprve poté se začne s revitalizací, s kterou podle něj městu bude muset pomoci
stát.
Město podle Chalupy zatím může peníze k monitoringu území a odstranění zátěží čerpat ze státního
fondu a operačního programu Životní prostředí. S ohledem na čerpání finančních prostředků je nejzazší
termín rok 2015. Optimisté říkají, že na konci roku 2013 nebo 2014 by mohlo dojít k odstranění samotné
ekologické zátěže. Město bude o peníze žádat kvůli nedostatku času především v dalším dotačním
období, které skončí v roce 2020.
Město ještě musí vyřešit majetkoprávní vztahy. Vypořádání a sjednocení pozemků několika desítek
majitelů je problém velmi složitý. Např. privatizace bývalé Poldi byla špatně udělaná, jelikož jsou některé
její části značně vlastnicky roztříštěné. Některé majetkové problémy se týkají i částí, kde by měla být
obytná zóna.
Nejdál se město zatím dostalo s částí Dříň, kde ČVUT zřejmě na konci letošního roku začne se stavbou
Univerzitního centra energeticky efektivních budov. Budova bude stát kolem 600 milionů Kč. Bude to
velká zkušební hala, kde se budou zkoušet konstrukční systémy, materiály, obalové konstrukce nebo
systémy vytápění pro objekty, které budou výrazně redukovat energetickou náročnost těchto objektů.
SB
95
Společenská kronika
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
společenská kronika
Ing. Petr PÁCL, CSc. sedmdesátníkem
Dne 4.2.2011 se doţil významného ţivotního jubilea Ing. Petr Pácl, CSc.,
jehoţ profesní kariéra je úzce spjata s hutním průmyslem. Po absolvování
oboru tváření a tepelného zpracování na VŠB u Prof. Pejčocha a Prof. Ţídka
nastoupil v roce 1962 do Válcoven plechu Frýdek-Místek jako dělníktechnolog. Po roce postoupil do vedoucích funkcí nejprve ve speciální
mořírně a později na teplé válcovně. Získal zde praktické provozní
zkušenosti, které později uplatňoval ve své výzkumné a vědecké činnosti.
Počátkem roku 1971 nastoupil do tehdy nově budovaného Výzkumného
ústavu hutnictví ţeleza v Dobré (VÚHŢ), kde se začal zabývat výzkumem a
vývojem náročných technologií výroby transformátorových a dynamových
plechů. Této problematice se pak věnoval, spolu s týmem spolupracovníků,
které vedl, prakticky po celou dobu svého působení ve VÚHŢ. O úspěšnosti
jeho práce nejlépe hovoří tato stručná fakta: Ing. Petr Pácl, CSc. získal
celkem 3 vědecké atestace, 25 autorských osvědčení na vynálezy, z nichţ
část byla realizována v hutích se stamiliónovými úsporami, byl autorem nebo
spoluautorem cca 200 výzkumných zpráv, jakoţ i cca 100 odborných článků
v českých i zahraničních časopisech a sbornících z konferencí. Teprve v roce
1990 mu bylo umoţněno provést obhajobu dávno připravené disertační práce v oboru „Fyzikální metalurgie a mezní
stavy materiálu“ k získání vědecké hodnosti kandidáta technických věd.
Období let 1989 - 93 velice nepříznivě poznamenalo řadu výzkumných ústavů a institucí, neboť jak stát, tak i
průmyslové podniky nebyly schopné a ochotné vědu a výzkum financovat. Proto bylo nutné provést v rámci
kuponové privatizace přeměnu VÚHŢ na akciovou společnost a najít nové ţivotaschopné oblasti výzkumné a
výrobní činnosti. Ing. Petr Pácl, CSc. se v roce 1993 postavil do čela týmu manaţerů, kteří provedli systémem
„management buy-out“ privatizaci VÚHŢ, a nasměrovali ústav k přeměně na výrobně - inovační firmu, zabývající
se řešením výrobních technologií a výrobou náročné úzce specializované produkce pod heslem „ Začínáme tam, kde
jiní neuspěli “ V období let 1993-2004 působil Ing. Petr Pácl, CSc. ve funkci generálního ředitele a předsedy
představenstva VÚHŢ, a.s.
Společnost pod jeho vedením dosáhla řady úspěchů především zaváděním nových netradičních aplikací. K těmto
novým a extrémně náročným aplikacím patří zejména:
-
-
vývoj a výroba zařízení pro měření výšky hladiny oceli v krystalizátoru ZPO a její regulace – k dnešnímu dni je
toto zařízení pouţíváno na 250 proudech ZPO v 90 ocelárnách na všech kontinentech (s výjimkou Antarktidy,
kde ocelárny nejsou),
válcování speciálních profilů, zejména pro automobilový průmysl (ke konečným uţivatelům patří mj. skupina
Volkswagen, Porsche, Audi, Opel, Ford, Volvo, Saab)
odstředivě lité polotovary (např. dvouvrstvé hutní a mlecí válce apod.)
povlakování strojních dílů metodou PACVD, CVD a PVD
vývoj zařízení a technologie pro sekundární metalurgii
Mimo tyto významné aplikace byla v tomto období realizována i řada dalších úspěšných technologií pro různé
oblasti hutnictví a strojírenství.
Od roku 2004 Ing. Petr Pácl, CSc. ve funkci předsedy představenstva připravoval se svými společníky převod
společnosti do rukou nového majitele, u něhoţ by byla záruka kontinuity úspěšných vývojových a inovačních
činností firmy. Tímto novým majitelem se po pečlivém zhodnocení všech zájemců v roce 2007 staly Třinecké
ţelezárny a.s.
Odchod do důchodu v roce 2007 však neznamenal pro Ing. Petra Pácla, CSc. odchod na odpočinek, neboť se začal
aktivně zapojovat do politického ţivota ve Frýdku - Místku. Kromě toho pomáhá v rámci svých investičních aktivit
realizovat podnikatelské záměry členů své rodiny. Ovšem jeho tajným přáním je návrat k výzkumné činnosti, aby
96
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Společenská kronika
mohl dokončit a publikovat to, co má v zásobě a co musel přerušit, kdyţ se postavil do čela týmu zachraňujícího
ţivotaschopnou část bývalého Výzkumného ústavu hutnictví ţeleza.
Do dalších let přejeme jubilantovi jménem jeho kolegů a kamarádů pevné zdraví a mnoho sil v další tvůrčí činnosti,
jakoţ i splnění všech jeho přání, včetně těch tajných a dočasně odloţených!
prof. Ing. Ľudovít Dobrovský, CSc., Dr.h.c.
děkan FMMI, VŠB-TU Ostrava
Prof. Ing. Pero Količ, CSc. opustil naše řady dne 8.2.2011
V panu profesorovi odešel významný vědecký pracovník, osobitý odborník,
který dokázal skloubit své teoretické znalosti s praktickými zkušenostmi,
citlivý vysokoškolský učitel a dobrý člověk. Čtenáři Hutnických listů si jej
budou připomínat z jeho dřívějších publikačních příspěvků.
Profesor Količ se narodil 24.8.1929 v Praze, v rodině velkoobchodníka
s vínem, která pocházela z Dubrovníku. V roce 1952 úspěšně zakončil
vysokoškolská studia na Ekonomické fakultě ČVUT v Praze. Poté pracoval
dva roky jako odborný asistent na praţské Vysoké škole zemědělské. V roce
1955 mu bylo z politických a ideových důvodů „doporučeno“, jak bylo často
v té době zvykem, pracovat na Ostravsku. Tam nastoupil jako odborný
asistent na VŠB. Odbornou praxi jako plánovač a rozborář absolvoval
v létech 1959 aţ 1961 v Nové huti v Ostravě - Kunčicích. Odtud se vrátil
zpět na VŠB Ostrava na tehdejší hutnickou fakultu, katedru ekonomiky a
řízení hutnictví. V roce 1962 obhájil na VŠE v Praze disertační práci a získal
zde vědecký titul kandidáta věd.
Jiţ v té době byl aktivním členem skupiny, připravující vytvoření ekonomické fakulty v Ostravě. Krátce nato v roce
1966, ve svých 37 letech, obhájil habilitační práci na hutnické fakultě VŠB Ostrava a stal se docentem. Byl
jmenován proděkanem pro studijní záleţitosti, vedl jako školitel aspiranty a byl předsedou komise pro obhajoby
kandidátských prací. Protoţe se angaţoval v 60. letech v obrodném procesu na VŠB Ostrava, byl nucen odejít ze
školy. V roce 1972 nastoupil do Vítkovických ţelezáren a strojíren v Ostravě na cenový odbor. Tam setrval aţ do r.
1990. Tehdy se vrátil na VŠB-TU Ostrava na ekonomickou fakultu, kde po dobu dvou let vedl nově vytvořenou
katedru marketingu a obchodu. V roce 1992 byl jmenován profesorem pro obor podnikatelství a management. Od
roku 1993 pracoval jako ředitel Ústavu doktorandského studia VŠB-TU Ostrava, ekonomické fakulty.
Kromě jeho pracovního zaměření v průmyslu i na VŠB –TU Ostrava byly významné také jeho zahraniční
pedagogické aktivity. Od r. 1999 se mimo jiné aktivně angaţoval na WSEA - Vysoké škole ekonomicko - správní
v Bytomi v Polsku. A jak jsme pana profesora znali, se svou důkladností se ve svých sedmdesáti letech začal učit
dokonce polsky. Přednášel také v Německu, USA a Chorvatsku. A mohli bychom uvádět řadu dalších aktivit této
velice obětavé a výjimečně erudované osobnosti: předsednictví nebo členství v habilitačních a jmenovacích
profesorských komisích VŠB-TU Ostrava, ekonomické fakulty a bývalé hutnické fakulty, později fakulty metalurgie
a materiálového inţenýrství, členství ve vědeckých radách obou jmenovaných fakult a další podobné komise a
poradní orgány.
