KU 0082 pozycja wydawnictw naukowych Akademii Górniczo-Hutniczej im. Stanisáawa Staszica w Krakowie
© Wydawnictwa AGH, Kraków 2003 ISBN 83-89388-05-7 Redaktor Naczelny Uczelnianych Wydawnictw Naukowo-Dydaktycznych: dr inĪ. Jan Sas Z-ca Redaktora Naczelnego: mgr Beata Barszczewska-Wojda
Recenzent: prof. dr inĪ. Jerzy Frydrych
Projekt okáadki i strony tytuáowej: Beata Barszczewska-Wojda Opracowanie edytorskie: zespóá redakcyjny UWND AGH Korekta: Danuta Harnik
Skáad komputerowy: „Andre”, tel. 423-10-10
Redakcja Uczelnianych Wydawnictw Naukowo-Dydaktycznych AGH al. Mickiewicza 30, 30-059 Kraków tel. 617-32-28, tel./fax 636-40-38 e-mail:
[email protected] http://galaxy.uci.agh.edu.pl/~wydagh
2
Spis treĞci
9
ROZDZIAà . Elementy teorii plastycznoĞci i mechaniki kompozytów ...........
11
1.1. Wybrane zagadnienia teorii plastycznoĞci .............................. 1.1.1. Stan naprĊĪenia w punkcie ........................................... 1.1.2. Stan odksztaácenia w punkcie ...................................... 1.1.3. Prawo zachowania masy ............................................... 1.1.4. Literatura ......................................................................
11 11 23 28 31
1.2. Elementy teorii plastycznoĞci metalicznych ciaá nieĞciĞliwych ........................................................................ 1.2.1. Literatura ......................................................................
31 34
WstĊp ..............................................................................................
1.3. Elementy teorii plastycznoĞci metalicznych ciaá porowatych .............................................................................. 1.3.1. Warunki plastycznoĞci materiaáów ĞciĞliwych ............. 1.3.1.1. Warunek plastycznoĞci Kuhna–Downeya ...... 1.3.1.2. Warunek plastycznoĞci Greena ....................... 1.3.1.3. Warunek plastycznoĞci Oyane ........................ 1.3.1.4. Warunek plastycznoĞci Hirschvogla ............... 1.3.1.5. Warunek plastycznoĞci Höneßa ...................... 1.3.1.6. Energetyczny warunek plastycznoĞci ............. 1.3.2. Analiza warunków plastycznoĞci ................................. 1.3.3. Empiryczne związki pomiĊdzy parametrami odksztaácania a wybranymi wáasnoĞciami porowatych materiaáów metalicznych .......................... 1.3.4. Literatura ...................................................................... 1.4. Elementy mechaniki kompozytów .......................................... 1.4.1. Kompozyt jako ukáad mechaniczny ............................. 1.4.2. Reguáa mieszanin .......................................................... 1.4.3. Teoria komórek .............................................................
34 34 35 35 36 36 37 39 41
49 57 58 58 63 65 3
68
ROZDZIAà 2. Procesy ksztaátowania na gorąco spiekanych materiaáów ........
76
2.1. Kucie w matrycach zamkniĊtych ............................................ 2.1.1. Wytwarzanie odkuwek z proszków metali ................... 2.1.2. Linie technologiczne do kucia spieków ....................... 2.1.3. Aspekty ekonomiczne kucia spieków ..........................
76 80 84 86
2.2. Wyciskanie ..............................................................................
88
2.3. Literatura .................................................................................
93
ROZDZIAà 3. Wybrane zagadnienia modelowania odksztaácania spieków i kompozytów ..................................................................
95
3.1. PlastycznoĞü materiaáów otrzymanych z proszków ................
95
1.4.4. Kompozyty wzmocnione dyskretnymi wáóknami ........ 1.4.5. WytrzymaáoĞü kompozytów wzmocnionych dyskretnymi wáóknami ................................................. 1.4.6. Kompozyty umocnione cząstkami ................................ 1.4.7. Literatura ......................................................................
3.2. Fizyczne i numeryczne modelowanie procesu wyciskania ................................................................. 3.2.1. Fizyczne modelowanie wyciskania wspóábieĪnego wyprasek ....................................................................... 3.2.2. Analiza metodą elementów skoĔczonych páyniĊcia materiaáu w procesie wyciskania wspóábieĪnego .............................................................. 3.2.2.1. Wpáyw ksztaátu narzĊdzi na páyniĊcie materiaáu w procesie wyciskania wspóábieĪnego ........... 3.2.3. Analiza metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania przeciwbieĪnego ..........................
70 73 75
100 100
104 106 111
3.3. Analiza procesu kucia w matrycy zamkniĊtej ......................... 113 3.4. Modelowanie odksztaácania kompozytów umocnionych cząstkami .......................................................... 114 3.5. Literatura ................................................................................. 121 ROZDZIAà 4. Materiaáy o duĪej gĊstoĞci otrzymywane z proszków, spieków metali i kompozytów ...................................................... 123 4.1. Materiaáy z proszków Īelaza i jego stopów ............................ 123 4.1.1. WáasnoĞci odksztaácanych na gorąco spiekanych stali ............................................................ 123 4
4.1.2. Aspekty materiaáowo-technologiczne wytwarzania odkuwki ze spieków ................................ 129 4.1.3. Literatura ...................................................................... 134
4.2. Materiaáy z proszków na osnowie aluminium ........................ 4.2.1. Klasyfikacja stopów aluminium ................................... 4.2.1.1. Stopy aluminium do przeróbki plastycznej utwardzane dyspersyjnie ................................. 4.2.1.2. Duraluminium oraz inne stopy do przeróbki plastycznej utwardzane dyspersyjnie ............. 4.2.1.3. Stopy aluminium na odkuwki i wyroby táoczone ........................................... 4.2.1.4. Siluminy oraz inne stopy aluminium na odlewy ksztaátowe ...................................... 4.2.1.5. ĩarowytrzymaáe stopy aluminium .................. 4.2.2. Wytwarzanie wyrobów z proszków stopów aluminium ..................................................................... 4.2.2.1. Nowe stopy aluminium otrzymane metodą metalurgii proszków ....................................... 4.2.3. Literatura ......................................................................
4.3. Kompozyty na osnowie aluminium wzmocnione wáóknami ceramicznymi .......................................................................... 4.3.1. Charakterystyka materiaáów kompozytowych na osnowach metalicznych ........................................... 4.3.2. Metody otrzymywania wzmocnionych wáóknami kompozytów na osnowach metalicznych ..................... 4.3.3. Zastosowanie i perspektywy rozwoju wzmocnionych wáóknami materiaáów kompozytowych na osnowie aluminium .................................................. 4.3.4. WáasnoĞci kompozytów na osnowie stopów aluminium wzmocnionych wáóknami ceramicznymi ..................... 4.3.4.1. Kompozyty na osnowie proszku aluminium wzmocnione wáóknami Al2O3 ........................ 4.3.4.2. Kompozyty na osnowie proszków stopów aluminium wzmocnione wáóknami Al2O3 ...... 4.3.5. Literatura ......................................................................
135 135 137 138 141 142 145 145 147 151 151 152 153
160 162 166 176 183
4.4. Kompozyty na osnowie stopów aluminium umocnione cząstkami fazy twardej ......................................... 185 4.4.1. Literatura ...................................................................... 198 5
4.5. Materiaáy z proszków stopów tytanu ...................................... 4.5.1. Charakterystyka tytanu i jego stopów .......................... 4.5.2. Procesy metalurgiczne otrzymywania stopów tytanu ...... 4.5.3. Stopy tytanu otrzymane metodą metalurgii proszków ..... 4.5.3.1. Wpáyw odksztaácania na strukturĊ i wáasnoĞci stopu Ti6Al4V otrzymanego z proszku ................................... 4.5.4. Literatura ......................................................................
198 198 204 205
206 215
Podsumowanie ................................................................................ 217
6
Mojej ĩonie
7
8
WstĊp
Rozwój róĪnych gaáĊzi techniki powoduje zapotrzebowanie na nowe tworzywa konstrukcyjne. DuĪe moĪliwoĞci w zakresie projektowania ich wáasnoĞci znajdują siĊ w technologiach wytwarzania wykorzystujących procesy metalurgii proszków w poáączeniu z procesami przeróbki plastycznej, jak np. kucie matrycowe dokáadne czy wyciskanie. Takie poáączenie procesów wytwarzania umoĪliwia otrzymywanie nie tylko wyrobów z proszków i spieków metali, ale takĪe kompozytów na ich osnowie wzmocnionych wáóknami lub umocnionych cząstkami fazy twardej nie reagującej z osnową. Metody metalurgii proszków umoĪliwiają wytwarzanie nowych tworzyw odksztaácalnych plastycznie z materiaáów posiadających okreĞlone wáasnoĞci fizyczne. Materiaáy te, otrzymane metalurgicznymi technikami, np. przez odlewanie, są kruche. Dotyczy to przykáadowo nadeutektycznych stopów aluminium z krzemem, tzw. siluminów, czy stopów tytanu, dla których wymaga siĊ równieĪ wysokich wáasnoĞci mechanicznych przy obciąĪeniach zmiennych. Ksztaátowanie na gorąco spieków staáo siĊ alternatywną techniką wytwarzania odkuwek dla przemysáu motoryzacyjnego w USA i Japonii do procesów kucia z póáwyrobów walcowanych. Przez wprowadzenie fazy umacniającej podczas przygotowania mieszanki proszków moĪliwe jest otrzymanie materiaáów o dodatkowo okreĞlonych wáasnoĞciach uĪytkowych np. przeznaczonych do pracy w podwyĪszonych temperaturach w silnikach spalinowych i o zwiĊkszonej odpornoĞci na zuĪycie Ğcierne. Podczas odksztaácania materiaáów porowatych nastĊpuje zmiana gĊstoĞci tworzywa, co odróĪnia ten proces od procesów ksztaátowania póáwyrobów walcowanych, kiedy objĊtoĞü materiaáu nie ulega zmianie. ZnajomoĞü zjawisk, zachodzących podczas ksztaátowania proszków i spieków oraz kompozytów z nich wytwarzanych, jest konieczna w praktyce do projektowania technologii przeróbki plastycznej tych materiaáów. W pracy zwrócono szczególną uwagĊ na zastosowanie procesów kucia i wyciskania do wytwarzania wyrobów oraz wskazano na wykorzystanie zjawisk w odksztaácanych plastycznie materiaáach z uwzglĊdnieniem wpáywu parametrów odksztaácania na ksztaátowanie ich wáasnoĞci. Omówiono wybrane zagadnienia z zakresu teorii plastycznoĞci, uwzglĊdniając materiaáy porowate i mechanikĊ kompozytów, procesy ksztaátowania na gorąco i aspekty 9
modelowania odksztaácania tych materiaáów. Ostatnią czĊĞü pracy poĞwiĊcono wytwarzaniu materiaáów o duĪej gĊstoĞci z proszków, spieków i kompozytów ze zwróceniem szczególnej uwagi na ksztaátowanie struktury i wáasnoĞci wyrobów z materiaáów na osnowie Īelaza, aluminium i jego stopów oraz stopów tytanu. Wskazano na znaczenie badaĔ metalograficznych, metod symulacyjnych i innych metod badawczych przy analizie zjawisk zachodzących w odksztaácanych plastycznie metalicznych materiaáach porowatych i kompozytach. PodjĊta tematyka pracy stanowi uzupeánienie dostĊpnej w kraju literatury z zakresu wytwarzania wyrobów z proszków i spieków metali oraz kompozytów. Przedstawiono w niej wyniki uzyskane przez Autora w toku realizowanych projektów badawczych w Pracowni Przetwórstwa Stopów i Materiaáów Specjalnych na Wydziale Metalurgii i InĪynierii Materiaáowej AGH w Krakowie oraz wyniki Jego wspóápracy bezpoĞredniej z oĞrodkami naukowymi w Niemczech: Institut für Bildsame Formgebung der RWTH Aachen i Institut für Metallformung TU Bergakademie Freiberg we Freibergu. Praca kierowana jest do czytelnika zajmującego siĊ projektowaniem wáasnoĞci wyrobów z proszków i kompozytów wytwarzanych z wykorzystaniem przeróbki plastycznej, takĪe do studiujących inĪynieriĊ materiaáową z ukierunkowaniem na szeroko rozumiane przetwórstwo stopów i materiaáów specjalnych.
10
ROZDZIAà
Elementy teorii plastycznoĞci i mechaniki kompozytów
... Stan naprĊĪenia w punkcie
.. Wybrane zagadnienia teorii plastycznoĞci
Podstawowym obiektem badania stanu naprĊĪenia w teorii sprĊĪystoĞci jest elementarny prostopadáoĞcian, wydzielony z bryáy obciąĪonej dowolnie siáami zewnĊtrznymi [1, 2, 4, 5]. W najogólniejszym przypadku wystąpi ukáad naprĊĪeĔ, który przedstawiono na rysunku 1.1.
z
σz +
b
τyz
dx ∂σ x a + ∂ 0
∂x
dx
∂τ y + ∂
τ
dy
∂σ y ∂y
dy
d y
x
σ
∂τxy
σy +
yx
x
dz
τxy +
∂y
τ xz
τyx
c′
yx
σy
τxy ∂τ xz + dx τ xz ∂x
∂τ yz
δx
b′
dy
∂τ zy τ + dz dz zy ∂z
zx
τ
c
τ yz +
zx
∂τ z + ∂
∂σz dz ∂z
τzx
τzx dx σz d′
a′ x
dy
Rys. .. Ukáad naprĊĪeĔ na Ğciankach elementarnego prostopadáoĞcianu [5]
11
NaprĊĪenia normalne na przekrojach prostopadáych do osi x, y, z oznaczono przez σx, σy, σz, zaĞ naprĊĪenia styczne, wystĊpujące w tych samych przekrojach, przez τxy, τyz, τzx, τyx, τzy, τxz. Pierwszy symbol w indeksie wskazuje oĞ, do której naprĊĪenie styczne dziaáa w páaszczyĨnie prostopadáej, zaĞ drugi, oĞ do której jest równolegáe. JeĪeli są znane wartoĞci wszystkich naprĊĪeĔ wystĊpujących na Ğciankach elementarnego prostopadáoĞcianu, to znany jest stan naprĊĪenia w danym punkcie. NaprĊĪenia spowodowane dziaáaniem siá zewnĊtrznych na rozpatrywany oĞrodek ciągáy są róĪne w róĪnych punktach. Dlatego teĪ naprĊĪenia naleĪy wyraĪaü jako funkcje wspóárzĊdnych punktów oĞrodka:
σx = σx ( x, y , z), τx y = τx y ( x, y, z),
σy = σy ( x, y, z), τ y z = τ y z ( x, y, z),
σz = σz ( x, y , z), τz x = τz x ( x, y , z).
JeĪeli zaáoĪymy, Īe na páaszczyĨnie abcd (rys.1.1) wystĊpuje naprĊĪenie σx, to na ∂ σx ∂ σx páaszczyĨnie a′bcd ′ wystąpi naprĊĪenie σx + d x oznacza d x. WyraĪenie ∂x ∂x przyrost funkcji σx. W podobny sposób zostaáy wyraĪone pozostaáe naprĊĪenie stycz∂ τyx dy oznacza przyrost naprĊĪenia τyx na dáugoĞci dy. Z powyĪszych rozwane, np. ∂y ĪaĔ wynika, Īe na trzech páaszczyznach prostopadáych, poprowadzonych przez okreĞlony punkt, wystĊpuje zespóá dziewiĊciu naprĊĪeĔ, a mianowicie trzy skáadowe naprĊĪenia normalnego σx, σy , σz oraz szeĞü skáadowych naprĊĪenia stycznego τxy, τyz, τzx, τyx, τzy, τxz. ZauwaĪymy równieĪ, Īe nawet przy dowolnie maáych wymiarach Ğcian elementarnego równolegáoĞcianu, w obszarze kaĪdej ze Ğcian, naprĊĪenia mogą rozkáadaü siĊ nierównomiernie. UwzglĊdniając to, naleĪy zaáoĪyü, Īe przedstawione na rysunku 1.1 skáadowe naprĊĪenia podają wartoĞci Ğrednie dla kaĪdej z poszczególnych Ğcian. JeĪeli rozpatrywane ciaáo znajduje siĊ w równowadze, a rozwaĪamy wyciĊty z niego elementarny prostopadáoĞcian, to dla zachowania równowagi muszą byü speánione nastĊpujące warunki:
12
∑X = 0;
Mx = 0
∑Y = 0;
My = 0
∑Z = 0;
Mz = 0
(1.1)
JeĪeli ciaáo znajduje siĊ w ruchu, to prawe strony równaĔ (1.1) nie są zerami, lecz – zgodnie z drugim prawem Newtona – powinny równaü siĊ iloczynom masy elementu i przyspieszenia zrzutowanego na odpowiednią oĞ. Po uáoĪeniu równaĔ momentów wzglĊdem osi równolegáej do osi z i przechodzącej przez Ğrodek prostopadáoĞcianu otrzymamy
τ yx dx dz
dy dx − τ xy dy dz + 2 2
∂τ yx ∂τ xy dy dx + τ yx + dy dx dz − τ xy + =0 dx dy dz ∂y ∂x 2 2
(1.2)
τ yx dx dy dz = τ xy dx dy dz,
W przytoczonym równaniu znalazáy siĊ tylko skáadowe czterech naprĊĪeĔ stycznych prostopadáych do osi z i nie przecinających jej. Po odrzuceniu nieskoĔczenie maáych wartoĞci czwartego rzĊdu otrzymamy
czyli
τ yx = τ xy
(1.2a)
Rozumując w ten sposób, otrzymuje siĊ dla pozostaáych osi:
τ xy = τ yx ,
τ yz = ôzy ,
τ zx = τ xz
(1.2b)
Ze wzorów (1.2) wynika, Īe skáadowe naprĊĪeĔ stycznych, leĪące na dowolnych dwóch wzajemnie prostopadáych páaszczyznach i prostopadle do krawĊdzi ich przeciĊcia, są sobie równe co do wartoĞci i skierowane razem do krawĊdzi lub od krawĊdzi. Omówione prawo nosi nazwĊ prawa równoĞci odpowiadających sobie naprĊĪeĔ stycznych. Z rozwaĪaĔ tych wynika, Īe liczba skáadowych okreĞlających stan naprĊĪenia w danym punkcie redukuje siĊ do szeĞciu, a mianowicie: σx, σy , σz, τxy, τyz, τzx. JeĞli te skáadowe są staáe w caáym rozwaĪanym ukáadzie materialnym, to stan naprĊĪenia nazywamy jednorodnym. Rozpatrzmy równanie równowagi ∑X = 0. Przy zaáoĪeniu, Īe na element dziaáają równieĪ siáy masowe, których skáadowe, dziaáające na Ğrodek masy, oznaczymy przez X, Y, Z, to równanie ∑X = 0 równowagi przedstawia siĊ nastĊpująco
∂τ yx ∂σ dy dy dz − τ yx dx dz + σ x + x dx dy dz − σ x dy dz + τ yx + ∂y ∂x ∂τ γ + τ zx + zx dz dx dy − τ zx dx dy + X dx dy dz = 0 ∂ z g
(1.3)
13
Po redukcji i podzieleniu przez dx dy dz otrzymamy róĪniczkowe równanie równowagi
∂ σx ∂ τ yx ∂ τzx + Xρ = 0 + + ∂z ∂y ∂x
(1.3a)
Wykonując analogiczne operacje w odniesieniu do warunków ∑Y = 0 i ∑Z = 0, otrzymuje siĊ dwa pozostaáe równania:
∂ τxy
∂ σy
∂ τzy
+ Yρ = 0
(1.3b)
∂ τxz ∂ τ yz ∂ σz + + + Zρ = 0 ∂x ∂y ∂z
(1.3c)
+
∂y
∂z
∂x
+
∂t 2
∂ 2v
;
∂t 2
∂2w
;
∂t 2
,
∂ 2u
JeĪeli ciaáo znajduje siĊ w ruchu, to prawe strony równaĔ (1.3) nie są zerami. Zakáadając, Īe rzuty przemieszczeĔ na poszczególne osie wynoszą kolejno u, v, w, otrzymamy nastĊpujące przyspieszenia:
a skáadowe siá bezwáadnoĞci bĊdą wyraĪone wzorami:
∂ 2u
;
ρ dx dy dz
∂t 2
ρ dx dy dz
∂ 2v ∂t 2
;
ρ dx dy dz
∂2w ∂t 2
(1.4)
Po podstawieniu tych skáadowych do równaĔ (1.3) otrzymuje siĊ:
∂σ x ∂τ yx ∂τ zx ∂ 2u + + + Xρ = ρ 2 ∂x ∂z ∂y ∂t
∂τ xy ∂x
+
∂σ y ∂y
+
∂τ zy ∂z
+ Yρ = ρ
∂ 2v ∂t 2
(1.5)
∂τ xz ∂τ yz ∂σ z ∂2w + + + Zρ = ρ 2 ∂x ∂y ∂z ∂t Równania (1.5) noszą nazwĊ róĪniczkowych równaĔ ruchu oĞrodków ciągáych Naviera. W równaniach (1.5) jest szeĞü niewiadomych, równaĔ zaĞ jest trzy. Aby uzyskaü równania dodatkowe, naleĪy zbadaü warunki odksztaáceĔ oraz uwzglĊdniü fizycz14
ne wáasnoĞci danego oĞrodka. JeĪeli są znane naprĊĪenia na trzech elementarnych prostopadáych páaszczyznach, przeprowadzonych przez dany punkt, to moĪna okreĞliü naprĊĪenia wystĊpujące na páaszczyĨnie dowolnie nachylonej wzglĊdem páaszczyzn ukáadu wspóárzĊdnych. Rozpatruje siĊ naprĊĪenia normalne i styczne wystĊpujące na Ğciankach nieskoĔczenie maáego czworoĞcianu (rys. 1.2). a)
b)
c) Pz
σx σy
τxy
τyx τyz
0
τzy
τxz
Pz
Px
τzx
PN
N
Sabc=dS
S0ac
Py Px
S0bc 0
0 S0ab
σz
Rys. .2. NaprĊĪenia wystĊpujące na páaszczyznach czworoĞcianu: a) na páaszczyznach ortogonalnych; b) na páaszczyĨnie zewnĊtrznej; c) oznaczenie páaszczyzn czworoĞcianu [5]
NaprĊĪenia wewnĊtrzne wystĊpują na trzech ortogonalnych Ğciankach (rys. 1.2a), natomiast naprĊĪenia zewnĊtrzne, które równowaĪą naprĊĪenia wewnĊtrzne (rys. 1.2b) wystĊpują na páaszczyĨnie nachylonej pod dowolnym kątem do trzech páaszczyzn. JeĪeli przez dS oznaczy siĊ pole Ğciany dowolnie zorientowanej normalną N, to powierzchnie pozostaáych trzech Ğcian wyniosą:
S 0 ab = dS cos (Nz ) S 0bc = dS cos (Nx )
(1.6)
S 0 ac = dS cos (Ny )
Gdy oznaczy siĊ przez PN caákowite naprĊĪenie wystĊpujące na páaszczyĨnie zewnĊtrznej czworoĞcianu abc, a przez px, py, pz skáadowe naprĊĪenia caákowitego równolegáe do osi x, y, z, wówczas suma rzutów wszystkich siá na oĞ x wyniesie
∑ X = p x dS – σx dS cos (Nx ) − τ yx dS cos (Ny ) − τ zx dS cos (Nz ) = 0. Biorąc analogicznie ∑Y = 0 i ∑Z = 0, moĪna obliczyü px, py, pz:
p x = σx cos (Nx ) + τ yx cos (Ny ) + τ zx cos (Nz ) p y = τ xy cos (Nx ) + σ y cos (Ny ) + τ zy cos (Nz )
(1.7)
p z = τ xz cos (Nx ) + τ yz cos (Ny ) + σz cos (Nz ) 15
Równania (1.7) nie zawierają siá objĊtoĞciowych (masowych) jako nieskoĔczenie maáych trzeciego rzĊdu. PomiĊdzy naprĊĪeniem caákowitym a jego skáadowymi na páaszczyĨnie dowolnie nachylonej istnieje zaleĪnoĞü
pN =
p 2x + p 2y + p z2
(1.8)
τ zx τ zy σz
τ yx σy τ yz
σx Tσ = τ xy τ xz
JeĪeli zaáoĪy siĊ, Īe powierzchnia Ğciany dS bĊdzie dąĪyü do zera, to równania (1.7) bĊdą wyraĪaü związki miĊdzy naprĊĪeniami w punkcie 0 na páaszczyĨnie ukoĞnej o zewnĊtrznej normalnej N i naprĊĪeniami na trzech páaszczyznach równolegáych do páaszczyzn ukáadu wspóárzĊdnych. Noszą one nazwĊ warunków brzegowych lub granicznych. NaprĊĪenia wystĊpujące w danym punkcie moĪna przedstawiü w postaci macierzy [3,5]
(1.9)
W pierwszym wierszu wystĊpują wszystkie skáadowe naprĊĪeĔ równolegáe do osi x, w drugim do osi y, w trzecim zaĞ do osi z. W pierwszej kolumnie zgrupowane są wszystkie naprĊĪenia dziaáające na páaszczyĨnie normalnej do osi x, w drugiej do osi y, w trzeciej do osi z. Przy takim sposobie zapisu macierzy, naprĊĪenia normalne rozáoĪyáy siĊ na gáównej przekątnej, a jednakowe co do wartoĞci naprĊĪenia styczne są symetryczne wzglĊdem przekątnej. Korzystając z prawa symetrii macierzy, wzór (1.9), moĪna zapisaü równieĪ w nastĊpującej postaci
σx
τ xy
τ xz
Tσ = τ yx
σy
τ yz .
τ zx
τ zy
σz
Wprowadzono nastĊpujące oznaczenia dla: — skáadowych naprĊĪenia w pierwotnym ukáadzie wspóárzĊdnych xyz:
16
σx = σ11 ,
τ xy = σ12 ,
τ xz = σ 31 ,
τ yx = σ 21 ,
σy = σ 22 ,
τ yz = σ 23 ,
τ zx = σ 31 ,
τ zy = σ 32 ,
σz = σ 33 ;
— skáadowych naprĊĪenia w nowym, obróconym, ukáadzie wspóárzĊdnych ξηζ:
′ , σ ζ = σ11
′ , τ ξη = σ12
′ , τξς = σ13
τ ηξ = σ′21,
′ , σ η = σ12
τ ης = σ′23 ,
τςξ = σ′31 ,
τ ξη = σ′32 ,
σ ς = σ′33 ;
ξ = x1′ ,
y = y2,
η = x′2 ,
z = z3,
ς = x′3 ;
x = x1,
— osi obu ukáadów wspóárzĊdnych:
x1
x2
x3
a11
a12
a13
x1′
— kosinusów kątów miĊdzy poszczególnymi osiami:
x2′
a21
a22
a23
x3′
a31
a32
a33
Po zastosowaniu tych oznaczeĔ prawo transformacji tensora drugiego rzĊdu przyjmuje postaü
σ′kl = aki alj σij gdzie: k l i j
– – – –
(1.10)
wskaĨnik normalnej przekroju w nowym ukáadzie, wskaĨnik kierunku naprĊĪenia w nowym ukáadzie, wskaĨnik normalnej przekroju w pierwotnym ukáadzie, wskaĨnik kierunku naprĊĪenia w pierwotnym ukáadzie.
W równaniu (1.10) i, j, k, l przyjmują wartoĞci 1, 2, 3. 17
Stosując nowe oznaczenia, macierz kwadratową dwuwskaĨnikową záoĪoną z dziewiĊciu skáadowych wyraziü moĪna wzorem
σ11
σ12
σ13
σ ij = σ 21
σ 22
σ 23
σ 31
σ 32
σ 33
(1.11)
′ σ12
σ13
σ′kl = σ′21
σ′22
σ′23
σ′31
σ′32
σ′33
(1.12)
′ σ11
który transformuje siĊ przy obrocie ukáadu na taką samą macierz kwadratową, wyraĪoną wzorem
Wzór transformacyjny (1.12) opisuje tzw. transformacjĊ liniową i charakteryzuje obiekt geometryczny zwany tensorem drugiego rzĊdu. Z uwagi na równoĞü elementów macierzy poáoĪonych symetrycznie wzglĊdem przekątnej gáównej, zgodnie z warunkami Cauchy’ego, tensor taki nosi nazwĊ symetrycznego. TĊ cechĊ symetrii zapisuje siĊ (1.13)
σ′kl = σ′lk
(1.14)
lub
σij = σji
Skáadowe stanu naprĊĪeĔ, czyli wspóárzĊdne trzech wektorów px, py, pz są skáadowymi tensora symetrycznego drugiego rzĊdu, który nazywamy tensorem naprĊĪeĔ. Ma on wáasnoĞci niezmiennicze, tzn. pewne wyraĪenia, bĊdące kombinacją skáadowych tensora, zachowują staáą wartoĞü przy wszelkich ortogonalnych transformacjach ukáadu wspóárzĊdnych. WyróĪnia siĊ trzy podstawowe niezmienniki tensora naprĊĪeĔ: — Niezmiennik pierwszy albo liniowy, przedstawia sumĊ skáadowych ustawionych na przekątnej gáównej tensora naprĊĪeĔ; wartoĞü ta jest proporcjonalna do jednostkowego odksztaácenia objĊtoĞciowego w rozpatrywanym punkcie ciaáa
I1 = σx + σy + σz = σ1 + σ 2 + σ 3 = const 18
(1.15)
— Niezmiennik drugi, zwany kwadratowym, stanowi sumĊ minorów wyjĊtych z tensora naprĊĪeĔ wedáug elementów przekątnej gáównej
I2 =
σx
τ yx
τ xy
σy
+
σx
τz x
τ xz
σz
+
σy
τz y
τy z
σz
(1.16a)
Niezmiennik drugi wyraĪony za pomocą naprĊĪeĔ gáównych przybiera postaü
I2 =
σ1
0
0
σ2
+
σ2
0
0
σ3
+
σ3
0
0
σ1
= σ1 σ 2 + σ 2 σ 3 + σ 3 σ1 = const (1.16b)
σx
τ yx
τz x
I 3 = τ xy
σy
τ xz
τ yz
— Niezmiennik trzeci, zwany takĪe niezmiennikiem trzeciego stopnia, jest rozwiniĊciem skáadowych tensora naprĊĪeĔ
τ zy
(1.17a)
σz
Analogiczny wyznacznik dla naprĊĪeĔ gáównych ma postaü
0
σ1
I3 = 0
σ2
0
0
0
0 = σ1 σ 2 σ 3
(1.17b)
σ3
W teorii stanu naprĊĪeĔ niezmienniki naleĪy rozpatrywaü jako gáówne i podstawowe charakterystyki stanu naprĊĪenia w danym punkcie. Przytoczone trzy niezmienniki I1, I2, I3 nie wyczerpują wszystkich moĪliwoĞci kombinacji. UwaĪa siĊ je za podstawowe, poniewaĪ wszystkie inne moĪna wyraziü jako funkcje tych trzech. UwzglĊdniając wartoĞci wyraĪone równaniami (1.15), (1.16) i (1.17a), równanie trzeciego stopnia, z którego wyznacza siĊ naprĊĪenia gáówne, ma postaü
σ 3 − σ 2 I1 + σ I 2 − I 3 = 0
(1.18)
Rozkáad stanu naprĊĪeĔ na dwa stany podstawowe Stan naprĊĪenia okreĞlony w dowolnym punkcie oĞrodka moĪna rozáoĪyü na stany skáadowe, a mianowicie: na równomierne wszechstronne Ğciskanie lub rozciąganie σm, dąĪące do zmiany objĊtoĞci elementu, oraz na tzw. dewiacyjny stan naprĊĪenia, dąĪący 19
do zmiany postaci bez zmiany jego objĊtoĞci. DoĞwiadczenia wykazują, Īe osiągniĊcie naprĊĪenia uplastyczniającego lub wytrzymaáoĞci na rozciąganie zaleĪy nie tylko od wielkoĞci naprĊĪeĔ, ale i od charakteru stanu naprĊĪeĔ. Stan hydrostatyczny (σ1 = σ2 = σ3), który w ciaáach jednorodnych i izotropowych powoduje tylko odksztaácenie objĊtoĞciowe, nie powoduje uplastycznienia metalu. Natomiast siáy wywoáujące zmianĊ postaci, np. siáy Ğcinające, stosunkowo áatwo prowadzą do osiągniĊcia stanu plastycznego metalu. Za podstawowe stany naprĊĪenia uwaĪa siĊ: — stan hydrostatyczny, w którym naprĊĪenia gáówne są sobie równe σ1 = σ 2 = σ3
(1.19)
— czyste Ğcinanie, które charakteryzuje siĊ tym, Īe
(1.20)
σ1 + σ 2 + σ 3 = 0
Szczególnym przypadkiem czystego Ğcinania jest Ğcinanie proste, dla którego σ2 = 0, a wiĊc σ1 = –σ3. KaĪdy dowolny stan naprĊĪeĔ moĪna rozáoĪyü na stan hydrostatyczny i czyste Ğcinanie. Przyjmując, Īe dowolny stan naprĊĪeĔ okreĞlony jest naprĊĪeniami gáównymi σ1, σ2, σ3, tensor naprĊĪeĔ ma postaü
0
0
Tσ = 0
σ2
0
0
0
σ3
σ1
(1.21)
a naprĊĪenie Ğrednie okreĞlone jest zaleĪnoĞcią
σm =
I1 σ1 + σ 2 + σ 3 = 3 3
(1.22)
NaprĊĪenia gáówne moĪna wyraziü zaleĪnoĞciami: σ1 = σ m + σ1 − σ m = t10 − t11 σ 2 = σ m + σ 2 − σ m = t 20 − t 22 σ 3 = σ m + σ 3 − σ m = t30 − t33
20
(1.23)
w których oznaczono: t10 = σ m ;
t 20 = σ m ;
t30 = σ m
(1.24)
t11 = σ1 − σ m ;
t 22 = σ 2 − σ m ;
t33 = σ 3 − σ m
(1.25)
Trójki naprĊĪeĔ (t10, t20, t30) i (t11, t22, t33) w zaleĪnoĞciach (1.23) i (1.24) moĪna uwaĪaü za naprĊĪenia dwóch stanów A i D, na jakie zostaá rozáoĪony stan T, który w kaĪdej chwili moĪemy odtworzyü przez powrotną superpozycjĊ stanów A i D. Stan A okreĞlony trójką naprĊĪeĔ (t10, t20, t30) wykazuje cechĊ typową dla stanu hydrostatycznego, a stan D okreĞlony trójką naprĊĪeĔ (t11, t22, t33) – cechĊ typową dla czystego Ğcinania, co wyraĪają równania: (1.26)
t11 + t 22 + t 33 = 0
(1.27)
t10 = t 20 = t30 = σ m
0
0
σ2
0
0
0
σm
0 = 0 σ3
0
0
0
σm
σ1 − σ m
0
0
0
σ2 − σm
0
0
0
σ3 − σ m
0 +
σm
0
σ1
PowyĪsze twierdzenie moĪna przedstawiü w ujĊciu tensorowym, stosując proste zasady algebry tensorowej. W myĞl tych zasad suma dwóch tensorów jest nowym tensorem, którego skáadowe otrzymuje siĊ, dodając odpowiednie skáadowe dodawanych tensorów. Zatem rozkáad stanu naprĊĪeĔ przyjmie postaü
(1.28)
Tensor, w którym elementy poáoĪone na przekątnej gáównej są sobie równe (σm), nosi nazwĊ aksjatora naprĊĪeĔ Aσ, zwanego tensorem kulistym. Tensor, w którym suma elementów poáoĪonych na przekątnej gáównej jest równa zeru, nosi nazwĊ dewiatora naprĊĪeĔ Dσ. Dokáadny rozkáad tensora naprĊĪeĔ Tσ na aksjator Aσ i dewiator Dσ moĪna zapisaü w postaci Tσ = Aσ + Dσ
(1.29)
JeĪeli zadany stan naprĊĪeĔ okreĞlony jest tensorem naprĊĪeĔ Tσ, odniesionym do dowolnych ortogonalnych kierunków x, y, z, to jego rozkáad na dwa stany podstawowe jest nastĊpujący
σx
τ yx
τ zx
σm
0
τ xy
σy
τ zy = 0
σm
τ xz
τ yz
σz
0
0
0 0 + σm
σx − σ m
τ yx
τz x
τ xy
σy − σ m
τ zy
τ xz
τ yz
σ z − σm
(1.30)
21
Po prawej stronie pierwsza macierz wykazuje cechĊ aksjatora, a druga cechĊ dewiatora. Dowolny stan naprĊĪeĔ okreĞlony tensorem naprĊĪeĔ Tσ moĪemy rozáoĪyü na dwa nakáadające siĊ na siebie stany naprĊĪeĔ. Analogicznie jak dla tensora naprĊĪeĔ moĪna wyznaczyü niezmienniki aksjatora i dewiatora naprĊĪeĔ. Dla dewiatora naprĊĪeĔ, niezmienniki wyraĪone w naprĊĪeniach gáównych okreĞlone są zaleĪnoĞciami: — niezmiennik pierwszy
I1′ = (σ1 − σ m ) + (σ 2 − σ m ) + (σ3 − σm ) = 0, — niezmiennik drugi
1 6
]
[(σ − σ ) 1
2
2
]
+ (σ 2 − σ3 )2 + (σ3 − σ1)2 ,
=−
[
1 (σ1 − σ m )2 + (σ 2 − σ m )2 + (σ3 − σ m )2 = 2
I 2′ =
— niezmiennik trzeci
I 3′ = (σ1 − σ m )⋅ (σ 2 − σ m )⋅ (σ 3 − σ m ).