Odborné zaměření zesnulého profesora Količ mělo široký rozsah v teorii a i v praktickém zaměření. Zabýval se
obecnými ekonomickými otázkami, řízením průmyslu i praktickou průmyslovou problematikou. V průmyslu se
zaměřoval zejména na cenovou oblast a metodiku firmy, řízení nákladů, tvorby cen a průmyslového marketingu,
uplatňování exaktních metod v ekonomice a na problematiku regionálního rozvoje.
Velice rozsáhlá byla také jeho publikační a přednášková činnost. Dala se počítat na stovky publikací. Připomeňme
jen kupříkladu 13 významných referátů na vědeckých konferencích v zahraničí, devět zpracovaných skript pro
vysokoškoláky a pro studenty v postgraduálním studiu.
97
Společenská kronika
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Alma mater si jeho vědecké a pedagogické práce váţila. O tom svědčí, ţe v r. 1997 obdrţel medaili Georgia
Agricoly za pedagogickou a vědeckou práci a zásluhy o rozvoj VŠB-TU Ostrava. V r. 2009 získal pamětní list VŠBTU Ostrava za dlouholetou a přínosnou práci pro katedru marketingu a obchodu ekonomické fakulty.
Pan profesor měl nejen velice bohatou vědeckou a pedagogickou kariéru, ale i krásný osobní ţivot, i kdyţ i ten byl
v kritických dobách poznamenán dějinnými událostmi.
Po svém příchodu z Prahy do Ostravy se seznámil se svou budoucí manţelkou Jindrou, se kterou proţili krásných 54
let společného ţivota. Jeho dva nadaní synové Ivo a Pavel, bohuţel nemohli studovat podle svého přání. Vyřešili to
studiem Vysoké školy dopravy a spojů v Ţilině. Prostě slovenská vysoká škola byly k dětem rodičů vyloučených
z KSČ podstatně liberálnější neţ české školy.
Profesor Količ byl nejen velice vzdělaný a pracovitý, ale byl také nesmírně vstřícný ke svým studentům a
doktorandům. Doslovně kdykoli byl ochoten poradit a pomoci. Proto byl mezi svými posluchači velice oblíbený.
Nelitoval času a chodil i na jejich tradiční srazy. A vţdy, ať v zábavě nebo při váţných debatách mezi ně plně
„zapadl“.
A na závěr snad jednu osobní vzpomínku z druhé poloviny roku 1967. Tehdy studenti hutnické fakulty vyjeli
prakticky jako první skupina ze socialistické země na výměnnou exkurzi do hutí v NSR. Kamkoli přijeli, byli
přijímáni starosty a generálními řediteli závodů – tedy na vysoké reprezentativní úrovni. Západoněmečtí partneři
prokazovali vysokoškolskému profesorovi i studujícím akademikům vyšší úctu neţ vlastní vysokoškolská
reprezentace doma. Pan profesor jako vedoucí skupiny velice pohotově reagoval na nespočet dotazů a námětů. To
dokonce velice přispělo k řadě pozitivních ohlasů v německém tisku.
Pane profesore Pero Količi, děkujeme vám za Vaši obětavou práci, za Vaši pomoc, rady, laskavé jednání a osobní
příklad, který jste nám dal!
Za bývalé posluchače a spolupracovníky
doc. Ing.Václav Kafka, CSc., prof. Ing. Emilie Krausová,CSc.
_____________________________________________________________________________________________
Tuzemským hutím se od počátku roku daří, ArcelorMittal Ostrava nezvládá
uspokojit poptávku
patria.cz, ČTK
2.3.2011
Největším tuzemským hutním firmám se na začátku roku daří. Poptávka po ocelářských produktech je
vysoká. Například v největší huti, ArcelorMittal Ostrava AMO), je dokonce větší, než stačí vyrobit, takže
bude důležité vyrábět a expedovat více, než bylo původně v plánu. Současný vývoj na trhu je podle AMO
příznivý. Poptávka i prodejní ceny výrobků jsou uspokojivé a stejná situace se očekává také v celém
druhém čtvrtletí. Druhá polovina roku pak není zdaleka tak jasná. Problémy však firmě způsobují vysoké
ceny surovin. Ceny rudy, uhlí a šrotu od počátku roku výrazně rostou. Huti se tím zvýšily výrobní náklady
oproti loňskému prosinci o 3000 Kč na tunu. Příčinou jsou, kromě jiného, přírodní pohromy, například
záplavy v Austrálii, které negativně ovlivňují i dostupnost surovin, například koks. Firma se proto při
snižování výrobních nákladů zaměřuje na efektivnost spotřeby surovin. V důsledku zdražení cen surovin
musela zvýšit ceny svých výrobků.
Také Třinecké železárny vyrábějí na plný výkon. Druhá největší tuzemská huť také zápolí s vysokými
cenami surovin. Nikdo proto nedovede odhadnout, jak se situace v ocelářství bude dále vyvíjet. Právě
vysoké ceny surovin a rostoucí náklady mohou zhatit očekávaný dobrý hospodářský výsledek
společnosti. Také je proto nucena zvedat ceny svých produktů. Dosavadní zvyšování cen je zatím trh
schopen akceptovat. Podle názoru společnosti v ekonomice dosud nenastalo takové oživení, aby se
nastartovaly nové velké projekty, například ve stavebnictví. Hodně bude také záležet na tom, jaký bude
další vývoj ocelářství v Číně a Indii a dalších rozvojových ekonomikách.
Také třetí největší tuzemská firma, Evraz Vítkovice Steel (EVS), potvrdila, že poptávka od počátku roku
po jejich výrobcích roste. EVS dnes vyrábí na plnou kapacitu. Podle předběžných výsledků loni AMO
skončil v zisku, Třinecké ocelárny naopak ve ztrátě. EVS očekával za minulý rok vyrovnaný výsledek
hospodaření.
SB
98
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Výstavy, veletrhy, konference
výstavy, veletrhy,
konference
EuroBLECH 2010 překonal veškerá očekávání
Po rekordním veletrhu EuroBLECH 2008 čekala průmysl na zpracování plechu nelehká doba. Tento obor začal
ukazovat známky zlepšení pouze několik měsíců před veletrhem EuroBLECH 2010, kdy hospodářské prognózy
opět naznačovaly opatrný optimismus. V tomto období byl EuroBLECH 2010, jako přední světový veletrh oboru
zpracování plechu, více než předtím středem pozornosti celého sektoru a zvláště vystavující společnosti od něho
očekávaly skutečně mnoho. V době konání veletrhu EuroBLECH 2010 bylo zřejmé, že tomuto průmyslovému
oboru se podařilo krizi zvládnout. Společnosti zaznamenaly velký vzrůst obchodní činnosti a odbytu a vedoucí
představitelé sektoru dokonce oznámili, že to pro ně byl zatím nejlepší veletrh.
Podle průzkumu veletrhu obdržel EuroBLECH 2010 opět vynikající hodnocení jak od vystavovatelů, tak i
návštěvníků. EuroBLECH je oficiálně regulovaný veletrh, prověřovaný společností pro dobrovolnou kontrolu
statistik výstav a veletrhů Society for Voluntary Control of Fair and Exhibition Statistics. Analýza veletrhu
ukazuje, že vedle technických odborných znalostí chápou společnosti působící v sektoru zpracování plechu jako
klíčový ukazatel úspěchu také růst exportní činnosti.
EuroBLECH 2010 – celosvětové setkání
Veletrhu EuroBLECH 2010 s výstavní plochou 78 600 m2 přilákal 1 455 vystavovatelů ze 43 zemí a 61 500
návštěvníků z 98 zemí. Je to pouze o málo menší počet než v roce 2008. Ve srovnání s touto rekordní výstavou se
počet vystavovatelů snížil o 4 % a počet návštěvníků o 11 %. Veletrh EuroBLECH 2010 však dosáhl rekord
v počtu vystavovatelů i v návštěvnosti ze zahraničí (46 a 38 %) .
Vzrostl počet návštěvníků z Asie, Severní Ameriky a Středního Východu. Veletrh 2010 přivítal podstatně více
návštěvníků z USA, Indie, Izraele, Austrálie, Číny, Brazílie, Kanady, Japonska a Spojených arabských emirátů.
Nejvíce návštěvníků přijelo z evropských zemí: Německa, Rakouska, Nizozemska, Švýcarska, Belgie a Itálie. Po
Německu a Itálii se třetí zemí s největším počtem vystavovatelů poprvé stalo Turecko; na druhém místě bylo
Švýcarsko a potom Nizozemsko, Španělsko a Čína.
Situace v průmyslu na zpracování plechu
Celkově vystavovatelé hodnotili ekonomickou situaci jako stále kritickou. Německé společnosti ale hodnotily
aktuální obchodní prostředí daleko pozitivněji než vystavovatelé mimo Německo. 88 % všech vystavovatelů
udalo přístup na nové trhy jako hlavní důvod své účasti na EuroBLECH 2010. Hlavním zaměřením společností
jsou stále členské státy Evropské unie a po nich ostatní evropské země. Jako potenciální exportní trhy jsou stále
více považovány Asie, Severní a Jižní Amerika, příp. ostatní světové regiony. Na dotaz o důležitých budoucích
trzích uvedlo nejvíce společností Německo, a po něm Čínu, Indii, Rusko a USA.