Stan naprĊĪeĔ dla przypadku jednoosiowego Ğciskania okreĞlony jest tensorem naprĊĪeĔ odniesionym do kierunków gáównych
0
0
0
Tσ = 0
0
0 ,
0
0
σ3
który po rozpisaniu ma postaü
−
σ3 3
0
0 = 0
σ3 3
0 +
0
σ3
0
σ3 3
0
0
0
0
0
0
0
lub T σ = Aσ + D σ . 22
σ3 3
0
0
0
−
0
0
σ3 3
0
0
2σ 3 3
Czyste Ğcinanie okreĞlone dewiatorem Dσ moĪna dalej rozáoĪyü na dwa Ğcinania proste w páaszczyznach wzajemnie prostopadáych (1,3) ⊥ (2,3), tj. na dwa skáadowe dewiatory
Dσ = DσI + DσII , a po rozpisaniu
σ3 3 −
0
0
σ3 3
0
− =
2σ 3 3
0
σ3 3
0
0
0
0
0 + 0
0
0
σ3 3
0
0
−
0
0
σ3 3
0 .
0
σ3 3
0
0
−
..2. Stan odksztaácenia w punkcie
Stan odksztaáceĔ w danym punkcie okreĞla siĊ dziewiĊcioma skáadowymi, trzema odksztaáceniami jednostkowymi εx, εy, εz oraz szeĞcioma kątami odksztaácenia postaciowego γxy, γyz, γzx. Opisują one jednoznacznie odksztaácenie elementarnego prostopadáoĞcianu (odksztaácenie w punkcie) o krawĊdziach równolegáych do osi ukáadu wspóárzĊdnych xyz, przyjĊtego dowolnie w rozpatrywanym punkcie ciaáa. Analogicznie do warunku równoĞci odpowiadających sobie naprĊĪeĔ stycznych τyx = τxy itd. stosuje siĊ twierdzenie o równoĞci kątów odksztaácenia postaciowego:
γ xy = γ yx
γ yz = γ zy
γ zx = γ xz .
JeĪeli znamy rozkáad przemieszczeĔ w rozpatrywanym ciele, to w przypadku odksztaáceĔ nieskoĔczenie maáych, rozkáad skáadowych stanu odksztaácenia w punkcie moĪna przedstawiü w postaci macierzy
Te =
εx
1 γ xy 2
1 γ yx 2
εy
1 γ zx 2
1 γ zy 2
1 γ xz 2 1 γ yz . 2
(1.31)
εz 23
Po wprowadzenie oznaczeĔ: ε x = ε11 ,
1 γ xy = ε12 , 2
1 γ xz = ε13 , 2
1 γ yx = ε 21 , 2
ε y = ε 22 ,
1 γ yz = ε 23 , 2
1 γ zx = ε 31 , 2
1 γ zy = ε 32 , 2
ε z = ε 33 ,
ε12
ε13
Tε = ε 21
ε 22
ε 23
ε 31
ε 32
ε 33
lub
(1.32a)
ε11
tensor odksztaáceĔ przyjmie postaü
ε ij =
1 2
∂u i ∂u j + ∂xj ∂xi
(1.32b)
Skáadowe tensora odksztaáceĔ w danym punkcie zaleĪą od przyjĊtego ukáadu osi wspóárzĊdnych. Znając je, áatwo moĪna znaleĨü skáadowe tegoĪ tensora dla nowego ukáadu przy ortogonalnym przeksztaáceniu. W kaĪdym punkcie ciaáa istnieją trzy wzajemnie prostopadáe kierunki, w których odksztaácenia liniowe osiągają wartoĞci ekstremalne. Odksztaácenia te nazywamy gáównymi, kierunki – kierunkami gáównymi. W kierunkach tych odksztaácenia postaciowe są równe zeru. Odksztaácenia gáówne wyznacza siĊ z równania trzeciego stopnia, które ma postaü
(
(
)
)
1 2 ε 3 − ε 2 ε x + ε y + ε z + ε ε x ε y + ε y ε z + ε z ε x − γ xy + γ 2yz + γ 2zx − 4
(
)
(1.33)
1 1 − ε x ε y ε z + γ xy γ yz γ zx − ε x γ 2yz + ε y γ 2zx + ε z γ 2xy = 0 4 4 Równanie to posiada zawsze trzy pierwiastki rzeczywiste, na ogóá róĪne od siebie: ε1 > ε2 > ε3. 24
Dla stanu odksztaácenia moĪna napisaü ukáad równaĔ:
l (ε x − ε) + m
1 1 γ yx + n γ zx = 0 2 2
(
)
l
1 1 γ xy + m ε y − ε + n γ zy = 0 2 2
l
1 1 γ xz + m γ yz + n (ε z − ε) = 0 2 2
(1.34)
Po wyznaczeniu odksztaáceĔ gáównych wstawia siĊ je kolejno do równaĔ (1.34) i znajduje kosinusy kierunkowe tych páaszczyzn, na których wystĊpują odksztaácenia gáówne. Kierunki naprĊĪeĔ gáównych powinny pokrywaü siĊ z kierunkami odksztaáceĔ gáównych, poniewaĪ symetryczny ukáad naprĊĪeĔ gáównych nie moĪe wywoáywaü asymetrycznego odksztaácenia. Wspóáczynniki równania trzeciego stopnia (1.33), które są niezmiennikami tensora odksztaáceĔ, zapisujemy w nastĊpującej postaci:
E1 = ε x + ε y + ε z = const
(
(
(1.35)
)
1 1 γ xy γ yz γ zx − ε x γ 2yz + ε y γ 2zx + ε z γ 2xy = const 4 4
E3 = ε x ε y ε z +
)
1 2 γ xy + γ 2yz + γ 2zx = const 4
E2 = ε x ε y + ε y ε z + ε z ε x −
WyraĪając niezmienniki przez odksztaácenia gáówne, otrzymuje siĊ: E1 = ε1 + ε 2 + ε 3
E 2 = ε1ε 2 + ε 2 ε 3 + ε 3ε1
(1.36)
E3 = ε1ε 2 ε3
Wykorzystując wzory (1.35) i (1.36), równanie trzeciego stopnia (1.33) przyjmie postaü
ε 3 − E1ε 2 + E2 ε − E3 = 0
(1.37)
gdzie: E1 – suma skáadowych przekątnej gáównej, E2 – suma minorów wyjĊtych z macierzy wedáug elementów przekątnej gáównej, E3 – rozwiniĊcie wyznacznika utworzonego ze skáadowych tensora stanu odksztaácenia. 25
Wprowadzając pojĊcie Ğredniego odksztaácenia
εm =
εx + ε y + εz 3
=
ε1 + ε 2 + ε3 3
(1.38)
moĪna zapisaü E1 = 3ε m .
Rozkáad stanu odksztaácenia na dwa stany podstawowe Macierz tensora odksztaáceĔ w odniesieniu do kierunków gáównych ma postaü
0 ε2 0
0 0 . ε3
ε1 Tε = 0 0
Tε = Aε + Dε ,
gdzie:
εm Aε = 0 0
0 0 εm
0 εm
Tensor stanu odksztaáceĔ moĪna rozáoĪyü na dwie skáadowe
0
(1.39)
przedstawia aksjator tensora odksztaáceĔ,
ε x − εm
Dε =
1 γ yx 2 1 γ zx 2
2εx − εy − εz 3 =
1 γ yx 2 1 γ zx 2
26
1 γ xy 2
1 γ xz 2 1 γ yz = 2
ε y − εm 1 γ zy 2
ε z − εm (1.40)
1 γ xy 2 2ε y − εx − εz 3 1 γ zy 2
1 γ xz 2 1 γ yz 2 2εz − εx − ε y 3
okreĞla macierz dewiatora tensora odksztaáceĔ dla dowolnego ukáadu wspóárzĊdnych. W odniesieniu do gáównych osi stanu odksztaáceĔ dewiator przyjmuje postaü
Dε =
ε1 − ε m
0
0
0
ε2 − εm
0
0
0
ε3 − ε m
(1.41)
Niezmienniki aksjatora odksztaáceĔ wyraĪają siĊ wzorami:
E1′ = ε m + ε m + ε m = ε1 + ε 2 + ε3 = E1
3
=
E12 3
(1.42)
E13 27
(ε1 + ε 2 + ε 3 )2
2 = E 2′ = ε m ε m + ε m ε m + ε m ε m = 3ε m
E3′ = ε m ε m ε m = ε 3m =
Niezmienniki dewiatora odksztaáceĔ są odpowiednio równe:
E1′′ = ε1 + ε 2 + ε3 − 3 ε m = 0 E12 3
E3′′ = E3 −
E1 E2 2 3 + E1 3 27
E 2′′ = E 2 −
(1.43)
Fizykalne znaczenie aksjatora uwidacznia siĊ przy obliczaniu objĊtoĞciowego odksztaácenia wáaĞciwego. WyraĪa ono zmianĊ objĊtoĞci przypadającą na jednostkĊ objĊtoĞci początkowej
Θ=
∆V a1 (1 + ε1) a2 (1 + ε 2) a3 (1 + ε 3) − a1 a2 a3 = = V a1 a2 a3
(1.44)
= (1 + ε1)(1 + ε 2)(1 + ε 3) − 1 Wzór (1.44) oznacza, Īe aksjator tensora odksztaáceĔ przedstawia odksztaácenie czysto objĊtoĞciowe (sprĊĪyste), natomiast dewiator tensora odksztaáceĔ, dla którego E1″ = 0, przedstawia odksztaácenie postaci. 27
Przez analogiĊ stanu naprĊĪeĔ do stanu odksztaáceĔ, wydáuĪenie w kierunku normalnym do páaszczyzn oktaedrycznych ma postaü
ε okt =
εx + εy + εz 3
=
ε1 + ε 2 + ε 3 E1 = 3 3
(1.44a)
kąt odksztaácenia postaciowego powstaáy na páaszczyĨnie oktaedrycznej wynosi
γ okt =
2 3
(ε x − ε y)2 + (ε y − ε z)2 + ( ε z − ε x) 2 + 32 (γ 2xy + γ 2yz + γ 2zx)
(1.44b)
a dla skáadowych wyraĪonych przez odksztaácenia gáówne 2 3
(ε1 − ε 2 )2 + (ε 2 − ε 3 )2 + (ε 3 − ε1)2
γ okt =
(1.45)
2 γ okt 2
εi =
W teorii plastycznoĞci korzysta siĊ z wielkoĞci proporcjonalnej do oktaedrycznego kąta odksztaácenia (1.46)
którą nazywa siĊ intensywnoĞcią odksztaácenia lub uogólnionym odksztaáceniem 2 3
(ε1 − ε2 ) 2 + (ε2 − ε3 ) 2 + (ε3 − ε1 )2
εi = ε H =
(1.47)
W zakresie odksztaáceĔ sprĊĪystych wystĊpuje zaleĪnoĞü σi = E ε i
(1.48)
gdzie E jest moduáem sprĊĪystoĞci pierwszego rodzaju lub moduáem sprĊĪystoĞci wzdáuĪnej.
..3. Prawo zachowania masy W zamkniĊtych ukáadach fizycznych speániona jest zasada zachowania masy, która w przypadku oĞrodków ciągáych wyraĪa równanie ciągáoĞci. Dla wyprowadzenia & tego równania w polu prĊdkoĞci v rozwaĪa siĊ nieruchomy obszar przestrzenny Ω o brzegu F (rys. 1.3) [7]. W elemencie objĊtoĞciowym obszaru dV zawarta jest masa ρdV. W chwili t w obszarze Ω znajduje siĊ masa ciaáa równa caáce ∫ ρ dV . Ω
28
n
x3
Vn
V α
P dF
F
Ω dV
x2 0
x1
Rys. .3. Obszar przestrzenny Ω o brzegu F [7]
Wskutek zmian gĊstoĞci ρ w jednostce czasu t nastĊpuje wzrost masy w tym obszarze równy
d dt
∫ ρ dV
(1.49)
Ω
Zmiana masy podana wzorem (1.49) jest równa masie, która przepáywa przez brzeg F w tym czasie. Masa, która dopáywa do obszaru Ω przez powierzchniĊ F w jednostce czasu, jest równa caáce po brzegu F z iloczynu skalarnego
&& − ∫ ρ v n dF
(1.50)
F
Dodatnie znaki wyraĪeĔ (1.49) i (1.50) oznaczają wzrost masy w obszarze Ω. W zaleĪnoĞci od kąta α (rys. 1.3) caáka
−
&&
∫ ρ v n dF
(1.51)
F1
(gdzie F1 jest czĊĞcią brzegu F) moĪe byü dodatnia lub ujemna. Gdy w kaĪdym punkcie π powierzchni F1 kąt α jest ostry α < , wyraĪenie (1.51) jest ujemne i oznacza wy2 29
π wyraĪenie jest dodatnie i nastĊpuje do2 páyw masy przez powierzchniĊ F1. Porównanie zaleĪnoĞci (1.49) i (1.50) pozwala wyraziü zasadĊ zachowania masy przez związek páyw masy przez tĊ czĊĞü brzegu. Gdy α >
d dt
&&
∫ ρ dV = − ∫ ρ v n dF
Ω
(1.52)
F
Z twierdzenia Gaussa–Ostrogradskiego wynika, Īe
&&
&
∫ ρ v n dF = ∫ div (dv )dV . Ω
F
d dt
∫ ρ dV = ∫
Ω
Ω
∂ρ dV . ∂t
JeĪeli rozwaĪany obszar jest niezmienny w czasie, to zachodzi związek
∂ρ
Ω
& + div (ρv) dV = 0.
∫ ∂t
Po uwzglĊdnieniu obu zaleĪnoĞci we wzorze (1.52) i wprowadzeniu jego skáadników pod wspólny znak caáki przestrzennej otrzymuje siĊ
Caáka ta ma byü równa zeru dla dowolnego obszaru przestrzennego Ω. Wobec tego funkcja podcaákowa musi byü toĪsamoĞciowo równa zeru & ∂ρ + div (ρv) = 0 ∂t
(1.53)
Rozwijając operator dywergencji we wspóárzĊdnych prostokątnych kartezjaĔskich, otrzymuje siĊ zaleĪnoĞü
( )
∂ρ ∂ ρ vj + ∂t ∂ xj
= 0,
j = 1, 2, 3
(1.54)
Biorąc pod uwagĊ toĪsamoĞü & & & div (ρv ) = v grad ρ + ρ div v,
równanie ciągáoĞci (1.53) moĪna przedstawiü w postaci & ∂ρ & + v grad ρ + ρ div v = 0 ∂t
30
(1.55)
àącząc dwa pierwsze skáadniki, które przedstawiają pochodną substancjalną gĊstoĞci, otrzymuje siĊ jeszcze jedną postaü równania ciągáoĞci & ∂ρ + ρ div v = 0 ∂t
(1.56)
W przypadku stacjonarnego przepáywu oĞrodka ĞciĞliwego równanie to upraszcza siĊ do postaci & div (ρv ) = 0. Gdy ciaáo jest nieĞciĞliwe, równanie ciągáoĞci przedstawia zaleĪnoĞü
j = 1, 2, 3.
& ∂ vj div v = = 0, ∂ xj
..4. Literatura
[1] Gelei S.: Rasczot usilij i energii pri plasticzeskoj dieformacyji mietallow. Moskva, Mietallurgizdat 1958 [2] George E., Dieter J.R.: Mechanical Metallurgy. New York, Mc Graw-Hill Book Company 1961 [3] Gubkin S.I.: Plasticzeskaja dieformacyja mietallow. Moskva, Mietallurgija 1967 [4] Storozew M.B., Popow E.A.: Tieorija obrabotki mietallow dawlenijem. Moskva, Izdat. Wysszaja Szkola 1963 [5] Morawiecki M. Sadok L. Wosiek E.: Przeróbka plastyczna. Podstawy teoretyczne. Katowice, Wyd. „ĝląsk” 1986 [6] Kozáowski T.: Zarys teorii sprĊĪystoĞci. Warszawa, Arkady 1968 [7] Wacáawik J.: Mechanika oĞrodków ciągáych. Kraków, Wyd. AGH 1983
.2. Elementy teorii plastycznoĞci metalicznych ciaá nieĞciĞliwych Mechanika plastycznego páyniĊcia naleĪy do dziedzin zajmujących siĊ metodami analizy odksztaáceĔ plastycznych w trakcie procesu odksztaácania. Zagadnieniom plastycznego páyniĊcia ciaá nieĞciĞliwych, w zastosowaniu do rozwiązywania szczególnych przypadków procesów, poĞwiĊconych jest wiele opracowaĔ monograficznych [1, 2, 3]. WiĊkszoĞü ciaá staáych wykazuje, przy odpowiednich obciąĪeniach, zdolnoĞü do odksztaáceĔ plastycznych. WĞród nich moĪna wyróĪniü ciaáa o wyraĨnych zdolnoĞciach do odksztaáceĔ plastycznych, wystĊpujących juĪ przy prostych sposobach obciąĪenia jak jednoosiowe rozciąganie lub Ğciskanie. ZdolnoĞü do odksztaáceĔ plastycz31
nych jest jednak ograniczona, poniewaĪ po osiągniĊciu pewnego odksztaácenia nastĊpuje naruszenie spójnoĞci, prowadzące do rozdzielenia ciaáa. Jednym z czynników mających istotny wpáyw na zdolnoĞü ciaá staáych do odksztaáceĔ plastycznych jest prĊdkoĞü odksztaácenia, ze wzrostem której obserwuje siĊ wzrost oporu odksztaácenia. Do opisu zachowania siĊ ciaá podczas odksztaácania zostaáy wprowadzone wyidealizowane ich modele (rys. 1.4) [1, 2], np.: — — — —
model ciaáa sztywno-idealnie plastycznego, model ciaáa sztywno-plastycznego ze wzmocnieniem, model ciaáa sztywno-lepkoplastycznego ze wzmocnieniem, model ciaáa sprĊĪysto-idealnie plastycznego.
a)
b)
σ
Dla ciaáa sztywno-plastycznego páyniĊcie plastyczne nastĊpuje przy wartoĞci staáego naprĊĪenia wynoszącego σ*po i jest niezaleĪne od wielkoĞci i prĊdkoĞci odksztaácenia (rys. 1.3a). Przy naprĊĪeniach mniejszych od σ*po ciaáo sztywno-plastyczne nie doznaje Īadnych odksztaáceĔ. Model ten jest daleko idącym uproszczeniem zachowania siĊ wiĊkszoĞci rzeczywistych ciaá staáych, jednak w wielu przypadkach, szczególnie przy duĪych odksztaáceniach plastycznych, odpowiada doĞü dobrze rzeczywistoĞci. Model ciaáa sztywno-plastycznego ze wzmocnieniem zakáada, Īe naprĊĪenie uplastyczniające zaleĪy od wielkoĞci odksztaácenia plastycznego (rys. 1.4b). c)
σ
σ
σ = σ(ε)
σ = constans
ε
σ
σ = σ(ε, ε)
* σpo
* σpo
d)
* σpo
ε
* σpo
ε
ε
Rys. .4. Modele ciaáa: a) sztywno-idealnie plastycznego; b) sztywno-plastycznego ze wzmocnieniem; c) sztywno-lepkoplastycznego ze wzmocnieniem; d) sprĊĪysto-idealnie plastycznego [1]
Drugi ogólniejszy model, gdy naprĊĪenie uplastyczniające zaleĪy jednoczeĞnie od wielkoĞci i prĊdkoĞci odksztaácenia, tj. σp = σ (ε, ε ), nazywany jest modelem ciaáa sztywno-lepkoplastycznego ze wzmocnieniem (rys. 1.4c). PowyĪsze modele nie uwzglĊdniają odksztaáceĔ sprĊĪystych, wystĊpujących w czasie odksztaácania wiĊkszoĞci ciaá staáych. W rzeczywistych oĞrodkach, w początkowej fazie ich obciąĪenia, odksztaácenia w caáej objĊtoĞci są sprĊĪyste, a obszary plastyczne zaczynają siĊ tworzyü przy wzroĞcie obciąĪenia w miejscach koncentracji naprĊĪeĔ i rozprzestrzeniają siĊ aĪ do osiągniĊcia stanu krytycznego, który charakteryzu32
je duĪe odksztaácenia plastyczne caáoĞci. Takie zachowanie siĊ materiaáu uwzglĊdnia model ciaáa sprĊĪysto-idealnie plastycznego (rys. 1.4d). W praktyce wybór modelu zaleĪy od rodzaju rozpatrywanego problemu, rodzaju zjawisk, które są przedmiotem badaĔ i moĪliwoĞci otrzymania rozwiązania teoretycznego. Zakáada siĊ, Īe plastyczny potencjaá jest funkcją niezmienników tensora naprĊĪeĔ, który wyraĪony moĪe byü zaleĪnoĞcią [4] (1.57)
F = F ( I1 , I 2 , I 3 )
F = F ( I1, I 2 , I 3 ) = σp2
(1.58)
gdzie σp oznacza naprĊĪenie páyniĊcia.