Technologie formování (plechy, polotovary a hotové výrobky; separační technologie, prvky pro stroje,
technologie ohýbání plechu, nástroje a raznice) a manipulační technologie byly i nadále hlavními kategoriemi
výstav.
Profil návštěvníků
Vystavovatelé výstavu opět chválili za vysokou kvalitu a počet návštěvníků, odborné přednášky a kontakt s
potenciálními zákazníky u svých stánků. 99 % návštěvníků byli oboroví specialisté a 83 % všech návštěvníků
mělo pravomoc činit rozhodnutí. Tyto počty se rovnají podílům zastoupení na výstavě v roce 2008. Veletrh
99
Výstavy, veletrhy, konference
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
EuroBLECH 2010 ukázal nadprůměrný růst návštěvníků s
konkrétními investičními plány; 48 % všech návštěvníků a 60 %
zahraničních návštěvníků přijelo do Hannoveru s definitivním
plánem něco zakoupit.
K určité změně došlo ohledně hospodářských sektorů, ze kterých
návštěvníci přišli: Méně návštěvníků bylo v tomto průmyslu
aktivně zapojeno, více jich přišlo z odbytu a dílen. Co se týká
velikosti společností, většina návštěvníků byla zaměstnána ve
firmách o 10-99 osobách (37 %). Třetina jich přišla v zastoupení
společností s 100 - 500 zaměstnanci; 19 % jich pracovalo ve větší
společnosti s více než 500 zaměstnanci a 12 % pocházelo z
menších firem do 9 zaměstnanců. Hlavní oblasti, za které byli
návštěvníci odpovědni, byl výroba, management, výzkum a
vývoj, konstrukce a projekce.
Většina návštěvníků pocházela ze sektorů strojírenství, ocelových
a hliníkových konstrukcí, plechu a plechových výrobků,
automobilového průmyslu a jeho subdodavatelů, elektrotechniky a
také ze sektoru výroby železa a oceli.
Celkově se návštěvníci o veletrhu vyjádřili pozitivně a dali mu
hodnocení 1,9, kdy 1 se rovná velmi dobře a 5 znamená
nedostatečně. 98 % návštěvníků hodnotilo veletrh jako skutečně
užitečný a 93 % uvedlo, že by ho doporučili svým kolegům. S
veletrhem byli také velmi spokojeni vystavovatelé, kteří mu dali
podle výše uvedené stupnice celkové hodnocení 2,1. Není tedy žádným překvapením, že téměř tři čtvrtiny
vystavovatelů již na veletrhu naznačilo, že se ho zamýšlejí opět příště účastnit. EuroBLECH 2012 se bude konat
23. – 27.10.2012 v Hannoveru, Německo.
red.
(podle zprávy Susanne Neuner, Mack Brooks Exhibitions Ltd.)
Mezinárodní veletrh HANNOVER MESSE 2011
Jedna z nejvýznamnějších přehlídek techniky a technologií HANNOVER MESSE 2011 probíhá ve dnech 4. –
8.4.2011 v německém Hannoveru. Tento veletrh je spojením třinácti předních veletrhů na jednom místě: Industrial
Automation, Motion, Drive & Automation, Energy, Power Plant Technology, Wind, MobiliTec, Digital Factory,
ComVac, Industrial Supply, CoilTechnica, SurfaceTechnology, MicroNanoTec a Research & Technology. Zde
jsou představeny hlavní směry vývoje a výroby prezentované v těchto jednotlivých veletrzích:
Automatizace, robotizace
Jak vypadají efektivní řešení automatizace a robotizace, představují na veletrhu Industrial Automation, který je
součástí HANNOVER MESSE 2011, renomované podniky jako Kawasaki, IBG Automation nebo Stäubli.
Společnost Kawasaki patří svým řešením robotů k předním podnikům v oblasti bodového a obloukového
svařování, montáží, balicí techniky a lakování. Firma IBG Automation a Stäubli se specializují na řešení
mechatroniky v obou textilních strojů, spojkových systémů a průmyslových robotů.
Velkým magnetem pro návštěvníky jsou mobilní roboty a autonomní systémy. Výstavní portfolio zahrnuje čisticí
techniku pro solární moduly, bezobslužné transportní systémy nebo flexibilní výrobní a logistická řešení.
Asistenční roboty usnadňují stále častěji lidem s tělesným postižením každodenní život. Výstavní spektrum
zahrnuje řešení od senzoriky pro indoor-navigaci až po bezkontaktní přenos energie.
Další tématem je potlačování výrobního pirátství. Plagiáty způsobí jen německému hospodářství za rok škody ve
výši okolo 5 mld. eur. V oddíle expozic Identification, Vision & Protection předvádějí výrobci označovací a
100
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Výstavy, veletrhy, konference
identifikační technologie nebo řešení pro zpracování obrazu, rozeznávání plagiátů a ochranu vlastních produktů a
know-how.
On-line diagnostika spojená s přímým řízením procesu
Technologie průběžného sběru dat a vyhodnocování informací o stavu strojů (Condition Monitoring Systems
– CMS) přispívá ke zvyšování účinnosti výroby. Požadavek provozovatelů na trvalé zvyšování produktivity,
připravenosti zařízení a bezpečnosti procesů vyžaduje vysokou míru spolehlivosti a bezpečnosti strojů. Z toho
důvodu je důležité sledovat stav komponent celých systémů, aby bylo možno cíleně plánovat údržbářské práce
a zabraňovat případným výpadkům zařízení. Tímto způsobem dochází ke snižování nákladů na údržbu a
vznikají tak jednoznačné ekonomické výhody pro provozovatele strojů a zařízení
Společnost National Instruments představuje na veletrhu Motion, Drive & Automation (MDA), který byl
součástí HANNOVER MESSE 2011, moduly pro měření hluku a vibrací jako součásti sledování stavu strojů
CMS, které mohou být připojené k měřiči zrychlení a mikrofonům. Robustní průmyslová platforma PXI
podporovaná PC je kombinací výkonnostních znaků elektrické sběrnice PCI s robustním modulárním šasi
CompactPCI ve formátu Eurocard. Modul je vybaven funkcemi pro podmínění signálu IEPE, rozlišením 24
bit, antialiacing filtry a dynamickým pásmem 118 decibelů. Využívá se například při kontrole výroby, kontrole
zařízení, v letecké dopravě a kosmonautice nebo automobilismu.
Společnost Hydag nabízí komponenty, systémy a specifické aplikační servisní práce pro systémy CMS ve
fluidní technice. Vystavuje mimo jiné přenosné servisní přístroje FluidControl Unit FCU 1310 k měření
znečištění pevnými látkami a nasycenosti vodou v hydraulických systémech a senzorech. Její systémy
MetallicContamination-Sensor MCS 1000 jsou určeny k detekci metalického znečištění tekutin.
Společnost ARGO-HYTOS je na veletrhu MDA zastoupena systémy pro spolehlivé posuzování stavu
tlakových a mazacích médií. S mobilním servisním přístrojem UMPC 045 je možno snadno plnit a čistit oleje
k údržbě hydraulických součástí a mazacích zařízení. Integrovaný monitor částic přitom průběžně sleduje
čistotu oleje. Data mohou být během měření přenášena na PC, zobrazena v grafech nebo tabulkách a ukládána.
Přídavný modul kontroluje třídu cílové čistoty a signalizuje překročení pomocí signalizační světla.
Společnost Bosch Rexroth představuje rozšiřitelný CMS, který je přímou součástí řídicích systémů. Kromě nutných
zdrojů ke sledování, analýze a ukládání dat má řídicí systém k dispozici možnosti pro aktivní provádění testů na
zařízení. Tímto způsobem lze shromažďovat výsledky testů a po celou životnost zařízení porovnávat reakce
systému. Díky využívání stávajících funkcí inteligentních servopohonů pro zjišťování měřených hodnot není u
integrovaného CMS nutná další senzorika. Kromě včasné identifikace závad podporuje systém rovněž optimalizaci
energetické a výrobní účinnosti zařízení.
Firma PRÜFTECHNIK využívá pro rozsáhlou údržbu kombinaci monitorování stavu zařízení prostřednictvím
CMS s důslednou aplikací metody FMEA (Failure Mode and Effects Analysis) a sledování Life-Cycle-Costs. To
v praxi vede k větší připravenosti a spolehlivosti strojů a zařízení a současně k lepším možnostem údržby a
bezpečnosti (RAMS – Reliability, Availability, Maintainability, Safety). Firma předvedla pro uskutečňování této
strategie software CMS OMNITREND a platformu měřicích přístrojů VIBXPERT.
Energeticky účinná výroba a rozvod stlačeného vzduchu
Stlačený vzduch hraje jako nosič energie v mnoha výrobních procesech významnou úlohu. Na veletrhu ComVac,
který rovněž proběhl v rámci veletrhu HANNOVER MESSE 2011, předvádějí vystavovatelé, jak lze sladit potřebu
stlačeného vzduchu a jeho výrobu. Podniky totiž prostřednictvím stlačeného vzduchu mohou snížit výrobní náklady
a zvyšovat svou konkurenční schopnost.
Prvním krokem k energeticky efektivní výrobě stlačeného vzduchu je přesná analýza skutečného stavu a měření
spotřeby. Současně se může detailnější kontrole podrobit i výkonnostní síť. Netěsná místa lze například určit
pomocí ultrazvuku. Pokud máme k dispozici všechna data, lze stanovit, jaké investice by byly vhodné a určit
způsob, jak je rychle zkalkulovat. Netěsnými místy zbytečně uniká stlačený vzduch a v něm obsažená energie. Na
příkladu pneumatického nářadí je zřejmé, že musí být i dostatečně velký průřez rozvodných trubek a hadic, které
jsou výrobcem optimalizované na určitý tlak, při němž je účinnost zařízení optimální. Pokud například při procesu
broušení klesne tlak cca o 1 bar, může jmenovitý výkon klesnout dokonce o čtvrtinu. To má nepříznivé důsledky:
dělník musí pracovat déle, kompresor musí být déle v provozu a obojí stojí peníze. Příliš malé průřezy se v praxi
vyskytují častěji než bychom předpokládali, dokonce též u původně dostatečně dimenzované sítě. Nezřídka se
výrobní zařízení dodatečně postupně rozšiřuje a nářadí, se kterým se původně nepočítalo, využívá stávající výkon,
který je v důsledku toho náhle nedostačující.
101
Výstavy, veletrhy, konference
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Maximálně možná energetická účinnost jednotlivých součástí pneumatického systému je sice nutným, ale
v žádném případě není dostačujícím předpokladem optimalizované energetické účinnosti celého pneumatického
systému. S výjimkou kontinuálních procesů vykazuje potřeba získaná analýzou povětšinou výkyvy, které závisí na
počtu pracovníků na směnu a počtu výrobních operací. V závislosti na výpočtu závislosti nákladů na energii může
být v jednotlivých případech účelné zahrnout do celkové koncepce kompresor s řízenými otáčkami. Rozhodnutí,
zda využít kompresor s řízenými otáčkami nebo zda je ekonomičtější splitting (rozdělení zátěže na několik
kompresorů různé velikosti), by mělo v každém případě záviset na požadované účinnosti řešení. Výhodou tohoto
způsobu uspořádán je, že lze tímto způsobem zabránit ztrátám vzniklým parciálním spínáním a je možno zapojit
vždy energeticky nejúčinnější kompresor.
Takto centrálně uspořádaná kompresorová stanice přináší provozovateli mnoho výhod, pokud extrémně dlouhé
rozvody nehovoří spíše pro decentrální uspořádání. Pokud lze kompresory uspořádat v jedné nebo jen několika
málo stanicích, zjednoduší se tím servis i údržba. Vzhledem k tomu, že při kompresi vzniká především teplo, může
systém zpětného získávání tepla dále snížit náklady na energii, protože v důsledku toho klesá rovněž spotřeba
paliva (zpravidla plyn, nafta nebo uhlí) u jiných systémů. Pro zpětné získání tepla jsou velmi vhodné jak šroubové
kompresory chlazené vzduchem nebo fluidními médii, tak kompresory chlazené vodou bez oleje. Nejjednodušší a
nejúčinnější je přímé využívání zahřátého chlazeného vzduchu. Systém vzduchových kanálů odvádí teplo do
přilehlých odběrních míst. Samozřejmě lze odpadní teplo z kompresorů odvádět rovněž do topných systémů na
ohřev vody.
Vakuové technologie
Rozdíly tlaku ve dvou různých prostředích vytvářejí velké síly, které se dnes mimo jiné uplatňují v logistice,
potravinářství, tiskařství, elektrotechnické výrobě nebo dopravě a přepravě. Vakuové manipulační systémy se
využívají v automatické balicí technice, v expedici nebo u pomocných zvedacích zařízení při montáži. Výhodou
oproti mechanickým podávacím ramenům je, že pomocí podtlaku se mohou zvedat i materiály, se kterými je třeba
manipulovat s nejvyšší opatrností. Toto výhoda je výhoda vakua, protože materiály citlivé n kvalitu povrchu se
dnes prosazují do běžné praxe ve stále větší míře.
Aby nedocházelo k poškozování tenkovrstvých solárních článků, manipuluje se s obrobky ve výrobních linkách
často pomocí sacích nástavců. V těchto případech zajišťuje vakuum potřebnou svěrací sílu. Stejnou techniku, ale
ve zcela jiném měřítku, využívají i jeřáby. V operačním sále mohou být pacienti pomocí vakua a stlačeného
vzduchu uloženi na speciálních matracích, což znamená nejen úsporu operačního týmu, ale i to, že pacient je
současně stabilizován pro provedení operačního zákroku a zabraňuje se tak otlakům a proleženinám.
Kromě úkonů při manipulaci, pro které je většinou dostačující množství tlaku menší než je tlak okolí až do 1
mbaru, využívá i výrobní průmysl výhody vakuové techniky. Mnoho produktů, jako jsou skla do brýlí, CD, ploché
obrazovky nebo solární články, jsou opatřeny povrchy vyrobenými vakuovou tenkovrstvou technologií. Určité
materiály, které se nanášejí ve vrstvách o tloušťce pouze 10 až 100 nanometrů, zajišťují například vyšší odolnost
produktu. Lze dosáhnout i určité definované hodnoty elektrické vodivosti. Aby se zabránilo znečištění nebo
odchylkám způsobených vzduchem, nanášejí se tyto tenké vrstvy ve vakuovém prostředí pod tlakem 10 -7 mbar.
Rovněž „natahování krystalů“ při výrobě solárních článků, vyráběných firmou Gebr. Becker GmbH, probíhá při
velmi nízkém tlaku. Kromě obnovitelných energií patří k perspektivním trhům s vakuovou technikou medicínská
technika, technologie určené k ochraně životního prostředí a elektronický průmysl. V elektronice pracují
s vakuovou technikou například tak zvané Chip-Mounter, které slouží k přesnému a bezporuchovému osazování
spínacích obvodů.
Úlohu spouštěče vývojových trendů hraje celosvětový cíl ve snižování emisí CO 2. Jeho heslem je „energetická
účinnost“. Pomocí přímých pohonů s regulovaným počtem otáček je možné vyrobit přesné a odměřené množství
vakua. Dnešní moderní čerpadla projektovaná na tomto principu, jako u výrobce Oerlikon Leybold Vakuum,
spotřebují o 30 % méně energie než jejich předchůdci. Kromě úspory energie vyžadují systémy méně místa na
instalaci. Jejich provoz se vyznačuje výraznou tichostí.
Kompaktnější stavební technologie, vysoký stupeň integrace, širší funkcionalita, nižší hlukové emise a rostoucí
poptávka po suchých kompaktních systémech jsou dnes hlavním trendem vývoje a výroby. Oproti systémům, kde
se jako mazivo využívá olej, je u zařízení, která běží nasucho, nebezpečí kontaminace v biologickém prostředí
vyloučeno. Vzhledem k jednoduché konstrukci jsou tato čerpadla a systémy podle případu využití a dimenzování
dokonce ekonomičtější než zařízení, u kterých se jako mazivo používá olej. Bezdotyková čerpadla kromě toho
umožňují minimalizovat opotřebení, čímž se značně zvyšuje jejich životnost.
102
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Výstavy, veletrhy, konference
Aplikace nanotechnologií
Nanotechnologie poskytují už dnes významné služby. Při hypertermii, léčbě rakoviny na bázi nanočástic, při prosté
úpravě pitné vody pomocí nanoporézních filtrů nebo při ochraně proti korozi pomocí keramických nanovrstev,
které nahrazují toxický chrom nebo nikl. Nanotechnologie se využívají také ve větrných elektrárnách, jejichž rotory
jsou stále větší a díky uhlíkovým nanomateriálům může být jejich konstrukce stabilní a přitom velmi lehká. Na
veletrhu HANNOVER MESSE 2011 byla nanotechnologie prezentována v rámci veletrhu MicroNanoTec,
Research & Technology a SurfaceTechnology.
Trh produktů z mikromateriálů a nanomateriálů poukazuje mimo jiné na nové trendy a aplikace v oblasti „Nano for
Industry“. Optické měřicí systémy 3D s rozlišením až do pásma nanometrů představuje firma NanoFocus AG.
Flexibilní a robustní systémy jsou ideální pro měření drsnosti podle normy DIN EN ISO a pro analýzy
mikrogeometrie, topografie a tloušťky vrstev funkčních technických povrchů. Charakteristika mikrostruktur a
nanostruktur je přitom možná bez přípravy vzorků nejen v laboratoři, ale i ve výrobě. Téměř ve všech
průmyslových odvětvích se uplatňují měřicí systémy NanoFocus, například také v oblasti medicínské techniky,
elektroniky, solární energie, mikrosystémové techniky nebo v automobilovém průmyslu.
Společnost Nanogate Industrial Solutions GmbH představuje inovační řešení povrchů v rámci zvyšování
energetické účinnosti. Přitom jde o zušlechťování kovových povrchů, které i při největší zátěži kondenzáty
zabraňují korozi hliníku nebo ušlechtilé oceli. Zušlechťování povrchu usnadňuje nejen čištění povrchu, ale i na
více než dvojnásobek prodlužuje intervaly mezi čištěním.
Novinky svého vývoje, produkty a inovace předvádějí na veletrhu Research & Technology mezinárodní podniky a
instituce, jakož i VDI Technologiezentrum GmbH prostřednictvím tématické kampaně „Welcome to Nanotech
Germany“. Ústředním exponátem je skleněný model vozidla, který dokonale zobrazuje šíři aplikačních možností
nanotechnologií. K tématické oblasti „Nové materiály a nanotechnologie ve vztahu k člověku a zdraví“ byl
vystaven exponát na (společném) stánku společnosti Zoz GmbH jako přední firmy, která nabízí materiály s nanostrukturou. Taktéž představuje nové aplikace v tématu Future-Transportation a Renewable-Autonomic-EnergyPlant. Základem je ukládání energie ve vodíku prostřednictvím kombinovaných materiálů s nanostrukturou.
Nanotechnologie v energetice mohou jednak pomoci zvýšit energetickou účinnost současných forem energie a
jednak najít zcela nové cesty ve využívání obnovitelných energií. Lze to realizovat například prostřednictvím
zlepšení přeměny energie na mezních plochách a površích optimalizovaných materiálů pomocí nanotechnologie.