Na tym pojĊciu oparta jest stosowana teoria plastycznoĞci nieĞciĞliwych ciaá [1, 2, 3]. Po osiągniĊciu pewnej wartoĞci krytycznej, staáej dla danego materiaáu, plastyczny potencjaá okreĞla warunek plastycznoĞci
Związki miĊdzy przyrostami odksztaácenia i naprĊĪeniami w stanie plastycznym, czyli tzw. prawa plastycznego páyniĊcia, opisuje zaleĪnoĞü d εij = dλ
∂F (σij ) ∂ σij
(1.59)
Wspóáczynnik proporcjonalnoĞci dλ okreĞlony jest zaleĪnoĞcią
dλ =
3 E2′′ σp
(1.60)
Szczególnym przypadkiem warunku plastycznoĞci Misesa, dla nieĞciĞliwych izotropowych ciaá, jest jego postaü kwadratowa
3I 2′ = σp2
(1.61)
I1 nie ma wpáywu na plastyczne Hydrostatyczna skáadowa stanu naprĊĪenia σm = 3 páyniĊcie. Dla peánego opisu plastycznego páyniĊcia nieĞciĞliwych ciaá naleĪą ponadto warunki równowagi, które bez uwzglĊdnienia siá masowych i bezwáadnoĞciowych mają postaü ∂ σij ∂ xi
=0
(1.62)
33
oraz warunek nieĞciĞliwoĞci (1.63)
d εii = 0
Jednoznaczne rozwiązanie problemów mechaniki plastycznego odksztaácania ciaá nieĞciĞliwych jest w wiĊkszoĞci przypadków niemoĪliwe. Do ich rozwiązania stosuje siĊ róĪne metody, np. metodĊ równaĔ róĪniczkowych równowagi, metody energetyczne, wariacyjne oraz metodĊ elementów skoĔczonych. Klasyczna mechanika plastycznego páyniĊcia, z przyjĊtymi modelami ciaá plastycznych, nie pozwala opisaü zjawisk zachodzących w odksztaácanych plastycznie materiaáach ĞciĞliwych, do których zalicza siĊ spiekane materiaáy metaliczne.
.2.. Literatura
[1] SzczepiĔski W.: Mechanika plastycznego páyniĊcia. Warszawa, PWN 1978 [2] Gopinathan V.: Plasticity Theory and Its Application in Metal Forming. Willey Estern Limited 1982 [3] Morawiecki M., Sadok L., Wosiek E.: Przeróbka plastyczna. Podstawy teoretyczne. Katowice, Wyd. „ĝląsk” 1986 [4] Betten J.: Beitrag zum isotropen kompressiblen plastischen Fließen. Arch. Eisenhüttenwessen 46, 5, 1975, 317–323
.3. Elementy teorii plastycznoĞci metalicznych ciaá porowatych
.3.. Warunki plastycznoĞci materiaáów ĞciĞliwych Metalicznym materiaáom zmieniającym podczas odksztaácania w sposób trwaáy objĊtoĞü poĞwiĊca siĊ w ostatnim okresie duĪo uwagi, gáównie w aspekcie przejĞcia takiego materiaáu w stan plastyczny. Wychodząc z zaáoĪenia, Īe plastyczny potencjaá jest funkcją niezmienników tensora naprĊĪenia (1.57), przedstawiono w [1] teoriĊ plastycznego páyniĊcia izotropowych, ĞciĞliwych materiaáów, a funkcjĊ páyniĊcia opisano równaniem w postaci
F=
1 κ I12 + I 2′ 3
(1.64)
gdzie wspóáczynnik κ ∈ [0, 1/2]. W pracach [2, 3, 4, 5, 6, 7] wyznaczono dla szczególnych przypadków ciaá porowatych, gáównie spiekanych materiaáów i granul, specjalne warunki plastycznoĞci. U podstaw rozwaĪaĔ nad warunkami plastycznoĞci dla tych materiaáów, leĪą róĪne modele pora (porowatoĞci). 34
.3... Warunek plastycznoĞci Kuhna–Downeya W pracy [3] przedstawiono warunek plastycznoĞci dla materiaáów ĞciĞliwych w postaci
3I 2′ − (1 − 2ν) I 2 = σp2
(1.65)
LiczbĊ Poissona ν i naprĊĪenie uplastyczniające σp wyznacza siĊ w próbie jednoosiowego Ğciskania. Po podstawieniu związku miĊdzy niezmiennikami tensora naprĊĪenia I1, I2 i niezmiennika dewiatora naprĊĪenia I 2′ I 2′ = I 2 +
I 2 3
(1.66)
σp2 1 1 – 2ν 2 I1 = 2(1 + ν) 6 1+ ν
(1.67)
I 2′ +
do równania (1.65) i przeksztaáceniu, warunek plastycznoĞci zapisaü moĪna w postaci
Warunek ten ujmuje wpáyw hydrostatycznej skáadowej stanu naprĊĪenia – przez niezmiennik tensora naprĊĪenia I1 oraz dewiatora naprĊĪenia – przez drugi jego niezmiennik I 2′ oraz liczby Poissona ν na przejĞcie ciaáa ĞciĞliwego w stan plastyczny. .3..2. Warunek plastycznoĞci Greena
Warunek plastycznoĞci Greena [4] wyprowadzony zostaá przy zaáoĪeniu, Īe materiaá jest izotropowy z równomiernie rozáoĪonymi pustkami o sferycznym ksztaácie, a osnowa materiaáu jest sztywno-plastyczna i podlega warunkowi páyniĊcia Misesa. ZaleĪnoĞü granicy plastycznoĞci materiaáu porowatego σpo od granicy plastycznoĞci materiaáu osnowy σ*po i porowatoĞci opisano zaleĪnoĞcią
σ po =
(
) σ*
3 1 − η1 3
po
3 − 2 η1 4
(1.68)
Dla sferycznej powáoki, poddanej hydrostatycznemu Ğciskaniu, wyprowadzono związek miĊdzy pierwszym niezmiennikiem tensora naprĊĪenia I1, granicą plastycznoĞci σpo oraz porowatoĞcią w postaci zaleĪnoĞci
* ln η I1 = − 2σ po
(1.69)
Dla czystego Ğcinania uzyskano zaleĪnoĞü
3I 2′ =
(
)
3 1 − η1/3
3 − 2 η1/4
σ po *
(1.70)
35
Poszukując powierzchni páyniĊcia w postaci elipsoidy obrotowej, otrzymano, z uwzglĊdnieniem (1.69) i (1.70), nastĊpującą postaü warunku plastycznoĞci
3 − 2 1/4 η 3I 2′ 3 1 − η1/3
(
)
2
2 + I1 = σ * 2 po 4 (ln η ) 2
(1.71)
który uwzglĊdnia wpáyw hydrostatycznego naprĊĪenia przez pierwszy niezmiennik tensora naprĊĪenia I1, dewiatora naprĊĪenia przez jego drugi niezmiennik I 2′ , porowatoĞci η oraz granicy plastycznoĞci materiaáu osnowy σ*po na przejĞcie ciaáa ĞciĞliwego w stan plastyczny. .3..3. Warunek plastycznoĞci Oyane
W pracy [5] przyjĊto model ciaáa porowatego w postaci elementu szeĞciennego z wydrąĪonym wewnątrz nieskoĔczenie maáym szeĞcianem symulującym por. PrzyjĊto, Īe naprĊĪenie uplastyczniające ciaáa porowatego jest proporcjonalne do naprĊĪenia uplastyczniającego osnowy (1.72)
σp = f ′σ *p
W równaniu (1.72) wspóáczynnik f ′ jest funkcją wzglĊdnej gĊstoĞci w postaci f ′ = ρ nw . Z porównania jednostkowej pracy odksztaácenia modelu ciaáa porowatego i odpowiadającego mu modelu ciaáa litego (bez pora) otrzymano nastĊpującą postaü warunku plastycznoĞci
3I 2′ +
(
I12 = ρ nw σ p* 9f
)
2
(1.73)
Wspóáczynnik f jest funkcją wzglĊdnej gĊstoĞci zapisaną w postaci f =−
2 1 ln (1 − ρ w) 3 ρw
(1.74)
Warunek plastycznoĞci, okreĞlony równaniem (1.73), uwzglĊdnia wpáyw aksjatora naprĊĪenia – przez pierwszy niezmiennik tensora naprĊĪenia I1, dewiatora naprĊĪenia przez drugi jego niezmiennik I2′ i wzglĊdnej gĊstoĞci ρw na przejĞcie materiaáu w stan plastyczny. .3..4. Warunek plastycznoĞci Hirschvogla Do wyprowadzenia warunku plastycznoĞci Hirschvogel przyjąá model pora w postaci wydrąĪonego walca poddanego skrĊcaniu oraz hydrostatycznemu Ğciskaniu [6]. 36
Porównując momenty skrĊcające w stanie plastycznym dla wydrąĪonego walca i walca peánego, otrzymano zaleĪnoĞü wyraĪającą naprĊĪenie Ğcinania ciaáa porowatego τ przez naprĊĪenie Ğcinania ciaáa litego τ* w postaci
(
)
τ = τ * 1 − 3η + 2η 3/2
(1.75)
Po uwzglĊdnieniu, Īe τ* = σ*p 3 i τ = σp 3 , moĪna napisaü zaleĪnoĞü miĊdzy naprĊĪeniem uplastyczniającym ciaáa porowatego i ciaáa litego
(
)
σp = σ*p 1 − 3η + 3 η3/2
(1.76)
PorowatoĞü η okreĞlona jest zaleĪnoĞcią
2
r η = i ra
(1.77)
gdzie: ri – oznacza promieĔ wewnĊtrzny, ra – promieĔ zewnĊtrzny walca wydrąĪonego.
Dla hydrostatycznego Ğciskania zaleĪnoĞü miĊdzy pierwszym niezmiennikiem tensora naprĊĪeĔ I1, naprĊĪeniem uplastyczniającym osnowy σ*p i porowatoĞcią η, przy zaáoĪeniu, Īe na pobocznicy walca dziaáa równomiernie rozáoĪone naprĊĪenie Ğciskające, warunek plastycznoĞci ma postaü I1 = σ*p ln η
(1.78)
Przy zaáoĪeniu, Īe powierzchnia páyniĊcia jest elipsoidą obrotową, przez kombinacje równaĔ (1.76) i (1.77) otrzymano warunek plastycznoĞci opisany równaniem 2
(
)
1 − 3η + 2 η3/2 2 I 2 = σ*p 2 1 − 3η + 2η 3/2 3I 2′ + 1 ln η
(1.79)
który uwzglĊdnia wpáyw dewiatora naprĊĪenia przez drugi jego niezmiennik I 2′ , aksjatora naprĊĪenia przez pierwszy niezmiennik tensora naprĊĪenia I1, porowatoĞci η oraz naprĊĪenia uplastyczniającego ciaáa litego σp* na przejĞcie materiaáu ĞciĞliwego w stan plastyczny. .3..5. Warunek plastycznoĞci Höneßa Höneß przyjąá model ciaáa porowatego w postaci wydrąĪonej kuli o promieniu zewnĊtrznym ra i promieniu wewnĊtrznym ri w dwóch stanach naprĊĪenia: hydrostatycz37
nym Ğciskaniu i czystym Ğcinaniu [7, 8]. Dla hydrostatycznego Ğciskania warunek plastycznoĞci okreĞlony jest zaleĪnoĞcią
I1 = − σ = − τ 3 * *p 2 ln η
(1.80)
Przy czystym Ğcinaniu zaáoĪono, Īe na zewnĊtrznej powierzchni wydrąĪonej kuli dziaáa maksymalne naprĊĪenie Ğcinające τ* = σ*p
(
3 . Siáa Ğcinania wynosi
)
F = τ* π r 2a − r i2
(1.81)
Przy zaáoĪeniu, Īe naprĊĪenie Ğcinania τ dziaáa na pory równomiernie rozáoĪone wokóá kuli o promieniu ra, siáa Ğcinania wyniesie (1.82)
F = τ π ra2
Z porównania (1.81) i (1.82) otrzymuje siĊ zaleĪnoĞü miĊdzy naprĊĪeniem Ğcinania ciaáa porowatego τ i litego τ* oraz porowatoĞcią η w postaci r τ = τ* 1 − i ra
2
(
)
= τ * 1 − η2/3
(1.83)
przy czym porowatoĞü okreĞlona jest równaniem η = (ri /ra)3. PoniewaĪ dla czystego Ğcinania τ2 = I 2′ , równanie (1.83) przyjmuje postaü
(
)2
I 2′ = τ*2 1 − η 2/3
(1.84)
a warunek plastycznoĞci wyraĪa zaleĪnoĞü
(1 − η ) I′ +
2/3 2
2
12(ln η)
2
(
)
I12 = τ*2 1 − η2 3
2
(1.85)
Warunki plastycznoĞci okreĞlone zaleĪnoĞciami (1.67), (1.71), (1.73), (1.79), (1.85) wyprowadzone zostaáy dla ĞciĞliwych ciaá przy zaáoĪonych modelach porów (walec wydrąĪony, kula wydrąĪona, kostka wydrąĪona). Przy ich wyprowadzeniu uwzglĊdeniono oddzielnie stan hydrostatycznego Ğciskania i czystego Ğcinania. ZaleĪnoĞci dla tych stanów naprĊĪenia wykorzystano do sformuáowania postaci matema38
tycznej warunków plastycznoĞci przy zaáoĪeniu, Īe powierzchnia páyniĊcia jest elipsoidą obrotową. Warunki te uwzglĊdniają, przy przejĞciu materiaáu ĞciĞliwego w stan plastyczny, wpáyw drugiego niezmiennika dewiatora naprĊĪenia I 2′ , pierwszego niezmiennika tensora naprĊĪenia I1, porowatoĞci η (lub wzglĊdnej gĊstoĞci ρw) oraz naprĊĪenia uplastyczniającego σ*p materiaáu osnowy lub ciaáa porowatego σ. Tylko warunek plastycznoĞci Kuhna–Downeya nie jest związany z modelem pora, lecz z cechami materiaáowymi, tj. granicą plastycznoĞci σp i liczbą Poissona ν. .3..6. Energetyczny warunek plastycznoĞci
[
]
1 (σ1 − σ 2 )2 (σ 2 − σ 3 )2 (σ 3 − σ1)2 = σ*p 2 2
3 I 2′ =
W analizach mechaniki plastycznego odksztaácenia ciaá nieĞciĞliwych stosowany jest gáównie energetyczny warunek plastycznoĞci [10, 11]. Zgodnie z hipotezą energetyczną, plastyczne odksztaácenie materiaáu nieĞciĞliwego nastĊpuje wtedy, gdy potencjalna energia odksztaácenia, wykorzystana na zmianĊ postaci osiągnie okreĞloną wartoĞü, niezaleĪną od schematu stanu naprĊĪenia. Przy tym zaáoĪeniu wyprowadzony zostaá dla ciaá nieĞciĞliwych warunek plastycznoĞci znany jako warunek energii wáaĞciwej Hubera–Misesa–Hencky’ego (1.86)
Podczas odksztaácania metalicznych materiaáów ĞciĞliwych zmianie postaci towarzyszy trwaáa zmiana objĊtoĞci. Z mechanicznego punktu widzenia, przez analogiĊ do warunku plastycznoĞci Hubera–Misesa–Hencky’ego, odksztaácenie plastyczne (trwaáe) ciaáa ĞciĞliwego moĪe nastąpiü wtedy, gdy potencjalna energia odksztaácenia na zmianĊ objĊtoĞci i postaci osiągnie wartoĞü krytyczną, niezaleĪną od schematu stanu naprĊĪenia. Energetyczny warunek plastycznoĞci dla ciaá ĞciĞliwych, po osiągniĊciu przez te ciaáa peánego zagĊszczenia, powinien byü toĪsamym z energetycznym warunkiem dla ciaá nieĞciĞliwych. Do rozwaĪaĔ przyjĊto Īe:
— w stanie sprĊĪystym ciaáo ĞciĞliwe zachowuje liniową zaleĪnoĞü miĊdzy naprĊĪeniami i odksztaáceniami opisaną prawem Hooke’a, — trwaáa zmiana objĊtoĞci i postaci nastĊpuje po osiągniĊciu przez intensywnoĞü naprĊĪenia wartoĞci krytycznej, tj. granicy plastycznoĞci. EnergiĊ odksztaácenia, przypadającą na jednostkĊ ciaáa sprĊĪystego, wyraĪoną w naprĊĪeniach gáównych σ1, σ2, σ3 i odksztaáceniach gáównych ε1, ε2, ε3, moĪna zapisaü [11] u=
(
1 σ ε + σ 2 ε 2 + σ 3 ε3 2 1 1
)
(1.87) 39
Po uwzglĊdnieniu związków miĊdzy odksztaáceniami i naprĊĪeniami, okreĞlonymi prawem Hooke’a równanie (1.87) przyjmuje postaü
u=
1 σ σ − ν(σ 2 + σ 3 ) + σ 2 σ − ν(σ1 + σ 3 ) + σ 3 σ − ν(σ1 + σ 2 ) (1.88) 2 3 2 E 1 1
a po przeksztaáceniu 2 2 2 1 (σ1 − σ 2 ) + (σ 2 − σ 3 ) + (σ3 − σ1 ) u= + (1 − 2ν) ( σ1 σ 2 + σ 2 σ3 + σ3σ1 ) 2E 2
(1.89)
1 2 σ1 2E
(1.90)
ulin =
Dla liniowego stanu naprĊĪenia, przy σ1 ≠ 0, σ2 = σ3 = 0, na podstawie (1.89) otrzymuje siĊ
a po osiągniĊciu stanu plastycznego, gdy σ1 = σp
ulin =
1 2 σp 2E
(1.91)
Zakáadając, Īe caákowita energia odksztaácenia – analogicznie jak energia odksztaácenia postaciowego – jest wielkoĞcią niezaleĪną od schematu naprĊĪenia, a zaleĪy od wáasnoĞci metalu i warunków odksztaácania, tj. temperatury i prĊdkoĞci odksztaácenia, moĪna napisaü ulin = uobj, a na tej podstawie 2 2 2 1 (σ 1 − σ 2 ) + (σ 2 − σ 3 ) + (σ 3 − σ 1 ) + (1 − 2ν) (σ1σ 2 + σ 2 σ 3 + σ3 σ1 ) = 2E 2
=
(1.92)
1 2 σp 2E
stąd
(σ − σ )2 + (σ − σ ) 2 + (σ − σ )2 1
2
2
3
3
1
2
+ (1.93)
2
+ (1 − 2ν) (σ1σ 2 + σ 2 σ 3 + σ 3σ1) = σp 40
UwzglĊdniając, Īe
I1 = σ1 + σ 2 + σ 3 , I 2 = −(σ1σ 2 + σ 2 σ 3 + σ3 σ1 ), I 2′ =
[
1 (σ1 − σ 2 )2 + (σ 2 − σ3 )2 + (σ3 − σ1)2 6
]
po przeksztaáceniu (1.93) otrzymuje siĊ
3I 2′ − (1 − 2ν) I 2 = σ 2p
(1.94)
2(1 + ν ) I 2′ +
Po uwzglĊdnieniu związków miĊdzy niezmiennikami tensora naprĊĪenia I2 i I1 oraz dewiatora naprĊĪenia I 2′ w postaci I 2′ = I2 + I12/3, równanie (1.94) przyjmie postaü (1 − 2ν ) 2 I1 = σp2 3
(1.95)
Równanie (1.95) okreĞla przejĞcie materiaáu ĞciĞliwego w stan plastyczny w zaleĪnoĞci od stanu naprĊĪenia wyraĪonego przez drugi niezmiennik dewiatora naprĊĪenia I 2′ , pierwszy niezmiennik tensora naprĊĪenia I1 oraz wáasnoĞci tego materiaáu okreĞlone przez liczbĊ Poissona ν oraz naprĊĪenie uplastyczniające σp. Z równania tego wynika, Īe do jednoznacznego okreĞlenia przejĞcia materiaáu ĞciĞliwego w stan plastyczny konieczne jest doĞwiadczalne wyznaczenie dwóch jego cech materiaáowych – liczby Poissona ν oraz naprĊĪenia uplastyczniającego σp w zaleĪnoĞci od gĊstoĞci. Energetyczny warunek plastycznoĞci, okreĞlony równaniem (1.95), jest zgodny w swej postaci z warunkiem plastycznoĞci Kuhna–Downeya. Po podstawieniu wyraĪenia α = (1–2ν)/3 do równania (1.95), otrzymuje siĊ inną postaü energetycznego warunku przejĞcia materiaáu ĞciĞliwego w stan plastyczny
3I 2′ ( − α) + α I12 = σp2
(1.96)
Lewa strona równania (1.96) jest sumą iloczynów wielkoĞci zaleĪnych od wspóáczynnika α i drugiego niezmiennika dewiatora naprĊĪenia I 2′ oraz pierwszego niezmiennika tensora naprĊĪenia I1. WartoĞci wspóáczynnika α są staáe dla danej gĊstoĞci, a granicy plastycznoĞci σp dla danej gĊstoĞci i prĊdkoĞci odksztaácenia.