Spolu s Centrem NanoEnergieTechnik (NETZ, Duisburg-Essen) představuje 21 vystavovatelů z klastru
NanoMikro+Werkstoffe své novinky z oblastí termoelektriky a technologie výroby baterií.
Inovace v subdodávkách
Veletrh Industrial Supply, další součást HANNOVER MESSE 2011, představuje průmyslové subdodávky a lehké
konstrukce. Zahrnuje všechny druhy průmyslových materiálů a jejich oblasti využívání: kaučuk, umělé hmoty,
keramické materiály, lité díly, kombinované díly, kompozitní materiály a kovy.
Práci subdodavatelů dnes určují především tři faktory. Je to jednak globalizace a jednak odbytiště v Číně, Indii a
stále více také v Brazílii a Rusku. Hnací silou je stoupající zájem o ochranu klimatu, snižování emisí CO 2, rostoucí
potřeba lehkých konstrukcí. Automobilový průmysl směřuje nejen k lehkým konstrukcím, ale i k optimalizovaným
komponentům, kde dominantní úlohu sehrávají efektivnější a zároveň menší motory (downsizin – snížení počtu
válců v pohonové jednotce ze čtyř na tři válce při současném přeplnění a zachování výkonu).
Umělé hmoty s výztuhou z uhlíkových vláken už nedominují jen v leteckém průmyslu a kosmonautice, nýbrž si
hledají své místo i ve strojírenství. Ukazuje to například společnost Metawell GmbH. Na základě speciální
konstrukce jsou kovové sendvičové desky, které firma vyvinula, velmi lehké a přesto extrémně pevné v ohybu. Při
velkoplošném využívání umožňují velkou úsporu hmotnosti. Tento materiál se dnes už využívá v automobilovém
průmyslu i ve strojírenství. Novou oblastí, kde se tato technologie prosazuje, jsou solární kolektory.
Knowhow subdodavatelů a kompetence v oblasti materiálů je žádána i v těsnicí technice. Společnost Sonderhoff
Gruppe vyvinula nový typ těsnicího systému, u kterého pevná a pružná svrchní vrstva elastomeru obklopuje měkké
pěnové jádro polyuretanu. Systém tímto způsobem spojuje výhody klasických těsnění z elastomeru a pěnových
těsnicích materiálů. Je však úspornější z hlediska množství použitého materiálu a rovněž jeho využití je
rozmanitější. Nový trend představují rovněž tekutá těsnění. Ta nahrazují klasická těsnění, jako jsou gumové
kroužky nebo mechová pryž. Tato technika bude mít v dohledné době své místo i ve spotřební elektronice.
red.
(podle Deutsche Messe AG)
103
Hutnictví ve světě
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
hutnictví ve světě
Baotou Steel postaví nové koksárenské
baterie; výroba koksu vzroste
SBB
14.12.2010
Čínský
Baotou Iron & Steel (Baotou Steel),
největší hutní podnik v severočínské autonomní
oblasti Vnitřní Mongolsko, zahájil v prosinci nový
projekt na výstavbu dvou nových koksárenských
baterií s kombinovanou výrobní kapacitou 2,1
mil./r, které mají nahradit stávající stávající baterie
č. 1 – 4. Nové baterie budou postaveny ve městě
Bayanzhuoer v severočínské autonomní oblasti
Vnitřní Mongolsko a jejich dokončení se očekává
v květnu 2013. Město Bayanzhuoer vlastní přístav
Ganqimaodu, který je hlavním přístavem pro dovoz
mongolského koksovatelného uhlí. Podle Baotou
Steel budou nové koksárenské baterie pouţívat
mongolské koksovatelné uhlí. Roční výroba koksu
starých koksárenských baterií 1.8 mil. tun. Baotou
Steel tudíţ zvýší svou výrobní kapacitu o 300 kt/r.
V roce 2009 vyrobil Baotou Steel 10 mil. t surové
oceli.
LZ
Nový závod na výrobu ploché oceli
v Brazílii spoléhá na Trasteel a Danieli
SBB
14.12.2010
Nedávno ohlášený brazilský projekt na zelené
louce Companhia Siderúrgica de Suape (CSS) je
závod na výrobu ploché oceli, který má být
umístěný v severovýchodním regionu země. Jeho
dodavateli bude švýcarská obchodní společnost
Trasteel International a italský výrobce zařízení
hutních závodů Danieli. Trasteel bude pro projekt
dodávat suroviny a Danieli dodá celou technologii
a nezbytná zařízení.
Od začátku roku 2014 bude nový závod postavený
za 882 mil. USD moci vyrábět 1 mil. t/r za tepla
válcovaných svitků a 600 kt/r za studena
válcovaných svitků. Ve druhé fázi bude vyrábět i
200 kt/r ţárově pozinkovaných plechů. CSS bude
investovat také do zřízení zóny na zpracování oceli
s plánovanou kapacitou do 250 kt/r. Podle CSS
uspokojí projekt silnou poptávku ze strany
místního průmyslu ocelových staveb, bílého zboţí,
strojírenství
a
zařízení,
stavby
lodí
a
automobilového průmyslu.
Projekt je nyní ve fázi studie proveditelnosti a příští
rok očekává získání environmentálních povolení.
CSS pomůţe sníţit místní ceny a omezí dovozy.
Gazprom uzavřel smlouvu s Nippon
Steel na trubky typu SBD (strain –
based design)
SBB
14.12.2010
Nippon Steel a obchodní společnost Nippon Steel
Trading dostaly od ruského energetického gigantu
Gazprom objednávku na dodávku 20 000 tun
podélně svařovaných trubek (UOE) typu SBD
(strain – based design). Trubky budou pouţity na
projektovaný plynovod zemního plynu na ruském
Dálném Východě. Pro Nippon Steel to je první
objednávka na UOE trubky typu SBD.
Podle Nippon Steel spolupracovala firma
v posledních několika letech s Gazpromem na
vývoji trubek typu SBD pro pouţití za extrémně
nízkých teplot a stala se prvním schváleným
dodavatelem Gazpromu. Firma doufá, ţe
v budoucnu rozšíří svůj prodej také na Aljašku
nebo do Kanady, kde jsou podobně náročné
klimatické podmínky.
Podélně svařované trubky od Nippon Steel
dodávané podle kontraktu budou mít vnější průměr
48 inch (1 220 mm), tloušťku stěny 32,5 - 36 mm a
budou svařovány z tlustého plechu podle API X60.
Výroba bude probíhat v závodě firmy v Kimitsu
nedaleko Tokia. Trubky budou dodány během
tohoto roku. Podle společnosti je tato 20 000 t
objednávka vůbec největší v kategorii SBD UOE
trubek, kterou kdy nějaká firma dostala. Nippon
Steel uvádí, ţe celkem 20 km trubek bude pouţito
na různých místech, kde plynovod prochází
oblastmi s povrchovou deformací nebo teplotními
extrémy. Plynovod Sachalin – Chabarovsk –
Vladivostok, dlouhý 1 850 km, bude dokončen
koncem roku 2011.
Nippon Steel dodává UOE trubky do Ruska a
tlustý plech ruským výrobcům svařovaných trubek,
jako je Vyksa Steel Works, a jeho cílem je
pokračovat ve spolupráci na projektech Gazpromu.
LZ
Indická společnost SAIL očekává
poptávku
po
oceli
na
projekt
dopravního koridoru
SBB
14.12.2010
Indická státní společnost Steel Authority of India
Ltd (SAIL) směřuje k posílení spolupráce
LZ
104
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Hutnictví ve světě
s indickými ţeleznicemi. Navrhuje investovat
do jednoho z nejnovějších projektů dopravních
projektovaného Východního koridoru, coţ je
ţelezniční trať dlouhá 1 279 km, projektovaná pro
spojení Punjabu na severu s Biharem na východě.
Ocelárna dodává ročně indickým ţeleznicím asi
750 – 800 kt
kolejnic vyráběných v závodě
v Bhilai. Téměř celá výroba kolejnic SAILu je
spotřebována indickými
ţeleznicemi. Podle
mluvčího společnosti by projekt Východního
koridoru vyţadoval asi 66 500 – 76 700 t kolejnic.
koridorů. Bude-li návrh akceptován, mohl by SAIL
dodávat
ocelové
kolejnice
pro
úsek
2008 prodal Bluestone 2,8 mil. t koksovatelného
uhlí, ale v roce 2009 se jeho prodej sníţil.
V současné době SAIL vyrábí kolejnice o délce 65
m, které jsou svařovány do sekcí délky 260 m.
Firma uvádí v závodě v Bhilai do provozu novou
universální válcovací trať s výrobní kapacitou 1,2
mil. t/r, která bude vyrábět kolejnice dlouhé 130 m.
Čtyři takové kolejnice budou svařovány do dílů
dlouhých 520 m, které jsou nejvhodnější pro
rychlovlaky.
Do konce roku 2012 plánuje ruský výrobce trubek
United Metallurgical Co (OMK) ve svém výrobním
komplexu lití tenké bramy – válcování uvést do
provozu jednotku na drcení šrotu – „šredr“.
Jednotka bude mít kapacitu 1 mil. t/r a je součástí
projektu na rozšíření výroby komplexu kontilití
tenké bramy – válcování, který je umístěn u
oceláren Vyksa patřících společnosti OMK. Šredr
dodá německá firma Metso Lindemann a očekává
se, ţe přípravy na stavbu začnou v Rusku na jaře
2011.