.3.2. Analiza warunków plastycznoĞci Przedstawione warunki plastycznoĞci dla izotropowych, ĞciĞliwych ciaá moĪna sprowadziü do ogólnej postaci
F (σij ) = I 2′ +
σ2p α I12 = 3(1 − α) 3(1 − α)
(1.97) 41
Przy zaáoĪeniu, Īe wektor przyrostu odksztaácenia dεij jest prostopadáy do powierzchni páyniĊcia, otrzymuje siĊ, przez cząstkowe róĪniczkowanie równania (1.97), związki miĊdzy odksztaáceniami i naprĊĪeniami d εij = dλ
∂F (σij )
(1.98)
∂ σij
Wspóáczynnik dλ okreĞlony jest zaleĪnoĞcią
1 − α 3E2′′ E12 dλ = + σp 1 − α 4α
1
2
(1.99)
∂ xi
=0
oraz warunek staáej masy
∂ σij
Do peánego opisu plastycznego páyniĊcia ciaá ĞciĞliwych naleĪą ponadto warunki równowagi, które po pominiĊciu siá masowych i bezwáadnoĞciowych, mają postaü
dρ d εii = − ρ
(1.100)
(1.101)
LiczbĊ Poissona ν wyznacza siĊ dla jednoosiowego stanu naprĊĪenia
ν=−
dε 2 1 = (1 − 3α ) dε1 2
(1.102)
a jej wartoĞci leĪą w przedziale [0, 0,5]. ZaleĪnoĞci liczby Poissona od gĊstoĞci wzglĊdnej ν(ρw) przedstawiają pĊk krzywych rosnących. Speániają one dla caákowicie zagĊszczonego materiaáu (ρw = 1) warunek ciaáa idealnie plastycznego ν = 0,5 (rys. 1.5). Przeksztaácając (1.102), otrzymuje siĊ zaleĪnoĞü wspóáczynnika α od liczby Poissona ν w postaci
α=
1 (1 − 2ν ) 3
(1.103)
Dla granicznych wartoĞci liczby Poissona ν ∈[0, 0,5], otrzymuje siĊ wartoĞci wspóáczynnika α ∈[1/3, 0]. ZaleĪnoĞci α(ρw) przedstawione są na rysunku 1.6. W zakresie wzglĊdnych gĊstoĞci wiĊkszych od 0,8, funkcje te wykazują charakter malejący i speániają warunek graniczny dla ρw = 1 wspóáczynnik α = 0. ZaleĪnoĞü α(ρw) wedáug 42
Hirschvogla odbiega swym przebiegiem od pozostaáych funkcji. RóĪne wartoĞci funkcji α(ρw) i ν(ρw) wystĊpujące w przedstawionych warunkach plastycznoĞci powodują, Īe przy róĪnych wartoĞciach niezmienników I1 i I2' nastąpi przejĞcie ĞciĞliwego ciaáa w stan plastyczny. Hirschvogel
Höneß Green Oyane
0,4 0,3
ν = 0,5ρw2*
Kuhn*
0,2
liczba Poissona ν
0,5
0,1
0,65
*eksperyment
0,0 0,60
0,70
0,75
0,80
0,85
0,90
0,95
1,0
0,10
0,05
0,0
0,40
gĊstoĞü wzglĊdna ρw
0,35
0,30
0,25
0,20
0,15
porowatoĞü η
Rys. .5. ZaleĪnoĞü liczby Poissona ν od gĊstoĞci wzglĊdnej ρw [13]
wspóáczynnik α
0,4
Kuhn
0,3
Oyane
0,2 Höneß 0,1
Green Hirschvogel
0,0 0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
porowatoĞü η 1,0
0,8
0,6 0,4 0,2 gĊstoĞü wzglĊdna ρw
0
Rys. .6. ZaleĪnoĞü wspóáczynnika α od gĊstoĞci wzglĊdnej ρw [13]
43
Równanie (1.97) moĪna przeksztaáciü do postaci
3(1 − α) I 2′ σp2
+
αI12 σp2
=1
(1.104)
które jest równaniem elipsoidy obrotowej
3(1 − α) I 2′ 2 2 σp
2
2
αI 1 + =1 σp
(1.105)
σp2
=1
3I 2′
W ukáadzie wspóárzĊdnych 3I 2′ σp i I1 σp graficznym przedstawieniem warunków plastycznoĞci jest elipsa. Szczególnym przypadkiem równania (1.104) jest warunek plastycznoĞci Misesa, którego graficznym obrazem jest pobocznica walca o równaniu (1.106)
Analizowane warunki plastycznoĞci ciaá ĞciĞliwych speániają dla ρw = 1 warunek plastycznoĞci Hubera–Misesa–Hencky’ego dla ciaáa nieĞciĞliwego (α = 0). Dla tego ciaáa wspóáczynnik proporcjonalnoĞci dλ okreĞlony jest w postaci
3E2′′
dλ =
σp
(1.107)
a warunek staáej masy (1.101) jest toĪsamy z warunkiem nieĞciĞliwoĞci dεii = 0. Na rysunkach 1.7–1.9 przedstawiono zaleĪnoĞü (1.105) w ukáadzie wspóárzĊdnych 3I 2′ σp i I1 σp dla analizowanych warunków plastycznoĞci, wyznaczoną dla początkowych wzglĊdnych gĊstoĞci ρwo wynoszących 0,7, 0,8, 0,9. Warunki plastycznoĞci ciaá ĞciĞliwych speániają, dla ρw = 1, warunek plastycznoĞci ciaá nieĞciĞliwych Misesa. Krzywe plastycznoĞci przechodzą przez punkt o wspóárzĊdnych (1, 1), odpowiadający przejĞciu w stan plastyczny w jednoosiowym stanie naprĊĪenia. Do zagĊszczenia materiaáu potrzebne są naprĊĪenia Ğciskające. Przedstawione na rysunkach 1.7–1.9 zaleĪnoĞci, dla analizowanych warunków plastycznoĞci, wykazują istotne róĪnice w wartoĞciach. Jedynie warunek plastycznoĞci Kuhna–Downeya i zmodyfikowany warunek energetyczny dają te same wyniki, przy przyjĊciu zaleĪnoĞci liczby Poissona od gĊstoĞci w postaci ν = 0,5ρ 2w . Warunki te cechuje uniezaleĪnienie od ksztaátu pora, a ich stosowanie wymaga jedynie zaleĪnoĞci naprĊĪenia uplastyczniającego σp i liczby Poissona ν odksztaácanego ciaáa porowatego. 44
6
ρwo = 0,7 5 Hirschvogel Huber–Mises– Hencky
Höneß
4
Green
Oyane I1
3
2
σp
zmodyfikowany warunek energetyczny, Kuhn–Downey
1
0,0
0,5
1,0
1,5
3 I2’
σp
Rys. .7. Porównanie warunków plastycznoĞci dla gĊstoĞci materiaáu 0,7 [13]
45
6
ρwo = 0,8 Höneß 5 Hirschvogel
Huber–Mises– Hencky
Green
4
3
2
I1
σp
Oyane
zmodyfikowany warunek energetyczny, Kuhn–Downey
1
0,0
0,5
1,0
1,5
3I2’
σp
Rys. .8. Porównanie warunków plastycznoĞci dla gĊstoĞci materiaáu 0,8 [13]
46
6 Höneß
ρwo = 0,9
Hirschvogel
5
Huber–Mises– Hencky
Green
4
3
2
I1
σp
Oyane
zmodyfikowany warunek energetyczny, Kuhn–Downey
1
0,0
0,5
1,0
1,5
3I 2’
σp
Rys. .9. Porównanie warunków plastycznoĞci dla gĊstoĞci materiaáu 0,9 [13]
47
W tabeli 1.1 zestawiono postacie warunków plastycznoĞci, funkcje naprĊĪenia w jednoosiowym stanie oraz funkcje porowatoĞci lub gĊstoĞci. Zmiany wzglĊdnych wartoĞci granicy plastycznoĞci σpo /σ*po od początkowej gĊstoĞci wzglĊdnej ρwo okreĞlone doĞwiadczalnie oraz funkcje w jednoosiowym stanie naprĊĪenia σ/σ*po obliczone teoretycznie przedstawiono na rysunku 1.10. ZaleĪnoĞci teoretyczne wedáug Greena, Oyane, Hirchvogla i Höneßa wykazują stosunkowo duĪe rozbieĪnoĞci z krzywą uzyskaną dla wartoĞci eksperymentalnych. Tabela . Warunki plastycznoĞci dla ciaá porowatych Warunek plastycznoĞci Autor
Matematyczna postaü
1
Huber–Mises – Hencky
3I 2′ = σ *p 2
2
Kuhn
3I 2′ − (1 − 2ν )⋅ I 2 = σp2
3
Warunek energetyczny
3I 2′ − (1 − 2ν )⋅ I 2 = σ2p
5
6
7
8
48
Oyane
Hirschvogel
Höneß
Betten i Troost
materiaá lity
ν = 0,5 ⋅ (1 − η)1,92
σ = ±1 σp
ν – wyznaczane
σ = ±1 σp
Green
σ = ±1 σ *p
3I 2′ + α ⋅ I12 = δ ⋅ σ p*2
4
Funkcje porowatoĞci
Lp.
Funkcja w jednoosiowym stanie naprĊĪenia ó1 = ó,ó2 = ó3 = 0
3I 2′ +
I12
9f2
= ρ2 ⋅ σ p* 2
3I 2′ + α ⋅ I12 = δ ⋅ σ *p 2
3I 2′ + α ⋅ I12 = δ ⋅ σ *p 2
3 κ ⋅ I12 = σ 2p ⋅ I′ + 1+ κ 2 1+ κ
σ δ =± σ p* 1+ α
ρ2 σ =± 1 σ *p 1+ 9f 2 δ2 σ =± σ *p 1 + 3α2
σ δ =± σ *p 3 ⋅ (1 + α )
σ = ±1 σp
doĞwiadczalnie
α=
1 3(1 − η)1 3 ⋅ 1 4 2 ( 3 − 2 ⋅ η ) ⋅ ln η
1 3(1 − η)1 3 δ= ⋅ 2 (3 − 2 ⋅ η1 4 )
2
ρ = 1− η f =
α=
2 ⋅ ln η 3 ⋅ (1 − η)
1 − 3η + 2η3 2 3 ⋅ ln η
δ = 1 − 3η + 2η3 2
α=
(1 − η2 3 ) 2 12 ⋅ (ln η) 2
δ = (1 − η2 3 )2
Parametr κ = 0,
1 2
analitycznie nieokreĞlony
2
WartoĞci fizycznej granicy plastycznoĞci ciaáa porowatego σpo odniesione do fizycznej granicy plastycznoĞci ciaáa w peáni zagĊszczonego σ*po pokrywają siĊ dla danej prĊdkoĞci odksztaácenia w zakresie 0,01÷10 s–1. Krzywa eksperymentalna wyznaczona przez te wartoĞci stanowi funkcjĊ naprĊĪenia uplastyczniającego przy stosowaniu dla warunków plastycznoĞci Kuhna–Downeya i zmodyfikowanego warunku energetycznego. 1,0
–1
– ϕ = 0,01 s –1
–1
– ϕ = 10 s 0,8 Oyane
0,2
zmodyfikowany warunek energetyczny, Kuhn
0,4
0,0
1,0
Höneß
Green
0,6
Hirschvogel
* w jednoosiowym stanie naprĊĪenia funkcja σ/σpo * wzglĊdna granica plastycznoĞci σpo /σpo
– ϕ= 1 s
0,1
0,9
0,2
0,8
0,3
0,4
0,5
0,6
0,6
0,5
0,4
porowatoĞü η 0,7 gĊstoĞü wzglĊdna ρw
Rys. .0. Zmiana wzglĊdnej granicy plastycznoĞci σpo /σ*po w zaleĪnoĞci od gĊstoĞci ρw, otrzymana doĞwiadczalnie i zaleĪnoĞü σ/σ*po od gĊstoĞci ρw, wyznaczona teoretycznie dla jednoosiowego stanu naprĊĪenia [13]
.3.3. Empiryczne związki pomiĊdzy parametrami odksztaácania a wybranymi wáasnoĞciami porowatych materiaáów metalicznych Podczas odksztaácania metalicznych materiaáów porowatych obok umocnienia nastĊpuje ich zagĊszczenie. Dla danego skáadu chemicznego materiaáu zmiana jego wáasnoĞci zaleĪy od parametrów odksztaácania, tj.: temperatury, prĊdkoĞci i wielkoĞci 49
odksztaácania oraz początkowej gĊstoĞci. Do istotnych zaleĪnoĞci naleĪy zaliczyü związki pomiĊdzy gĊstoĞcią i odksztaáceniem, liczbą Poissona i gĊstoĞcią, granicą plastycznoĞci i gĊstoĞcią oraz naprĊĪeniem páyniĊcia i gĊstoĞcią. Przedstawione wyniki eksperymentalne dotyczą badaĔ na spiekach Īelaza o róĪnej gĊstoĞci początkowej, odksztaácanych w jednoosiowej próbie Ğciskania w temperaturze pokojowej z prĊdkoĞciami odksztaácenia ϕ = 0,01, 1 i 10 s–1. Zmiana gĊstoĞci. ZaleĪnoĞü wzglĊdnej gĊstoĞci od odksztaácenia logarytmicznego ϕh, dla gĊstoĞci początkowych spieku Īelaza ρwo: 0,64, 0,7, 0,8, 0,9, 0,94 przedstawiono na rysunku 1.11. Nie obserwuje siĊ wpáywu prĊdkoĞci odksztaácenia w zakresie od 0,01 do 10 s–1 na zagĊszczenie materiaáu. Przebieg zmian gĊstoĞci determinowany jest początkową gĊstoĞcią odksztaácanego materiaáu i wielkoĞcią zadanego odksztaácenia. ZaleĪnoĞü tĊ opisuje funkcja ρ w = ρ wo + (1 − ρ wo ) (1 − exp ( −bϕ h ))
(1.108)
1,0
+
*
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – + ϕ = 1 s –1 – ϕ = 10 s
*
gĊstoĞü wzglĊdna ρw
0,9
*+
+*
+ *
która ujmuje gĊstoĞü początkową odksztaácanego materiaáu ρwo i wielkoĞü odksztaácenia ϕh. Aproksymacje zaleĪnoĞci wzglĊdnej gĊstoĞci odksztaáconego materiaáu od wielkoĞci odksztaácenia i początkowej gĊstoĞci spieków na osnowie proszku Īelaza WPL-200, opisane równaniem (1.108), podano tabeli w 1.2.
ρwo=0,94
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
ρwo=0,90
–1
0,8
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
ρwo=0,80
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
0,7
ρwo=0,70
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
0,6 0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
ρwo=0,64
1,2
h odksztaácenie ϕn = ln 0 h
Rys. .. Krzywe zagĊszczania w próbie jednoosiowego Ğciskania z prĊdkoĞciami odksztaácenia ϕ· = 0,01, 1 i 10 s–1 spieków z proszku Īelaza WPL-200 o róĪnych gĊstoĞciach początkowych ρwo [13]
50
Tabela .2 Funkcje aproksymujące zaleĪnoĞü wzglĊdnej gĊstoĞci ρw od wielkoĞci odksztaácenia ϕh dla spieku Īelaza na osnowie proszku WPL-200 [13] GĊstoĞü Liczba Lp. wzglĊdna poprób czątkowa ρwo n
Parametr b
Wariancja
Postaü funkcji
1
0,64
11
1,3952
0,0011547
ρw = 0,64 + 0,36 ⋅ (1 − exp (−1,3952 ⋅ ϕh ))
2
0,70
20
1,3415
0,0013835
ρw = 0,70 + 0,30 ⋅ (1 − exp (−1,3415 ⋅ ϕh ))
3
0,80
21
1,9534
0,0004059
ρw = 0,80 + 0,20 ⋅ (1 − exp (−1,9534 ⋅ ϕh ))
4
0,90
18
2,0562
0,0004495
ρw = 0,90 + 0,10 ⋅ (1 − exp (−2,0562 ⋅ ϕh ))
5
0,94
14
3,3664
0,0002108
ρw = 0,94 + 0,06 ⋅ (1 − exp (−3,3664 ⋅ ϕh ))
ν = 0,5ρbw
ν = a + 0,5ρbw
liczba Poissona ν
0,3
+ + * + +*+
0,5
0,4
Liczba Poissona. Na rysunku 1.12 przedstawiono zaleĪnoĞü liczby Poissona ν od gĊstoĞci wzglĊdnej ρw. Nie obserwuje siĊ wpáywu prĊdkoĞci odksztaácenia w zakresie od 0,01 do 10 s–1 na wartoĞü liczby Poissona. Silny jest natomiast wpáyw gĊstoĞci. Otrzymane zaleĪnoĞci aproksymowano funkcjami:
(1.110) –1
– ϕ = 0,01 s –1 + – ϕ = 1 s –1 – ϕ = 10 s
*
ρwo=0,94
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
ρwo=0,90
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
0,2
ρwo=0,80
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s
0,1
0,0 0,4
(1.109)
ρwo=0,70
–1
– ϕ = 0,01 s –1 – ϕ= 1 s –1 – ϕ = 10 s 0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
ρwo=0,64
1,0
wzglĊdna gĊstoĞü ρw
Rys. .2. ZaleĪnoĞü liczby Poissona ν od wzglĊdnej gĊstoĞci ρw dla spieków z proszku Īelaza WPL-200, o róĪnych gĊstoĞciach początkowych ρwo, odksztaáconych z prĊdkoĞciami wynoszącymi 0,01, 1 i 10 s–1 [13]
51
W tabeli 1.3 zestawiono wartoĞci wspóáczynników funkcji aproksymujących. AproksymacjĊ funkcji (1.109) przeprowadzono przy warunku, Īe dla ρw = 1 ciaáo jest idealnie plastyczne, a liczba Poissona osiąga wartoĞü ν = 0,5. Do aproksymacji funkcją (1.110) przyjĊto ograniczenia, Īe dla wzglĊdnej gĊstoĞci nasypowej, tj. przy braku spójnoĞci miĊdzy cząsteczkami proszku, liczba Poissona ν = 0, a dla wzglĊdnej gĊstoĞci ρw = 1 ciaáo jest idealnie plastyczne, ν = 0,5. Tabela .3 Funkcje aproksymujące zaleĪnoĞü liczby Poissona ν od wzglĊdnej gĊstoĞci ρw dla spieków z proszku Īelaza WPL-200 [13] Liczba prób n
Parametr b
Wariancja
Postaü funkcji
1
98
3,0313
0,15785
ν = 0,5 ⋅ ρ3w,0313
2
98
2,4242
0,13172
Lp.
2,4242 ν = −0,0278 + 0,5 ⋅ ρw
450
Granica plastycznoĞci. WartoĞci fizycznej granicy plastycznoĞci od początkowej, wzglĊdnej gĊstoĞci spieków Īelaza σpo(ρwo) w zaleĪnoĞci od prĊdkoĞci odksztaácenia, przedstawiono na rysunku 1.13 –1
– ϕ = 0,01 s
400
– ϕ= 1 s
–1
– ϕ = 10 s
350
–1
granica plastycznoĞci
300 250 200 150 100
50
0,0 0,3
0,4
0,5 0,6 0,7 0,8 wzglĊdna gĊstoĞü ρwo
0,9
1,0
Rys. .3. ZaleĪnoĞü fizycznej granicy plastycznoĞci σpo od wzglĊdnej gĊstoĞci początkowej ρwo okreĞlona dla spieków z proszku Īelaza WPL-200 [13]
52
Związek pomiĊdzy wzglĊdną gĊstoĞcią początkową spieku ρwo i jego granicą plastycznoĞci σpo opisują nastĊpujące funkcje:
ópo = a + c ⋅ ρbwo
(1.111)
σpo = a ⋅ (ρ w − ρ wo )b
(1.112)
σpo = a ⋅ ρbw
(1.113)
AproksymacjĊ funkcjami (1.111) – (1.113) przeprowadza siĊ przy ograniczeniu, Īe dla wzglĊdnej gĊstoĞci nasypowej ρwn, tj. przy braku spójnoĞci miĊdzy cząsteczkami proszku, granica plastycznoĞci ciaáa ĞciĞliwego σpo = 0. W tabeli 1.4 zestawiono wartoĞci wspóáczynników funkcji aproksymujących i wariancjĊ. ZmianĊ granicy plastycznoĞci w zaleĪnoĞci od prĊdkoĞci odksztaácenia przedstawiono na rysunku 1.14. Ze wzrostem prĊdkoĞci odksztaácenia obserwuje siĊ wzrost wartoĞci granicy plastycznoĞci. Wpáyw ten silniejszy jest dla bardziej zagĊszczonego materiaáu, np. róĪnica miĊdzy wartoĞciami fizycznej granicy plastycznoĞci, wyznaczonymi przy prĊdkoĞciach odksztaácenia 10 i 0,01 s–1 wynosi okoáo 80 MPa dla gĊstoĞci ρwo = 0,94 oraz okoáo 30 MPa dla ρwo = 0,7. Tabela .4
Funkcje aproksymujące zaleĪnoĞü granicy plastycznoĞci σpo od wzglĊdnej gĊstoĞci ρwo [13]
1
2
3
Postaü funkcji aproksymującej
WartoĞü wspóáczynnika
Lp.
σ po = a + c ⋅ ρbw
σpo = a ⋅ (ρ wo − ρ wn )b
σpo = a ⋅ ρbwo
Wariancja
PrĊdkoĞü odksztaácenia ϕ· , s–1
a
b
c
33,58
6,2846
270,41
18,04
0,01
39,10
5,9704
331,06
13,98
1
30,06
4,9951
377,57
33,79
10
890,0
2,8068
–
27,59
0,01
1061,4
2,7422
–
24,09
1
1054,5
2,7139
–
35,86
10
280,84
4,4785
–
29,85
0,01
360,13
4,4583
–
28,22
1
394,56
3,9356
–
58,68
10
53
400
ρwo = 1
ρwo = 0,94
ρwo = 0,9
200
ρwo = 0,8
granica plastycznoĞci
300
100
ρwo = 0,7
ρwo = 0,64
0
0,1
0,01
1
10
100
–1
prĊdkoĞü odksztaácenia ϕ, s
Rys. .4. ZaleĪnoĞü fizycznej granicy plastycznoĞci od prĊdkoĞci odksztaácenia σpo(ϕ· ), dla róĪnych, wzglĊdnych gĊstoĞci początkowych ρwo spieków z proszku Īelaza WPL-200 [13]
NaprĊĪenie uplastyczniające. Peáną charakterystykĊ odksztaácanego na zimno metalicznego materiaáu spiekanego ze staáą prĊdkoĞcią odksztaácenia opisuje, z mechanicznego punktu widzenia, zaleĪnoĞü naprĊĪenia uplastyczniającego od wzglĊdnej, początkowej gĊstoĞci materiaáu, jego gĊstoĞci po odksztaáceniu i wielkoĞci odksztaácenia, czyli funkcja σp = f (ρwo, ρw, ϕh). Na rysunkach 1.15 i 1.16 przedstawiono zaleĪnoĞci dla odksztaácanych spieków Īelaza z prĊdkoĞciami odksztaácenia, odpowiednio, 0,01 i 10 s–1. W páaszczyĨnie σpρw wystĊpuje zaleĪnoĞü σpo(ρwo), a w páaszczyĨnie σpϕh dla ρwo = 1 – zaleĪnoĞü σp(ϕh). ZaleĪnoĞü σp(ρwo, ρw, ϕh) przedstawia powierzchniĊ páyniĊcia, przy uwzglĊdnieniu áącznego wpáywu początkowej i bieĪącej gĊstoĞci oraz wielkoĞci odksztaácenia na naprĊĪenie uplastyczniające. Opisuje ona zachowanie siĊ ĞciĞliwego ciaáa sztywno-plastycznego podczas jego odksztaácania (rys. 1.17). 54
σp = f( ϕh) σp = f(ϕh, ρw) 1000
900
*
800
700
*
*
*
*
*
200
*
*
0,9 w
*
* gĊs toĞ üρ
400
1,0
0,8 ρw = f(ϕh)
wz glĊ dn a
500
300
600
naprĊĪenie uplastyczniające
σpo = f (ρwo)
0,7
100
0,0
0,6
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
Rys. .5. ZaleĪnoĞü naprĊĪenia uplastyczniającego σp od wielkoĞci odksztaácenia ϕh i wzglĊdnej gĊstoĞci ρw dla spieków z proszku Īelaza WPL-200. PrĊdkoĞü odksztaácenia ϕ· = 0,01 s–1[13]
55
σp = f (ϕh) σp = f (ϕh, ρw) 1000
900
800
700
*
600
*
*
*
200
*
*
0,9
ρw
*
400
1,0
wz glĊ dna gĊs toĞ ü
500
naprĊĪenie uplastyczniające
σp = f (ρwo)
300
*
0,8
ρw = f (ϕ h)
0,7
100
0,0
0,6
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
odksztaácenie ϕh
Rys. .6. ZaleĪnoĞü naprĊĪenia uplastyczniającego σp od wielkoĞci odksztaácenia ϕh i wzglĊdnej gĊstoĞci ρw dla spieków z proszku Īelaza WPL-200. PrĊdkoĞü odksztaácenia ϕ· = 10 s–1[13]
56
σp(ρwo, ρw, ϕh, ϕ)
σ
ρw = 1
ρwn
ϕh
Rys. .7. Model ciaáa ĞciĞliwego sztywno-plastycznego [13]
Teoretyczny opis odksztaácenia metalicznych ciaá ĞciĞliwych jest moĪliwy, gdy znana jest okreĞlona doĞwiadczalnie zaleĪnoĞü naprĊĪenia uplastyczniającego od gĊstoĞci, prĊdkoĞci odksztaácenia i wielkoĞci odksztaácenia. W rozdziale tym przedstawiono w zarysie teoriĊ plastycznoĞci ciaá nieĞciĞliwych oraz metalicznych ciaá porowatych. Dokonano analizy warunków plastycznoĞci oraz czynników wpáywających na zachowanie siĊ metalicznych materiaáów porowatych podczas odksztaácania z uwzglĊdnieniem zmiany ich gĊstoĞci i naprĊĪenia páyniĊcia. Zawarte informacje uáatwią zrozumienie zagadnieĔ związanych z modelowaniem numerycznym odksztaácania metalicznych materiaáów porowatych oraz interpretacjĊ wyników symulacji procesów ksztaátowania.
.3.4. Literatura
[1] Betten J.: Beitrag zum isotropen kompressiblen plastischen Fließen. Arch. Eisenhüttenwessen, 46, 5, 1975, 317–323 [2] Torr C.: Theorie und Verhalten der zusammengepreßten Pulver. Berg.- und Hüttenmännische Monatshefte, Heft 4/5, Band 93, 62–67 [3] Kuhn H.A., Downey C.L.: Deformation Characteristics and Plasticity Theory of Sintered Powder Materials. International Journal of Powder Metallurgy, vol. 7, No. 1, 1971, 15–25 [4] Green R.J.: Plasticity Theory for Porous Solids. International Journal of Mechanical Sciences, vol. 14, No. 4, 1972, 215–224 [5] Oyane M. Shima S., Kono Y.: Theory of Plasticity for Porous Metals. Bulletin of the Journal Science Mechanical Enginnering, vol. 16, No. 99, 1973, 1254–1262 57
[6] Hirschvogel M.: Beitrag zur Plastizitätstheorie porösen, kompressibler Materialen mit Anwendung in der Pulvermetallurgie. Thesis, Universität Stuttgart 1975 [7] Höneß H.: Investigation of Plastic Deformation Characteristics of Sintered Iron at Room Temperatur. Powder Metallurgy International, vol. 9, No. 4, 1974, 170–173 [8] Höneß H.: Über das plastische Verhalten von Sintermetallen bei Raumtemperatur. Berichte aus dem Institut für Umformtechnik, Nr 40, Essen, Girardet 1976 [9] Takkura N., Yamaguchi K., Fukuda M.: Surface Roughness Development in Upsetting of Sintered Powder Metals. Advanced Technology of Plasticity, vol. 2, Kyoto 1990, 903–908 [10] Gopinathan V.: Plasticity Theory and Its Application in Metal Forming. Willey Estern Limited 1982 [11] Morawiecki M., Sadok L., Wosiek E.: Przeróbka plastyczna. Podstawy teoretyczne. Katowice, Wyd. „ĝląsk” 1986 [12] Nowacki W.: Teoria sprĊĪystoĞci. Warszawa, PWN 1970 [13] Szczepanik S.: Teoretyczne i technologiczne aspekty kucia spiekanych stali. ZN AGH Metalurgia i Odlewnictwo, z. 137, 1991
.4. Elementy mechaniki kompozytów
.4.. Kompozyt jako ukáad mechaniczny
Przez kompozyt okreĞla siĊ materiaá záoĪony z dwóch lub wiĊcej materiaáów, posiadających wáasnoĞci, których nie miaáy materiaáy wyjĞciowe. W skrajnym przypadku kompozyt stanowi kombinacjĊ dwóch róĪnych chemicznych substancji, w których moĪna wydzieliü granice rozdziaáu, oddzielające wyjĞciowe materiaáy. Na osnowĊ i fazĊ umacniającą mogą byü zastosowane w kompozytach róĪnorodne materiaáy. W praktyce projektuje siĊ kompozyty, które posiadają okreĞlone wáasnoĞci mechaniczne oraz minimalną gĊstoĞü, odpornoĞü na tworzenie siĊ stref przejĞciowych czy odpornoĞü na wilgoü. W kompozytach zwykle wyróĪnia siĊ fazĊ umacniającą i osnowĊ lub lepiszcze. Istotny wpáyw na wáasnoĞci kompozytu ma faza umacniająca i jej rozáoĪenie w materiale osnowy. W zaleĪnoĞci od postaci fazy umacniającej moĪna wyróĪniü (rys. 1.18): — kompozyty z dyspersyjnymi cząstkami, — kompozyty z wáóknami. Kompozyty z wáóknami moĪna dodatkowo podzieliü, w zaleĪnoĞci od dáugoĞci wáókien oraz ich orientacji, na: — kompozyty z ukierunkowanymi wáóknami ciągáymi, — kompozyty z wáóknami krótkimi, — kompozyty z wáóknami dáugimi, róĪnie ukierunkowanymi. W praktyce stosuje siĊ równieĪ warstwowe materiaáy, które záoĪone są z poáączonych ze sobą warstw. Stanowią one ukierunkowany kompozyt. 58
1
a)
2
b) c)
3
Rys. .8. Materiaáy kompozytowe: 1– umocniony dyspersyjnymi cząstkami, 2a – wzmocniony krótkimi wáóknami, 2b – wzmocniony ukierunkowanymi wáóknami dáugimi, 2c – wzmocniony wáóknami dáugimi róĪnie ukierunkowanymi, 3 – warstwowy [1]
W zaleĪnoĞci od rodzaju materiaáu umacniającego i materiaáu osnowy moĪna wyróĪniü nastĊpujące typy kompozytów wzmocnionych wáóknami: wáókna metaliczne – osnowa metaliczna, wáókna metaliczne – niemetaliczna osnowa, wáókna niemetaliczne – metaliczna osnowa, wáókna niemetaliczne – niemetaliczna osnowa
— — — —
oraz umocnionych cząstkami dyspersyjnymi: — — — —
cząstki metaliczne – osnowa metaliczna, cząstki metaliczne – niemetaliczna osnowa, cząstki niemetaliczne – metaliczna osnowa, cząstki niemetaliczne – niemetaliczna osnowa.
Przy przyjĊciu zaáoĪenia o liniowej addytywnoĞci, moĪna wáasnoĞci fizyczne kompozytów przedstawiü zaleĪnoĞcią y = C1X1 + C2X2 + C3X3 + ...
(1.114)
gdzie: X1, X2, ... – udziaáy objĊtoĞciowe skáadników kompozytu, C1, C2, ... – wáasnoĞci fizyczne tych skáadników. 59
Taką zaleĪnoĞü przyjmuje siĊ przy okreĞlaniu masy, moduáu sprĊĪystoĞci, wytrzymaáoĞci na rozciąganie i innych wáasnoĞci, które wykazują cechy liniowej addytywnoĞci. W wielu przypadkach mogą jednak wystĊpowaü záoĪone oddziaáywania pomiĊdzy wyjĞciowymi materiaáami. W mechanice kompozytów rozróĪnia siĊ zagadnienia związane z ich zachowaniem w zakresie odksztaáceĔ sprĊĪystych oraz podczas zniszczenia, gáównie w wyniku pĊkania. W ogólnym przypadku przyjmuje siĊ, Īe kompozyt jest materiaáem izotropowym i jednorodnym. Dla jednorodnego materiaáu zaleĪnoĞci miĊdzy naprĊĪeniami i odksztaáceniami w ukáadzie prostokątnym X, Y, Z moĪna przedstawiü w postaci
E13
E14
E15
E22
E23
E24
E25
E32
E33
E34
E35
E43
E44
E45
E53
E54
E55
E63
E64
E65
E52
E42
E16 ε x E26 ε y E36 ε z ⋅ E46 γ yz E56 γ zx E66 γ xy
E12
σ x E11 σ y E21 σ z E 31 = τ yz E41 τ zx E51 τ xy E61
E62
(1.115)
gdzie Eij oznacza moduá sprĊĪystoĞci.