Kolejnice vyrobené v Bhilai mají mez pevnosti
(UTS) 90 MPa. SAIL očekává, ţe brzy začne
s komerční výrobou kolejnic s UTS 110 a vanadem
legovaných kolejnic.
Tyto vývojové trendy
následují poté co byl v září podepsán joint venture
mezi SAILem a státní inţenýrskou konzultační
společností RITES Ltd (dceřinnou společností
indických drah) o výstavbě závodu na výrobu
ţelezničních vagonů v Kulti ve východoindickém
státě Západní Bengálsko.
LZ
Mechel otevírá v Západní Virginii závod
na zpracování uhlí
SBB
14.12.2010
Ruská těţební a ocelářská firma Mechel spustila
ve svém závodě v severoamerickém státě Západní
Virginie nové zařízení na úpravu uhlí.
Firma sdělila, ţe zařízení představuje investici ve
výši 12 mil. USD do úpravy uhlí vytěţeného v dole.
Jeho roční výkon je aţ 3 mil. tun, přestoţe
v prvním období bude jen asi 1 mil. t/r. Podle
prohlášení společnosti dovolí zařízení zdvojnásobit
výrobu koksovatelného uhlí s nízkým obsahem
prchavých látek v závodě Mechelu v Bluestone.
Zásoby uhlí Mechelu v Západní Virginii se
odhadují aţ na 725 mil. tun. Většina z těchto
rezerv je černé koksovatelné uhlí s nízkým
obsahem prchavých látek, které je moţné prodávat
ocelářským firmám.
Jiţ dříve bylo oznámeno, ţe Mechel začátkem
roku zahájil dopravu koksovatelného uhlí
z Bluestone do Ruska, aby jednak pokryl své
potřeby, ale také pro prodej na volném trhu. V roce
LZ
Jako součást rozšíření výroby pásu
postaví OMK drtič šrotu (šredr)
SBB
14.12.2010
Podle výrobního ředitele divize OMK-Steel umoţní
pouţití drceného šrotu zvýšit kvalitu vyráběné
oceli a samotné postavení šredru ochrání výrobu
ocelárny před výkyvy na trhu se šrotem.
V říjnu dosáhl výrobní komplex kontilití tenké
bramy – válcování kapacitu výroby 100 kt/měsíc za
tepla válcovaného pásu, coţ ale zdaleka
nenaplňuje
výrobní
potenciál
komplexu.
V budoucnosti se po realizaci několika investičních
projektů plánuje zvýšení výrobní kapacity
komplexu aţ na 3 mil.t/r. válcovaného pásu.
V současnosti se asi na
90% výroby trubek
malého a středního průměru pouţívá v ocelárnách
Vyksa pás z výrobního komplexu kontilití tenké
bramy – válcování. Od začátku roku 2011 plánuje
OMK zvýšení tohoto podílu aţ na 100%.
Nezávisle na tom začal OMK s montáţí hlavního
zařízení válcovny tlustých plechů šířky 5 m, která
se staví ve Vykse. Montáţ, seřízení a uvedení do
provozu by mělo být ukončeno do května 2011,
první výroba je plánována v polovině roku 2011.
Válcovna bude mít kapacitu 1,2 mil. t/r a bude
zásobovat výrobu velkoprůměrových trubek ve
Vykse.
LZ
Tata Steel zahájil koncem prosince
stavbu závodu v indickém státě Odisha
SBB
14.12.2010
Indická společnost Tata Steel zahájila koncem
prosince stavbu první fáze svého hutního závodu
105
Hutnictví ve světě
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
v Kalinganagaru ve východoindickém státě Odisha
(Orissa). Výstavba závodu s roční výrobou 6 mil.
tun má velké zpoţdění. Memorandum o
porozumění
týkající
se
stavby
nového
integrovaného
hutního
závodu
podepsala
společnost Tata s vládou státu Odisha jiţ v roce
2004. Podle vedoucího pracovníka firmy Tata jsou
důvodem zpoţdění projektu potíţe při získání
pozemku, které jsou však nyní uţ vyřešeny.
Dokončení výstavby první fáze závodu s kapacitou
3 mil.t/r a s celkovými investičními náklady 4,4 mld.
USD se očekává v roce 2014.
Také vláda státu Chhattisgarh pomáhá firmě Tata
získat v tomto středoindickém státě pozemek pro
výstavbu hutního závodu s kapacitou 6 mil. t/r na
zelené louce. Bohuţel podobné kroky k zajištění
pozemku pro navrhovaný projekt na zelené louce
s výrobou 12 mil. t/r ve východoindickém státě
Jharkhand úspěšné nebyly.
V Jharkhandu jsou v současné době také v běhu
práce na rozšíření hutního závodu firmy
v Jamshedpuru, které zvýší jeho výrobní kapacitu
z dnešních 6,8 mil. t/r na 10 mil. t/r. Práce budou
hotovy do druhé poloviny roku 2011.
LZ
Předtím než zvýší výrobu žádá
Uddeholm o investici do silnice
SBB
14.12.2010
Švédská společnost Uddeholm Tooling ţádá vládu
o investici do rozšíření kapacity silnice kolem
svého závodu v Hagforsu, neţ se zaváţe
k rozšíření tamní výrobní kapacity. Podle zpráv
v místním tisku sdělil Uddeholm vládě, ţe poté co
je zajištěna dopravní bezpečnost, se musí vláda
přednostně postarat také o bezpečnou a rychlou
dopravu pro místní podnikatelskou komunitu. Pro
globální společnosti, jako je Uddeholm, je fungující
infrastruktura absolutně nezbytná pro pokračování
v činnosti na mezinárodní scéně.
Výrobce nástrojových ocelí, součást rakouského
výrobce speciálních ocelí Böhler-Uddeholm, má
nyní v Hagforsu výrobní kapacitu 135 000 t/r na
ingotovou ocel, která je závislá na silniční dopravě,
protoţe závod není napojen na švédskou síť
nákladní ţelezniční dopravy. Kdyţ Uddeholm
nedávno na začátku třetího čtvrtletí otevíral ve
svém závodě druhý kovací lis za 30,6 mil. EUR,
získal od vlády ekologické povolení ke zvýšení
výrobní kapacity na maximální hodnotu 200 000
t/r.
LZ
Závod ArcelorMittal Piracicaba postihla
nehoda
SBB
16.12.2010
Proud ţhavé strusky poškodil provoz hutního
závodu ArcelorMittal Piracicaba ve státě Sao
Paulo na jihovýchodě Brazílie. Struska zasáhla
podle ocelářů vnější oblast závodu. V současné
době se zjišťují škody a byla jiţ také provedena
opatření, která mají zabránit opakování takové
nehody. ArcelorMittal nekomentoval výrobní ztráty
a ani nesdělil, zda bude muset zastavit některé
provozy. ArcelorMittal Piracicaba má výrobní
kapacitu 1 mil. t betonářské oceli.
LZ
Závod Renaultu v Maroku posílí
od roku 2012 trh s ocelí
SBB
16.12.2010
Plánované otevření nového závodu Renaultu
v marockém Tangier posílí ocelářský průmysl
v zemi. Nový závod začne s výrobou osobního
vozu střední třídy Logan začátkem roku 2012.
Podle Renaultu se počáteční výroba 170 000 vozů
/rok má v druhé fázi zvýšit na 400 000 vozů/rok.
Světový průmysl se připravuje na to, aby pokryl
poţadavky nového závodu na ocel. Mnoho
společností staví v Tangieru závody na výrobu
potřebných ocelových dílů. Většina oceli bude
dodávána z Evropy. Výrobci jako ArcelorMittal
nebo
Riva
splňují
jakostní
standardy
automobilového
průmyslu.
Například
nová
pozinkovací linka firmy Riva v italském Corniglianu
by měla být včas připravena. V dlouhodobém
výhledu doufají i některé místní firmy, ţe budou
dodavateli nového závodu. Mohly by dodávat
některé díly vozidel, ale podle jejich vlastních slov
je pro to ještě třeba hodně udělat.
Kaţdé vyrobené vozidlo obsahuje asi 400 – 500 kg
oceli. Aţ 50% oceli, kterou nakupují servisní
centra, se šrotuje, coţ znamená, ţe od roku 2012
se v oblasti Tangier očekává dovoz asi 170 kt oceli
ročně a tím i o 60 – 85 kt více šrotu k dispozici pro
domácí výrobce oceli v elektrických obloukových
pecích.
Ve srovnání se 2 mil. t/r šrotu, který se v Maroku
spotřebuje, oněch 60 kt/r šrotu trh neovlivní. Ale
zřízení dodavatelského řetězce pro automobilový
průmysl Maroka v příštích dvou letech můţe
dotlačit jiné výrobce, aby sem přemístili své
závody, a tak pomohli celkově ocelářskému
průmyslu.
LZ
106
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Hutnictví ve světě
Zájem o export velkých energetických
celků táhnou rozvíjející se trhy
novinky.cz, pit, Novinky
2.2.2011
Zájem českých průmyslových podniků o exportní
financování nebývale roste. I přes zvýšené nároky
na exportéry se daří realizovat rozsáhlé projekty
českých podniků, především na rozvíjející se
trhy.Tlak je zejména na vlastní ekonomiku
projektu, rozsah projektové dokumentace nebo
jeho zajištění. Stále častěji se vyskatují poţadavky
na projektové financování místo pouhého
financování dodávky.Svoji roli samozřejmě hrají i
státní instituce a jejich podpora. Nezanedbatelný je
také počet projektů zaměřených na vyuţití
alternativních zdrojů. V současné době je vysoký
zájem
o
export
energetických
zařízení,
průmyslových a technologických celků zejména na
trhy východní
Evropy,
Latinské
Ameriky,
jihovýchodní Asie nebo Turecka.