JeĪeli odksztaácenia sprĊĪyste zachodzą w warunkach izotermicznych oraz wystĊpuje potencjaá sprĊĪysty, który oznaczy siĊ przez W, to w wyniku jego róĪniczkowania wyznaczane są skáadowe tensora naprĊĪenia:
∂W = σx ∂ εx
∂W = σy ∂εy
∂W = τ xy ∂ γxy
(1.116)
JeĪeli przyjmie siĊ, Īe:
∂ σx ∂ σy ∂ σx ∂ σz = , = ∂ ε y ∂ εx ∂ εz ∂ εx
(1.117)
a dla moduáów sprĊĪystoĞci
Eij = E ji 60
(1.118)
to równanie (1.115) moĪna przeksztaáciü do postaci
E12
E13
E14
E15
E22
E23
E24
E25
E32
E33
E34
E35
E42
E43
E44
E45
E52
E53
E54
E55
E62
E63
E64
E65
E16 ε x E26 ε y E36 ε z ⋅ E46 γ yz E56 γ zx E66 γ xz
(1.119)
σ x E11 σ y E21 σ z E31 = τ yz E41 τ E zx 51 τ xz E61
Na rysunku 1.19 przedstawiono schematycznie kompozyty wzmocnione wáóknami.
a)
páaszczyzna symetrii
b)
Rys. .9. Schematyczne przedstawienie kompozytu wzmocnionego wáóknami [1] (objaĞnienia w tekĞcie)
61
JeĪeli páaszczyzny symetrii sprĊĪystoĞci uáoĪone są pod kątami prostymi (rys. 1.19a), to mamy do czynienia z ortotropowym materiaáem, dla którego równanie (1.115) ma nastĊpującą postaü
E13
0
0
E22
E23
0
0
E23
E33
0
0
0
0
E44
0
0
0
0
E55
0
0
0 εx 0 εy 0 εz ⋅ 0 γ yz 0 γ zx E66 γ xy
(1.120)
E12
0
0
σ x E11 σ y E12 σ z E 13 = τ yz 0 τ zx 0 τ xy 0
MoĪliwy jest równieĪ przypadek pokazany na rysunku 1.19b, dla którego w jednej páaszczyĨnie symetrii wystĊpują jednakowe wáasnoĞci we wszystkich kierunkach. Dla tego przypadku zaleĪnoĞü miĊdzy naprĊĪeniami i odksztaáceniami moĪna zapisaü
0 σ x E11 E12 E13 0 E 0 0 E E σ y 12 11 13 σ z E13 E13 E33 0 0 = 0 0 E44 0 τ yz 0 τ 0 0 0 0 E44 zx 0 0 0 0 τ xy 0
εx 0 εy ε 0 z ⋅ 0 γ yz 0 γ zx (E11 − E12 ) γ 2 xy 0
(1.121)
Przy nieskoĔczenie duĪej liczbie takich páaszczyzn materiaá jest izotropowy. W tym przypadku zaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie moĪna przedstawiü dwoma moduáami sprĊĪystoĞci. Rozwiązanie sprĊĪystego zachowania siĊ kompozytu sprowadza siĊ do okreĞlenia moduáów sprĊĪystoĞci, wchodzących do przedstawionego wyĪej równania. Przy tym uwzglĊdnia siĊ moduá sprĊĪystoĞci i zawartoĞü wzmacniających skáadników oraz ich uáoĪenie w osnowie. ĝcisáe okreĞlenie moduáu sprĊĪystoĞci kompozytu jest záoĪonym zadaniem. Przede wszystkim przyjmuje siĊ rozwiązanie z wyko62
rzystaniem reguáy mieszanin, która ma szerokie zastosowanie praktyczne. Do kompozytów wzmocnionych ciągáymi wáóknami stosowana jest równieĪ teoria komórek i teoria ortotropowego sprĊĪystego materiaáu. Dla materiaáów wzmocnionych wáóknami krótkimi opracowane są róĪne mechaniczne modele, które wykorzystuje siĊ równieĪ do kompozytów umocnionych dyspersyjnymi cząstkami.
.4.2. Reguáa mieszanin Przy zastosowaniu reguáy mieszanin analizuje siĊ proces odksztaácania kompozytu, zakáadając, Īe jest spójnoĞü pomiĊdzy fazą wzmacniającą i osnową. Moduá sprĊĪystoĞci i wytrzymaáoĞü materiaáu kompozytowego, projektowanego z równolegáymi lub nastĊpującymi po sobie kolejno ciągáymi wáóknami, okreĞla siĊ wykorzystując zaleĪnoĞü
Y = VA X An + VB X Bn
wielkoĞü odpowiadająca budowie materiaáu, odpowiada budowie materiaáu z równolegáymi wáóknami, odpowiada budowie materiaáu z posobnie uáoĪonymi wáóknami, fizyczna wielkoĞü, fizyczne wielkoĞci skáadników kompozytu, wzglĊdny udziaá objĊtoĞciowy skáadników kompozytu.
– – – – – –
przy czym: n n=1 n = –1 Y X A, X B V A, V B
(1.122)
Kompozyt wzmocniony wáóknami moĪna przedstawiü w postaci modelu warstwowego, w którym wystĊpuje faza umacniająca A i materiaá osnowy B (rys. 1.20).
A
B
Rys. .20. PrzybliĪony model kompozytu wzmocnionego wáóknami: A – faza wzmacniająca, B – osnowa [1]
63
Zakáada siĊ, Īe obciąĪenie wystĊpuje równolegle do uáoĪenia wáókien i jest równomiernie rozáoĪone oraz odpowiada mu równomierny rozkáad odksztaácenia. W tym przypadku odksztaácenie warstw jest jednakowe, a moduá sprĊĪystoĞci i naprĊĪenia moĪna opisaü zaleĪnoĞciami:
Ec = α Ef Vf + Em Vm
(1.123)
σ c = β σfu Vf + (σ m )efu Vm
gdzie: Ef i Em Ec i σc σfu Vf , Vm (σm)efu
moduá sprĊĪystoĞci wáókna i osnowy, moduá sprĊĪystoĞci i wytrzymaáoĞü na rozciąganie kompozytu, wytrzymaáoĞü na rozciąganie wáókna, wzglĊdny udziaá objĊtoĞciowy wáókien i osnowy, naprĊĪenie w osnowie odpowiadające odksztaáceniu, przy którym nastąpiáo zniszczenie wáókien, α, β – wspóáczynniki zaleĪne od uáoĪenia wáókien, które przyjmują wartoĞü 1,0 dla jednokierunkowego ich uáoĪenia oraz 0,5 dla uáoĪenia ortogonalnego.
– – – – –
Na rysunku 1.21 przedstawiono zaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie dla wáókna, materiaáu osnowy i wytworzonego z nich kompozytu.
1200
naprĊĪenie σ, MPa
1000
1
800
σ = {(Ef − E m )Vf + Em} ε
600
Vf = 0,4
400 σ= 200 0
d σ
dσ
∫ Ef − d εmm ef Vf + d εmm εf d ε
2 0
0,01
0,02
0,03
0,04
ε
I etap II etap III etap
Rys. .2. ZaleĪnoĞü naprĊĪenie σ – odksztaácenie ε dla: 1 – wáókna szklanego, 2 – Īywicy poliestrowej oraz kompozytu [1]
64
W początkowym etapie obciąĪenia zarówno osnowa, jak i wáókno odksztaácają siĊ sprĊĪyĞcie. W drugim etapie, materiaá wzmacniający jest w stanie sprĊĪystym, a osnowa doznaje odksztaácenia plastycznego, co powoduje zmianĊ charakterystyki kompozytu podczas obciąĪenia z liniowej na nieliniową i w efekcie jego zniszczenie.
.4.3. Teoria komórek W materiaáach kompozytowych moduá sprĊĪystoĞci wáókna ma zwykle znacznie wyĪszą wartoĞü niĪ moduá sprĊĪystoĞci materiaáu osnowy. Na przykáad, gdy osnowa poliestrowa wzmocniona jest ciągáymi wáóknami szklanymi, to stosunek moduáu sprĊĪystoĞci wáókna do moduáu sprĊĪystoĞci osnowy wynosi 20. Na tej podstawie zakáada siĊ, Īe dla kompozytów wzmocnionych wáóknami ciągáymi moĪna pominąü naprĊĪenia wystĊpujące w osnowie, a caáe obciąĪenie przenoszone jest przez wáókna [1, 2].
Przyjmuje siĊ równieĪ, Īe:
— wáókno jest ciągáe i prostoliniowe, — obciąĪenie wystĊpuje tylko na koĔcu wáókna, — sztywnoĞü przy zginaniu jest pomijana.
y
Rozpatruje siĊ przypadek przedstawiony na rysunku 1.22, gdzie wáókno nachylone jest pod kątem Θ do osi x i ma miejsce páaski stan odksztaácenia.
εy
εΘ wáókna
εx Θ x
Rys. .22. UáoĪenie wáókien w ukáadzie wspóárzĊdnych [1]
Odksztaácenie εΘ wystĊpujące w kierunku uáoĪenia wáókien, moĪna przedstawiü nastĊpującą zaleĪnoĞcią
ε Θ = ε x cos 2 Θ + ε y sin 2 Θ + γ xy sin Θ cos Θ
(1.124) 65
W ogólnym przypadku wáókno moĪe byü uáoĪone pod innym kątem. Dlatego wprowadza siĊ funkcjĊ rozkáadu f (Θ), zaleĪną od kąta nachylenia wáókien Θ, którą przedstawia siĊ w postaci π
∫ f ( Θ ) dΘ = 1
(1.125)
0
π
∫ (ε x cos
2
)
Θ + ε y sin 2 Θ + γ xy sin Θ cos Θ cos 2 Θ f (Θ)dΘ
σx = Ef Vf
Zakáada siĊ, Īe naprĊĪenia we wáóknie są proporcjonalne do odksztaácenia, oraz skáadowe funkcji orientacji w kierunkach x, y moĪna przedstawiü jako f (Θ)cosΘ i f (Θ)sinΘ. NaprĊĪenia wystĊpujące w páaszczyĨnie nachylonej pod kątem prostym do osi x mogą byü zapisane w postaci:
0
π
∫ (ε x cos
0
π
2
∫ (ε x cos
2
)
Θ + ε y sin 2 Θ + γ xy sin Θ cos Θ sin 2 Θ f (Θ)dΘ
(1.126)
)
Θ + ε y sin 2 Θ + γ xy sin Θ cos Θ sin Θ cos Θ f (Θ)dΘ
τ xy = Ef Vf
σy = Ef Vf
0
gdzie: Ef – moduá sprĊĪystoĞci wáókna, Vf – wzglĊdny udziaá objĊtoĞciowy wáókna w kompozycie. Ta zaleĪnoĞü moĪe byü przedstawiona równieĪ w postaci
σx E11 σ y = E12 τ xy E16 66
E12 E22 E26
E16 ε x E26 + ε y E66 γ xy
(1.127)
gdzie: π
∫ cos
E11 = Ef Vf
4
Θ f ( Θ ) dΘ
3
Θ sinΘ f (Θ) dΘ
4
Θ f ( Θ ) dΘ
3
Θ cosΘ f (Θ) dΘ
2
Θ sin 2 Θ f (Θ) dΘ
0
π
∫ cos
E16 = Ef Vf
0
π
∫ sin
E22 = Ef Vf
(1.128)
0
π
∫ sin
E26 = Ef Vf
∫ cos
E12 = Ef Vf
0 π 0
Gdy wáókna są uáoĪone nierównomiernie we wszystkich kierunkach, to funkcja f (Θ) ma wartoĞü
f (Θ) = 1 π , 0 ≤ Θ ≤ π
(1.129)
oraz wystĊpują nastĊpujące zaleĪnoĞci:
3 Ef Vf 8
E11 = E22 = E12 =
1 Ef Vf 8
(1.130)
E16 = E 26 = 0
Moduá sprĊĪystoĞci wzdáuĪnej Ec, moduá odksztaácenia postaciowego Gc i wspóáczynnik Poissona νc dla rozpatrywanego materiaáu kompozytowego moĪna zapisaü w postaci:
Ec = E11 −
2 E12 1 = Ef Vf , E22 3
Gc = E12 =
1 Ef Vf , 8
νc =
Ec 1 −1 = . 2Gc 3 67
.4.4. Kompozyty wzmocnione dyskretnymi wáóknami Do wzmocnienia osnowy stosuje siĊ wáókna krótkie, które rozáoĪone są w sposób nieuporządkowany w kompozycie. Celem przeprowadzenia analizy, wydziela siĊ z kompozytu maáy element, który zawiera wáókno o dáugoĞci l (rys. 1.23 a i b). a)
b)
d
x
l
Rys. .23. Kompozyt wzmocniony krótkimi wáóknami (a) i schematyczne przedstawienie krótkiego wáókna w osnowie (b) [2]
Zakáada siĊ, Īe osnowa, w której znajduje siĊ wáókno, jest oĞrodkiem ciągáym i wystĊpuje spójnoĞü wáókna z materiaáem osnowy [2]. Rozpatrywany ukáad na rysunku 1.23b doznaje odksztaácenia w kierunku uáoĪenia wáókna. Dla siáy P dziaáającej we wáóknie, przyáoĪonej w odlegáoĞci x od koĔca wáókna, moĪna zapisaü dP = H (u − υ) dx
gdzie
(1.131)
u – przemieszczenie punktu wáókna; υ – przemieszczenie w materiale osnowy w rozpatrywanym punkcie, nie mającym kontaktu z wáóknem; H – wspóáczynnik, zaleĪny od geometrycznego rozkáadu osnowy i wáókna oraz odpowiednich moduáów sprĊĪystoĞci. Siáa P dziaáająca na wáókno o przekroju Af moĪe byü przedstawiona zaleĪnoĞcią w postaci
P = Ef Af
du dx
(1.132)
Po podstawieniu do (1.132) wielkoĞci u z (1.131), otrzymuje siĊ P , = − ε H 0 Ef Af dx 2
d2P
68
gdzie ε 0 =
dυ dx
(1.133)
Dla x = 0 i x = l obciąĪenie wáókna P przyjmuje wartoĞü zero, wobec tego po rozwiązaniu równania (1.133) otrzymuje siĊ
cosh β l − x 2 σf = Ef ε 0 1 − l cosh β 2
(1.134)
gdzie parametr β okreĞlony jest z zaleĪnoĞci
H . Ef Af
β=
σf =
∫
(1.135)
0
tgh β l σf dx 2 = Ef ε 0 1 − l l β 2 2
l 2
ĝrednie naprĊĪenie rozciągające σf , wystĊpujące we wáóknie, moĪna wyraziü równaniem
JeĪeli rozpatruje siĊ materiaá kompozytowy z równolegle uáoĪonymi wáóknami i zastosuje reguáĊ mieszanin, to Ğredni moduá sprĊĪystoĞci Younga moĪna wyraziü zaleĪnoĞcią Ec = Ef′ Vf + Em Vm
(1.136)
gdzie E 'f jest równowaĪnym moduáem sprĊĪystoĞci wáókna, uwzglĊdniającym nieciągáoĞü wáókien. JeĪeli przyjmie siĊ, Īe Ef′ = σf′ / ε 0, to
tgh β l 2 Ef′ = Ef 1 − l β 2
(1.137)
Ostatecznie caákowity moduá sprĊĪystoĞci moĪna wyznaczyü z zaleĪnoĞci
tgh β l 2 + Em 1 − Vf = − Ec Ef Vf 1 l β 2
(
)
(1.138)
69
w której parametr β zaleĪny jest od wspóáczynnika H. PrzybliĪoną wartoĞü parametru β w zapisie z równania (1.138) okreĞla zaleĪnoĞü
β=
Gm Ef
2π R Af ln r 0
(1.139)
otrzymana dla duĪej liczby równolegle uáoĪonych wáókien o dáugoĞci l i przekroju koáowym o promieniu r0 oraz odlegáoĞcią pomiĊdzy ich Ğrodkami 2R. Gm oznacza moduá odksztaácenia postaciowego materiaáu osnowy. Moduá sprĊĪystoĞci materiaáu kompozytowego moĪna okreĞliü z zaleĪnoĞci Nielsena [3]
Ec = F Ef Vf + Em Vm
(1.140)
1,0
Ef /Em = 1
0,8
w której pierwsza skáadowa liniowego prawa addytywnoĞci pomnoĪona jest przez wspóáczynnik efektywnoĞci wzmocnienia wáóknami F. Wspóáczynnik ten zaleĪy od udziaáu objĊtoĞciowego wáókien i stosunku moduáu sprĊĪystoĞci wáókna do moduáu sprĊĪystoĞci materiaáu osnowy. ZaleĪnoĞü tego wspóáczynnika od udziaáu objĊtoĞciowego wáókien krótkich pokazano na rysunku 1.24.
5 10 20
0,4
50
F
0,6
0,2
0 0
0,2
1000 0,4
0,6
0,8
Vf
Rys. .24. ZaleĪnoĞü wspóáczynnika efektywnoĞci wzmocnienia wáóknami od udziaáu objĊtoĞciowego wáókien szklanych krótkich [1]
.4.5. WytrzymaáoĞü kompozytów wzmocnionych dyskretnymi wáóknami W kompozytach wzmacnianych dyskretnymi wáóknami obciąĪenie wystĊpuje zasadniczo na powierzchni rozdziaáu wáókno – osnowa. Istotnymi czynnikami są charakterystyki powierzchni rozdziaáu osnowy i wáókna, stosunek Ğrednicy do dáugoĞci wáók70
na oraz stosunek moduáu sprĊĪystoĞci wáókna do moduáu sprĊĪystoĞci osnowy. W rzeczywistych materiaáach uáoĪenie wáókien jest nierównomierne, jednak do rozwaĪaĔ teoretycznych przyjmuje siĊ, Īe uáoĪenie to ma charakter równomierny. Na rysunku 1.25 pokazano próbkĊ walcową, w której wáókna krótkie o dáugoĞci l uáoĪone są równolegle do osi.
l
Rys. .25. Schematyczne przedstawienie kompozytu wzmocnionego wáóknami dyskretnymi uáoĪonymi w jednym kierunku [1]
Zakáada siĊ przy tym, Īe wszystkie wáókna w dowolnym przekroju znajdują siĊ w identycznych pod wzglĊdem obciąĪenia warunkach. Gdy oznaczymy przez σf Ğrednią wartoĞü naprĊĪenia wystĊpującą w jednym wáóknie w kierunku wzdáuĪnym, to Ğrednie naprĊĪenie w rozpatrywanym przekroju kompozytu moĪna przedstawiü zaleĪnoĞcią
(
)
σ c = σf Vf + ( σm )εfu 1 − Vf , σf =
1l ∫ σf dx l 0
(1.141)
Dla okreĞlenia wartoĞci naprĊĪenia σf wprowadza siĊ pojĊcie maksymalnej wartoĞci naprĊĪenia σf max, którą wykorzystuje siĊ do okreĞlenia naprĊĪenia Ğredniego σc. NaprĊĪenie σf max przedstawia wartoĞü, przy której nastĊpuje zniszczenie wáókna, a (σm)εfu – naprĊĪenie wystĊpujące w osnowie przy jego zniszczeniu. Model Coxa [1, 2]. Model ten zakáada, Īe wáókno o dáugoĞci l znajduje siĊ w osnowie sprĊĪystej, która jest z nim idealnie poáączona (rys. 1.26). Pod wpáywem naprĊĪeĔ we wáóknie, dziaáających w kierunku osiowym, odksztaácenia są jednakowe na powierzchni rozdziaáu osnowy i wáókna, a powierzchnia czoáowa nie przenosi obciąĪeĔ. 71
σc σf
2r 0
τm x
r
σc l
2R
2R
Rys. .26. Model Coxa [2]
Dla tych warunków naprĊĪenie we wáóknie wynosi
Ef − Em Em
σf =
cosh β l − x 2 σc 1 − l cosh β 2
a maksymalne naprĊĪenie dla x =
(
(1.142)
l okreĞlone jest równaniem 2
)
βl σf max = Ef − Em 1 − sech ε, 2
ε=
σc Em
(1.143)
Parametr β jest wyraĪony przez moduá sztywnoĞci na Ğcinanie Gm materiaáu osnowy i moduá sprĊĪystoĞci Ef, przekrój Af i promieĔ r0 wáókna oraz poáowĊ odlegáoĞci miĊdzy wáóknami R nastĊpującą zaleĪnoĞcią
β=
72
Gm Ef
2π . R Af ln r0
JeĪeli przyjmie siĊ, Īe σf max = εEf max dla l = lc, to moĪna wyznaczyü z tego wyraĪenia dáugoĞü krytyczną wáókna
lc =
Ef 2 arc cos h Ef − Em β
(1.144)
JeĪeli dáugoĞü wáókna l jest wiĊksza od lc oznacza to, Īe osiąga ono wartoĞü graniczną dla naprĊĪenia i moĪe pojawiü siĊ efekt umocnienia. WielkoĞü lc nazywa siĊ krytyczną wartoĞcią dáugoĞci wáókna. NaprĊĪenie Ğcinające, wystĊpujące na granicy miĊdzy wáóknami i osnową, moĪna okreĞliü z zaleĪnoĞci
(1.145)
τm =
)
l − Em rf β sinh β − x 2 l 2 cosh β 2
(Ef
.4.6. Kompozyty umocnione cząstkami
Na rysunku 1.27 pokazano elementarny szeĞcian o krawĊdzi jednostkowej, w którym znajduje siĊ cząstka stanowiąca umocnienie. Na jego dwóch przeciwlegáych powierzchniach przyáoĪone są siáy rozciągające P. 1
P
1
P
x
dx
1
Rys. .27. Schematyczne przedstawienie kompozytu umocnionego cząstkami [1]
73
W odlegáoĞci x od powierzchni szeĞcianu powierzchnia przekroju fazy dyspersyjnej wynosi Af, a osnowy Am. W tym przekroju odksztaácenie ε jest równomierne. Siáa dziaáająca na szeĞcian wynosi
(
P = σf Af + σm Am = ε Ef Af + Em Am
)
(1.146)
WydáuĪenie krawĊdzi jednostkowego szeĞcianu δ wynosi 1
1
0
0
δ = ∫ε dx = P ∫
dx
(
(1.147)
)
Em + Ef − Em A f
1 1 dx =∫ E 0 E + E −E A m f m f
– a Ğredni moduá sprĊĪystoĞci E moĪna okreĞliü dla kompozytu o szeĞciennym ksztaácie cząstek z zaleĪnoĞci
(1.148)
)
(
JeĪeli zadana jest zmiana powierzchni Af w kierunku x, to moĪna okreĞliü Ğredni – moduá sprĊĪystoĞci E . Przykáadowo, dla cząstek fazy dyspersyjnej w ksztaácie szeĞcianu moduá sprĊĪystoĞci wyraĪony jest zaleĪnoĞcią
)( ) E= Ef + (Em − Ef )(1 − Vf ) 1 − (1 − Vf )
(
Ef + Em − Ef 1 − Vf 2 3
2 3
1 3
⋅ Ef
(1.149)
W przypadku kompozytu wzmocnionego wáóknami, których przekrój Af jest staáy, Ğredni moduá sprĊĪystoĞci okreĞla zaleĪnoĞü
(
)
E = E m + Ef − E m Vf
(1.150)
Natomiast dla kompozytu powáokowego Ğredni moduá sprĊĪystoĞci moĪe byü wyznaczony z zaleĪnoĞci
E=
74
Ef Em
(
E m Vf + E f 1 − Vf
)
(1.51)
Przedstawione modele pozwalają w sposób teoretyczny analizowaü wáasnoĞci kompozytów umocnionych cząstkami lub wzmocnionych wáóknami w oparciu o dane w postaci wáasnoĞci poszczególnych skáadników kompozytów oraz ich udziaáu objĊtoĞciowego.