Exportní financování je vţdy šité na míru
konkrétnímu projektu a je zapotřebí postupovat
společně, tedy vývozce v úzké kooperaci s
bankou. Mít zajištěné exportní financování je v
drtivé většině případů podmínkou, jak se k
obchodu dostat. Nejen to, ţe banka financování
poskytuje, ale také můţe velmi výrazně ovlivnit
průběh obchodu svojí autoritou na obou stranách,
tedy jak u vývozce, tak i dovozce či investora.
Exportní banka také s klientem řeší rozsah
financování a rizika, která mohou nastat. Za
základní alternativy financování energetických
projektů lze povaţovat buď pouze financování
samotné dodávky anebo financování celého
projektu.
Spojené japonské ocelárny budou mít na základě
čísel z minulého roku roční produkci kolem 47,8
milionu tun oceli. Zůstanou tak daleko za světovou
jedničkou, kterou je ArcelorMittal sídlící v
Lucemburku. Japonští výrobci oceli se pokoušejí
udrţet si schopnost konkurovat, kdyţ světový trh
prochází reorganizací. Nippon Steel a Sumitomo
Metal vytvořily alianci jiţ v roce 2002
prostřednictvím vzájemného vlastnictví akcií a
společného zásobování surovinami.
Podmínky spojení a název nového podniku se
ještě budou dojednávat. Půjde o první spojení v
japonské produkci oceli od roku 2002, kdy se
spojily NKK a Kawasaki Steel. Vznikla tehdy
japonská dvojka JFE Holdings.
SB
ArcelorMittal Ostrava má unikátní
čisticí vůz
MSK, i-region.eu
3.2.2011
Od druhé poloviny ledna čistí areál ArcelorMittal
Ostrava v Kunčicích (AMO) nový čistící vůz za
10,5 miliónů KČ. Tento stroj je světovým unikátem.
Jeho odborný název je sací bagr GapVax 9000,
ale představit si ho můţete spíše jako velký
pojízdný vysavač. Jsou na něm unikátní dvě věci.
Jednak extrémně vysoký sací výkon a schopnost
nasávat jak prašné, tak tekuté látky. Ale také to, ţe
je moţné ho pouţívat nejen na čištění cest, ale
také prašných provozů, jako je třeba aglomerace.
Tato kombinace činí z vozidla naprosto unikátní
zařízení, které momentálně neuvidíte nikde jinde
na světě.
SB
V Japonsku se spojí ocelárny, budou
druhé největší na světě
Ekonomika.iHNed.cz
3.2.2011
Japonské ocelárny Nippon Steel a Sumitomo
Metal Industries se v příštím roce spojí, a vytvoří
tak podnik s druhou nejvyšší produkcí oceli na
světě. Jako jedna společnost budou fungovat od
října 2012. Nippon Steel je největší producent oceli
v Japonsku s trţní hodnotou kolem 23 miliard USD
(přes 400 miliard Kč). Jeho menší rival a dnešní
spojenec Sumitomo Metal Industries má hodnotu
kolem 12,5 miliardy USD. Oba podniky chtějí
rozšiřovat globální aktivity, zejména v Číně, Indii a
dalších rychle se rozvíjejících ekonomikách, kde
se předpokládá růst poptávky. Na klesajícím
japonském trhu se však aktivity v odvětví
konsolidují.
Vozidlo je postavené na podvozku značky
Mercedes. Jeho sací trubice, které dosahují délky
aţ 300 metrů, jsou schopny vysát pevné i tekuté
nečistoty aţ z hloubky 30 metrů. Je to špičkové
zařízení, které na rozdíl od jiných čisticích vozů
nerozmetává kartáčovými kotouči prach z vozovky
do okolí, ale veškeré nečistoty nasává do svých
útrob. Stroj je tak schopen čistit vozovky i tam, kde
standardní technika s kartáči nestačí.
Navíc je tento stroj univerzální a lze ho pouţívat
téměř všude. Například i k bezprašné nakládce
prašných materiálů nebo k čištění nádrţí, lapačů
kalových jímek i rybníků. Stejně tak je moţné jej
rychle nasadit v případě ekologických nehod, kdy
je schopen odstranit veškerý materiál bez ohledu
na fyzický stav. „Vzhledem k tomu, ţe tento sací
bagr má i atest od státní zkušebny VVUÚ v
Ostravě - Radvanicích, můţe být v případě potřeby
nasazen třeba i na odsávání výbušných uhelných
prachů.
107
Hutnictví ve světě
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Bagr je moţné vyuţít rovněţ pro hloubení výkopů
a rýh pro pokládku potrubních sítí a kabelů, stejně
jako pro bezpečné obnaţení potrubí a kabeláţe.
Je schopen čistit i vnitřky potrubí od popílkových či
jiných nánosů. V AMO bude pouţíván i na sběr
materiálu a nečistot z okolí dopravníků, výtahů a
skladových zásobníků. Bagr můţe čistit i lapače
prachu, popílku a sazí či odtěţit nečistoty z
kolejiště. Zajímavou a přínosnou schopností stroje
je i vyprošťování zasypaných osob.
SB
ArcelorMittal získal kanadského těžaře
železné rudy Baffinland
patria.cz, ČTK
7.2.2011
Největší evropská a světová ocelářská skupina
ArcelorMittal uspěla se svým kanadským
partnerem Nunavut Iron se společnou nabídkou na
koupi kanadské těţařské firmy Baffinland Iron
Mines za 590 milionů CAD (10,6 miliardy Kč).
Arcelor si tím zajistí většinu v obřím nalezišti
ţelezné rudy v kanadské Arktidě, které můţe řadu
let zásobovat celou Evropu. Arcelor dnes oznámil
ţe společná nabídka s Nunavutem získala přes 90
% akcií Baffinlandu a přes tři čtvrtiny akciových
opčních listů, coţ představuje 89 % akciového
kapitálu firmy. Realizaci nabídky podmínily firmy
tím, ţe získají nejméně dvě třetiny kapitálu.
Arcelor a Nunavut si byly v souboji o Baffinland
nejprve protivníky. Minulý měsíc se však dohodly
na společné nabídce, po jejímţ uskutečnění by
Arcelor získal v Baffinlandu 70 %. Souboj obou
firem o Baffinland začal loni v září. Jde v něm o
rozsáhlé loţisko Mary River v severovýchodní
Kanadě, povaţované za jedno z největších dosud
nevyuţívaných nalezišť ţelezné rudy na světě s
odhadovaným objemem 365 milionů tun. Díky
blízkosti k oceánu má naleziště výhodu snadného
přístupu na evropský trh.
Arcelor získáním Baffinlandu můţe sníţit svou
závislost na australském koncernu BHP Billiton a
brazilské
společnosti
Vale,
dominantních
světových vývozcích rudy. Přední dodavatelé této
suroviny se loni rozhodli, ţe z dosavadních ročních
cenových kontraktů přejdou na čtvrtletní, coţ
odběratele vystavuje riziku náhlých cenových
skoků. ArcelorMittal si nyní buduje rezervy, aby se
chránil před prudkým růstem cen, které se nyní
pohybují v blízkosti rekordních maxim.
Náklady na rozvoj projektu vysoce překročí cenu
za Baffinland a odhadují se na 4 miliardy CAD.
Vedle přípravy samotné těţby se předpokládá
vybudování ţeleznice, přístavu a speciálního
tankeru pro přepravu arktickými vodami.
ArcelorMittal Ostrava dokončil
ekologickou investici za 60 mil. Kč
ekolist.cz, ČTK
19.2.2011
Hutní
firma
ArcelorMittal
Ostrava
(AMO)
investovala 60 milionů Kč do zvýšení ekologické
bezpečnosti koksárenského provozu. Nová
kondenzační technologie má zabránit úniku
závadných látek do okolní půdy a podzemních
vod.
V privatizační smlouvě se nový majitel huti
zavázal, ţe od roku 2003 během deseti let
proinvestuje 242,8 milionu USD (zhruba 4,4
miliardy Kč). Tento závazek firma předčasně
splnila. V současné době firma dokončuje největší
ekologickou investici do odprášení aglomerace
sever za zhruba 1 miliardu Kč. Ta má výrazně
sníţit mnoţství vypouštěných znečišťujících látek.
Skupina ArcelorMittal chce v Ostravě také postavit
novou ocelárnu za 200 milionů € (asi pět miliard
Kč). Ostravská huť by se tak stala jednou z
klíčových hutí v této největší ocelářské skupině na
světě. Novou ocelárnou má získat řadu
konkurenčních výhod.
SB
Třinecké železárny ušetřily
zlepšovacími návrhy 58 milionů Kč
euro.cz, Tereza Čapková
4.4.2011
Společnost Třinecké ţelezárny ušetřila v loňském
roce
díky
zlepšovacím
návrhům
svých
zaměstnanců 58 milionů Kč, o rok dříve to bylo
115 milionů Kč. Část uspořených prostředků hutní
společnost kaţdoročně vyplatí autorům na
odměnách, přičemţ loni to bylo 5,8 milionu Kč, o
rok dříve činily odměny 6,4 milionu Kč.
V roce 2010 podali zaměstnanci ocelářské firmy
342 zlepšovacích návrhů, tedy o 18 více neţ v
roce 2009. Z celkového počtu bylo 255 návrhů
zrealizováno.
Výsledky
dosaţené
ve
zlepšovatelství za rok 2010 patřily k nejlepším za
posledních pět let. Ţelezárny navíc vypsaly vloni
po čtyřech letech na zlepšovatelské návrhy i
soutěţ.
SB, red.
Emisné pravidlá: oceliari budú žalovať
Komisiu
euractiv.sk, EurActiv podľa Reuters
5.4.2011
Oceliarsky sektor plánuje právne napadnúť návrh
európskych pravidiel, ktoré plne začlenia výrobu
ocele pod trh obchodovania s emisiami.
SB
108
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
Hutnictví ve světě
Podľa európskeho oceliarskeho zdruţenia Eurofer
návrh
pravidiel neimplementuje
dostatočne
pravidlá, ktoré umoţňujú, aby asi 10 %
najefektívnejších oceliarní dostávalo emisné
povolenky bezplatne aj po roku 2013. Európska
komisia si však stojí za metódou, dohodnutou v
októbri minulého roka, po dvoch rokoch konzultácií
s priemyslom i členskými krajinami. Systém
obchodovania s emisiami (ETS) je hlavným
nástrojom európskej snahy o zníţenie emisií
o 20 % do roku 2020 v porovnaní s úrovňou v
1990. Zatiaľ bola väčšina emisných povoleniek
rozdávaná firmám bezplatne. Po roku 2013 ich
budú musieť kupovať na trhu.
Niektoré priemyselné sektory, napríklad oceliari,
upozorňujú, ţe ak sa výroba v dôsledku emisnej
politiky predraţí, presunú svoje aktivity mimo EÚ.
Ţiadajú, aby bola aspoň časť povoleniek
poskytovaná bezplatne. Podľa kritikov však
bezplatné povolenky prinášajú týmto firmám iba
nespravodlivý zisk, keďţe ich nevyuţívajú, ale
predávajú na trhu.
Environmentálna skupina Sandbag upozornila, ţe
oceliarsky priemysel takto operoval s 212 miliónom
emisných povoleniek v hodnote 3,4 miliardy eur,
pričom ETS sa stal prakticky nefunkčným. Podľa
Sandbag drţal 44 % z týchto nadbytočných
povoleniek koncern ArcelorMittal.
Organizácia Carbon Trade Watch analyzovala
77 % podnikov, pri ktorých existovali dostupné
dáta. Zistila ţe uţ piaty krát zo šiestich rokov boli
emisné limity stanovené príliš voľne. Vydané
povolenky podľa organizácie presahovali o 3,2 %
skutočné emisie sledovaných tovární. „ETS opäť
raz poskytol masívne subvencie oceliarskemu
sektoru
a
ďalším
energeticky
náročným
priemyslom“, vyhlásil hovorca organizácie Oscar
Reyes. „Obchodovanie s emisiami je vyuţívané
ako priemyselné subvencie znečisťovateľom.“
Po roku 2013 by však 90 % tovární, ktoré
nespĺňajú stanovené podmienky, mali bezplatné
povolenky stratiť. Oceliarsky priemysel však tvrdí,
ţe jeho inštalácie recyklujú odpadové plyny ako
dodatočný zdroj energie, a za to by mali získať v
procese hodnotenia dobré body. Generálny riaditeľ
Euroferu Gordon Moffat tvrdí, ţe európska
smernica vyţaduje, aby továrne s najlepším
výsledkom dostali bezplatné povolenky, čím sa
zabráni ich presunutiu za hranice EÚ. „No keďţe
sa to na oceliarsky priemysel neuplatňuje, čoho
výsledkom sú miliardové dodatočné náklady,
nemáme inú moţnosť, ako vec posunúť na súd.“
Podľa oceliarov budú nové podmienky stáť
priemysel asi 5 miliárd eur v období 2013-2020. K
tomu treba pripočítať ďalších 18 miliárd eur
nákladov kvôli zrušeniu systému bezplatných
povoleniek.
SB, red.
Privatizácia po poľsky: Producent uhlia
chce ťažiť na burze
investujeme.sk, Boris Penev, analytik Capital
Markets
6.4.2011
V mesiace marec oznámila poľská vláda
plánovaný
predaj
podielu
v spoločnosti
Jastrzebska Spolka Weglowa SA (JSW). Prospekt
k pripravovanému úpisu bol zverejnený emitentom
v apríle, verejná ponuka sa podľa predbeţných
informácií začne 6. júna. Prvým obchodným dňom
JSW na Varšavskej burze by podľa plánu mal byť
30. jún 2011.
Zvyšujúce sa ceny uhlia prekročili úroveň 130 USD
za metrickú tonu s dodaním v máji v Rotterdame,
čo za posledný rok predstavuje nárast o 50 %. Za
rastom ceny stojí zvyšujúci sa dopyt zo strany Číny
a Indie, no predovšetkým záplavy v štáte
Queensland v Austrálii, ktoré značne obmedzili
produkciu uhlia, ako aj jadrová kríza v Japonsku,
ktorá bude mať pravdepodobne za následok
dočasné alebo úplné zatvorenie niekoľkých
atómových elektrární a vyvoláva potrebu hľadania
alternatívy k zdrojom jadrovej energie, čo je pre
producentov uhlia bez pochýb pozitívnym javom.
Priamy konkurent JSW, česká spoločnosť New
World Resources za posledné 4 mesiace posilnila
o viac ako 40 percent.
Manaţérmi, koordinujúcimi primárny úpis akcií
poľského producenta uhlia JSW, budú UniCredit
SpA, Goldman Sachs Group Inc, Citigroup Inc a
JPMorgan Chase & Co, v prípade, ţe potrvá
rekordná ponuka poľskej štátnej pokladnice, ktorá
bola ohraničená zo strany štátu podmienkou
zachovania viac ako 50% podielu vlády v
najväčšom producentovi koksovateľného uhlia v
Európskej únii. Veľkosť predávaného objemu v
primárnom úpise by tak mala záleţať len na
dopyte. Celková hodnota úpisu nebola zatiaľ
zverejnená, ale mala by sa pohybovať medzi 3 aţ
5 miliardami zlotých. Pripravovaný úpis je
súčasťou plánu poľskej vlády odpredať tento rok
prostredníctvom Varšavskej burzy aktíva v
celkovej výške viac ako 15 miliárd zlotých.
JSW je najväčším producentom koksovateľného
uhlia v EÚ, ktoré sa vyznačuje vysokou kvalitou
akosti. Spoločnosti patrí 5 baní: Borynia-Zofiówka,
Budryk, Jas-Mos, Krupiński a Pniówek. Minulý rok
dokázala spoločnosť vyťaţiť 13,1 mil. t uhlia, z
čoho 70 % tvorilo koksovateľné uhlie. V januári
tohto roku firma zverejnila výsledky hospodárenia
za rok 2010. Neauditovaný čistý zisk prekonal
úroveň 1 miliardy poľských zlotých. V roku 2009
spoločnosť vlastnila dokázateľné zásoby v objeme
514.4 mil. t uhlia, ale realizáciou strategických
projektov spojených s objavovaním nových loţísk,
109
Hutnictví ve světě
Hutnické listy č.2/2011, roč. LXIV
rozvojom nových ťaţobných polí a zásob leţiacich
vo väčších hĺbkach, zvýši zdrojovú základňu na
odhadovaných celkových 718.3 mil. t uhlia, čo
predstavuje zaručenie konkurencieschopnosti na
ďalších 70 rokov. JSW
spolupracuje s
nadnárodnými spoločnosťami ako ArcelorMittal,
US Steel alebo Voestalpine.
SB, red.
Dovoz černého uhlí do České republiky
stoupá
novinky.cz, pit, Novinky, ČTK
17.2.2011
Dovoz černého uhlí do České republiky v
posledních letech nabírá na tempu. Vloni vzrostl ve
srovnání s rokem 2009 o čtvrtinu na 5,6 miliardy
Kč. Hlavním dovozcem bylo s dodávkami uhlí v
hodnotě 4,08 miliardy Kč Polsko, s dovezeným
uhlím za 992 miliónů Kč následovalo Rusko.
Vyplývá to z údajů Českého statistického úřadu
(ČSÚ), který neuvádí hmotnost dovezeného uhlí,
nýbrţ jen jeho finanční hodnotu. S výjimkou
meziročního poklesu v roce 2009 se dovoz
černého uhlí do ČR zvyšuje dlouhodobě. Před
devíti lety dosahoval dovoz této suroviny jen kolem
1,5 miliardy Kč. Z Polska v té době mířilo uhlí za
1,4 miliardy Kč a černé uhlí dovezené z Ruska
dosahovalo hodnoty 59 miliónů Kč.
Dovoz uhlí je důleţitý pro fungování českého trhu
a pro cenovou tvorbu. Nad tuzemskou produkcí by
však neměl v budoucnu dominovat. Vývoz černého
uhlí z ČR je mnohem vyšší neţ jeho dovoz. Loni
bylo vyvezeno černé uhlí v hodnotě 19,4 miliardy
Kč. Hlavními odběrateli byly Slovensko, Polsko a
Rakousko. V ČR se těţí zejména hnědé uhlí a jeho
dovoz je podstatně niţší neţ u černého uhlí. Loni
se dovezlo hnědé uhlí za 394 miliónů Kč. Vývoz
činil 1,6 miliardy Kč.
Některé tuzemské těţařské společnosti v
následujících letech počítají se značným poklesem
těţby hnědého uhlí zejména kvůli platným
těţebním limitům. Plánují pak zvýšit ceny uhlí
teplárnám a dalším odběratelům.
Dovoz a vývoz černého uhlí za poslední roky
(v miliardách Kč)
rok
2005
2006
2007
2008
2009
2010
dovoz
2,756
3,821
5,163
6,915
4,286
5,606
vývoz
13,108
13,997
15,424
19,217
15,757
19,429
Zdroj: ČSÚ
____________________________________________________________________________________
110
Download

Číslo 2/2011 - Hutnické listy