.4.7. Literatura
[1] Fudzi T. Djako M.: Mechanika rozruszenija kompozicjonnych materialow. Moskva, Mir 1982 (tá. z j. japoĔskiego) [2] Cox H.L.: The elasticity and strength of paper and other fibrous materials. British J. Appl. Phys., vol. 3, 1952, 72 [3] Nielsen L.E., Chen P.E.: J. Materials, 1968, 352
75
ROZDZIAà 2
Procesy ksztaátowania na gorąco spiekanych materiaáów
Nadawanie ksztaátu materiaáom spiekanym w procesach przeróbki plastycznej odbywa siĊ przede wszystkim przez kucie w matrycach zamkniĊtych lub wyciskanie. Wyciskanie stosowane jest równieĪ do ksztaátowania póáwyrobów otrzymanych w procesach izostatycznego prasowania lub w procesach natryskowego formowania stopów aluminium oraz niklowo-chromowych. Dla uzyskania wyrobów z wolframu i molibdenu stosuje siĊ równieĪ proces ciągnienia. Kuciem spiekanych materiaáów nazywa siĊ zagĊszczanie na gorąco, z udziaáem lub bez znacznego udziaáu plastycznego odksztaácenia, porowatych wyprasek z tworzyw metalicznych, kompozytów metalicznych umocnionych cząstkami lub wáóknami ceramicznymi. Rozwój tej technologii związany jest z poszukiwaniem materiaáo- i energooszczĊdnych metod wytwarzania elementów konstrukcyjnych o odpowiednich wáasnoĞciach mechanicznych przy obciąĪeniach dynamicznych. Proces ten áączy w sobie cechy procesów metalurgii proszków i kucia matrycowego dokáadnego. Ograniczona podatnoĞü proszków do zagĊszczania powoduje, Īe uzyskanie maáej porowatoĞci wyrobów przez prasowanie na zimno jest z punktu widzenia technicznego i ekonomicznego nieosiągalne. Okoáo 930 roku przeprowadzono pierwsze prace nad zagĊszczaniem na gorąco metalicznych materiaáów porowatych i uzyskano duĪe zagĊszczenie tworzywa []. PorowatoĞü koĔcowa obok skáadu chemicznego i struktury determinuje wáasnoĞci mechaniczne wyrobów spiekanych.
2.. Kucie w matrycach zamkniĊtych Kucie matrycowe moĪna prowadziü na gorąco i na zimno. JeĪeli realizacja odksztaácania odbywa siĊ powyĪej temperatury rekrystalizacji, to taki proces okreĞla siĊ ksztaátowaniem na gorąco, a jeĪeli poniĪej tej temperatury, to ksztaátowaniem na zimno. Procesy ksztaátowania stali powyĪej temperatury kruchoĞci na niebiesko, a poniĪej temperatury rekrystalizacji, okreĞla siĊ ksztaátowaniem na póágorąco. W praktyce przemysáowej stosuje siĊ najczĊĞciej kucie na gorąco. Kucie matrycowe moĪna prowadziü w matrycach jedno- i wielowykrojowych. Przy kuciu jednowykrojowym odkuwki wykonuje siĊ bezpoĞrednio w jednym wykroju z przedkuwki lub z prĊta. Metoda ta znalazáa zastosowanie w produkcji masowej 76
w liniach zautomatyzowanych. W procesie kucia wielowykrojowego materiaá wyjĞciowy zmienia swój ksztaát na gotową odkuwkĊ, przechodząc przez kolejne wykroje matrycy wielowykrojowej. ZaleĪnie od konstrukcji wykrojów matryce dzieli siĊ na zamkniĊte i otwarte (rys. 2.). Matryce zamkniĊte (rys. 2.a) mają konstrukcjĊ zamkniĊtych wykrojów. W matrycach tego typu metal nie moĪe swobodnie wypáywaü na zewnątrz wykroju. W matrycach otwartych (rys. 2.b) Ğciany boczne wykroju są dzielone, a nadmiar materiaáu wypáywa w czasie kucia na zewnątrz wykroju i tworzy tak zwaną wypáywkĊ.
a)
b)
Rys. 2.. Matryce zamkniĊte (a) i otwarte (b) [2]
Do ksztaátowania odkuwek z póáwyrobów walcowanych stosuje siĊ matryce zamkniĊte z jednym lub z dwoma zamkami oraz z zamkiem i kontrzamkiem (rys. 2.2). b)
≈2 h h
15–20
~35
a)
Rys. 2.2. Matryce zamkniĊte: a) z dwoma zamkami, b) z zamkiem i kontrzamkiem [2]
77
W matrycach z jednym zamkiem wykonuje siĊ odkuwki typu kóá zĊbatych, pierĞcieni oraz sworzni z koánierzem. Drugi typ matryc ma dwa zamki poáoĪone jeden nad drugim (rys. 2.2a). Matryce te stosuje siĊ do wykonania odkuwek typu sworzni z koánierzem, których ze wzglĊdu na znaczną dáugoĞü nie moĪna inaczej wykonaü. Dolny zamek zabezpiecza matryce przed przesuniĊciem, a górny wstrzymuje wypáywanie metalu na zewnątrz wykroju. Trzeci typ matryc (rys. 2.2b) ma dwa zamki: wewnĊtrzny poáoĪony normalnie i zewnĊtrzny odwrócony. Zamek zewnĊtrzny sáuĪy do prowadzenia matryc i zabezpiecza zamek wewnĊtrzny przed uszkodzeniem. Jedną z gáównych technologii wytwarzania odkuwek matrycowych jest kucie na prasach korbowych. Do zalet kucia na tych prasach naleĪy: spokojna, pozbawiona wstrząsów praca maszyny; dokáadne prowadzenie suwaka; sztywnoĞü korpusu i czĊĞci prowadzących; wyposaĪenie prasy w wyrzutnik dolny i górny.
— — — —
Te cechy kuĨniczych pras korbowych umoĪliwiają wykonanie odkuwek o duĪej dokáadnoĞci wymiarów z maáymi skosami i maáymi naddatkami na obróbkĊ skrawaniem oraz jednakowymi wáasnoĞciami i wymiarami odkuwek w jednej partii. Materiaá przed prasowaniem musi byü pozbawiony zgorzeliny, poniewaĪ podczas odksztaácania zostaje ona wgnieciona w materiaá. Podstawowymi prasami kuĨniczymi do kucia matrycowego są prasy typu Maxi o korbowym ukáadzie napĊdu suwaka. Są one produkowane o nacisku od 3,5 do 00 MN. Na rysunku 2.3 przedstawiono schemat kinematyczny prasy Maxi. Na wale poĞrednim napĊdzanym przez silnik umieszczone jest koáo zamachowe 2. Przekáadnia zĊbata 3 przenosi ruch z waáu poĞredniego na waá gáówny 4 za pomocą sprzĊgáa pneumatycznego 5. Suwak prasy 8 jest poáączony z waáem gáównym za pomocą korbowodu 7. Na stole 9 jest umieszczona podkáadka klinowa 0, która sáuĪy do ustawienia narzĊdzi. Prasy Maxi mają w stole i w suwaku wyrzutniki. Górne wyrzutniki instalowane są dla wszystkich pras jako mechaniczne, natomiast dolne mogą byü mechaniczne (na prasach o nacisku do 6 MN) i hydrauliczne (na prasach o nacisku ponad 20 MN). Prasy Maxi do wyciskania na gorąco mają przewaĪnie wyrzutniki uruchamiane pneumatycznie. Prasy typu Maxi mają specjalną konstrukcjĊ stoáu umoĪliwiającą regulacjĊ wysokoĞci dolnej matrycy. Są one bardzo czuáe na przeciąĪenie. Kucie bezwypáywkowe na tych urządzeniach wymaga stosowania dokáadnej masy wsadu. Nieznaczne wahania masy wsadu mogą byü kompensowane konstrukcją oprzyrządowania. WiĊksze nadmiary wsadu powodują zakleszczenie pras. Matryce zamkniĊte dla pras korbowych wykonuje siĊ przewaĪnie z kompensatorami (rys. 2.4). Typ I – kompensatory czoáowe, przy których nadmiar metalu otrzymuje siĊ w postaci wystĊpów stoĪkowych (rys. 2.4a) lub pierĞcieniowych (rys. 2.4b). Typ II – kompensatory wewnĊtrzne umieszczone w denku odkuwki (rys. 2.4c), które są najczĊĞciej stosowane. Typ III – kompensatory pierĞcieniowe, poáoĪone miĊdzy matrycą a stemplem (rys. 2.4d, e). Typ IV to kompensatory zewnĊtrzne umieszczone miĊdzy pierĞcieniem centrującym a matrycą (rys. 2.4f). 78
1 2
3
4
6
5 7
8
10
9
Rys. 2.3. Schemat kinematyczny prasy kuĨniczej Maxi: – silnik, 2 – koáo zamachowe, 3 – przekáadnia zĊbata, 4 – waá gáówny, 5 – sprzĊgáo, 6 – hamulec, 7 – korbowód, 8 – suwak, 9 – stóá, 0 – podkáadka klinowa [2]
b)
a)
4
d)
4
1
4
2
1 2
e)
c)
4
f) 3
4 1
4
Rys. 2.4. Podstawowe typy kompensatorów i przykáady ich zastosowania w matrycy: – wyrzutnik dolny, 2 – wyrzutnik górny, 3 – pierĞcieĔ ustalający, 4 – kompensator [2] (objaĞnienia w tekĞcie)
79
2... Wytwarzanie odkuwek z proszków metali
przygotowanie i dozowanie materiaáu proszkowego, ksztaátowanie przedkuwki, spiekanie, kucie matrycowe dokáadne.
— — — —
Odksztaácanie na gorąco porowatych, metalicznych materiaáów spiekanych stosowane jest celem nadania wymaganego ksztaátu wyrobom i dostatecznie duĪego ich zagĊszczenia. àączy ono dwa niezaleĪnie rozwiniĊte procesy technologiczne stosowane do produkcji masowej elementów z duĪą dokáadnoĞcią, a mianowicie wytwarzanie spieków konwencjonalnymi metodami metalurgii proszków przez prasowanie i spiekanie oraz kucie dokáadne. Struktura i wáasnoĞci wyrobów otrzymywanych metodą kucia materiaáów z proszków zaleĪą od wielu czynników technologicznych. Na dobór parametrów kucia na gorąco mają wpáyw przede wszystkim wymagania stawiane dla wyrobu gotowego, jego zastosowanie oraz wáasnoĞci proszku [2, 3, 4, 5, 6]. Gáównymi parametrami, charakteryzującymi proces kucia są: temperatura, czas trwania odksztaácenia i naciski jednostkowe. Charakterystycznymi zabiegami tej technologii są:
Na rysunku 2.5 przedstawiono przebieg operacji w zaleĪnoĞci temperatury od czasu dla podstawowych wariantów kucia spieków [3]. RozróĪnia siĊ cztery podstawowe warianty technologii kucia na gorąco spieków. Wariant pierwszy obejmuje krótkotrwaáe wygrzewanie porowatych wyprasek w atmosferze ochronnej, podanie z pieca do matrycy i zagĊszczanie (rys. 2.5a). Taki wariant stosuje siĊ przy otrzymywaniu elementów konstrukcyjnych i elektrotechnicznych z proszków materiaáów jednoskáadnikowych lub proszków stopowych. Wariant drugi obejmuje zabiegi: spiekanie porowatych przedkuwek w atmosferze ochronnej lub w próĪni z nastĊpnym ocháodzeniem, krótkotrwaáe wygrzewanie spieczonych przedkuwek, podanie do matrycy i zagĊszczenie (rys. 2.5b). Podczas spiekania zachodzi dyfuzja pierwiastków stopowych takich, jak chrom, krzem, tytan, niob, aluminium, które posiadają wiĊksze powinowactwo do tlenu niĪ Īelazo, nikiel, miedĨ. Ten wariant procesu kucia spieków stosuje siĊ do otrzymywania wyrobów ze stopowych stali konstrukcyjnych, Īarowytrzymaáych, odpornych na korozje i stali wysokostopowych. Porowate przedkuwki spieka siĊ w celu ujednorodnienia oraz dla podwyĪszenia wáasnoĞci mechanicznych, fizycznych i technologicznych materiaáu. Wariant trzeci skáada siĊ z zabiegów takich, jak krótkotrwaáe wygrzewanie porowatych przedkuwek w atmosferze ochronnej, zagĊszczenie na gorąco i spiekanie (rys. 2.5c). Ten wariant technologiczny stosuje siĊ przy otrzymywaniu wyrobów ze stopów proszków z ukáadów Fe – P, Fe – Si, Fe – Ni. Spiekanie po zagĊszczeniu pozwala na otrzymanie materiaáów o strukturze z jednorodnym duĪym ziarnem oraz powoduje podwyĪszenie charakterystyki magnetycznej np. miĊkkich materiaáów magnetycznych. 80
Proces ten wpáywa równieĪ na podwyĪszenie gĊstoĞci wyrobów poprzez likwidacjĊ mikropĊkniĊü, zmniejszenie iloĞci mikroporów, koagulacjĊ wĊglików, tlenków i azotków. Tym sposobem otrzymuje siĊ wyroby ze stali Īarowytrzymaáych, Īaroodpornych oraz ze stali specjalnego zastosowania. a)
b) temperatura
temperatura
krótkotrwaáe wygrzewanie odksztaácanie cháodzenie
spiekanie
odksztaácanie cháodzenie
czas
czas
d) spiekanie
czas
spiekanie cháodzenie
temperatura
krótkotrwaáe wygrzewanie odksztaácanie cháodzenie
c) temperatura
krótkotrwaáe wygrzewanie
odksztaácanie cháodzenie
czas
Rys. 2.5. Warianty technologiczne kucia spiekanych materiaáów [3]
Wariant czwarty to spiekanie porowatych przedkuwek, podanie do matrycy i zagĊszczenie. W ten sposób otrzymuje siĊ wyroby z mieszanki proszków, gdy jej skáadniki wzajemnie dyfundują (rys. 2.5d). Podczas nagrzewania do wysokich temperatur redukują siĊ równieĪ tlenki Īelaza. Tą technologią otrzymuje siĊ wyroby ze stali wysokowĊglowych i manganowych. Zabiegi procesu kucia na gorąco przedstawiono schematycznie na rysunku 2.6. Przygotowanie wsadu polega gáównie na mieszaniu proszku podstawowego z dodatkami stopowymi i Ğrodkiem poĞlizgowym dla uzyskania jednorodnej mieszaniny. Stale spiekane otrzymuje siĊ przez wprowadzenie dodatków stopowych takich, jak: wĊgiel w postaci grafitu, nikiel, molibden, mangan, chrom, wolfram, krzem, miedĨ, fosfor. Ksztaátowanie przedkuwki odbywa siĊ przez prasowanie na zimno mieszanki dozowanej z dokáadnoĞcią masy ±0,25÷0,75%. ZagĊszczanie realizowane jest w matrycach zamkniĊtych na prasach hydraulicznych lub mechanicznych dla uzyskania gĊstoĞci do okoáo 0,8 gĊstoĞci materiaáu litego. Dla związania cząstek metalu, dyfuzji grafitu i pierwiastków stopowych do skáadnika podstawowego, prowadzi siĊ spiekanie w temperaturze 0,7÷0,8 bezwzglĊdnej temperatury topnienia skáadnika podstawowego, w czasie i atmosferze ochronnej zaleĪnej od wáasnoĞci spieków [9]. Prowadzono teĪ próby kucia po indukcyjnym nagrzewaniu [6, 8]. 8
Procesy metalurgii proszków
Przygotowanie proszku
Prasowanie
Spiekanie
Spiekanie Cháodzenie
Nagrzewanie
Nagrzewanie
Cháodzenie
ZagĊszczanie na gorąco
Nagrzewanie
Odksztaácanie na gorąco
Kontrolowane cháodzenie
Obróbka mechaniczna wykaĔczająca Obróbka cieplno-chemiczna Wyrób gotowy
Rys. 2.6. Schematyczne przedstawienie procesu kucia spieków [7]
Kucie spiekanych stali przeprowadza siĊ w zakresie temperatur 850÷50oC, w matrycach podgrzewanych do temperatury 200÷300oC. Odksztaácanie przedkuwek odbywa siĊ w matrycach zamkniĊtych przy zastosowaniu Ğrodków smarnych na bazie grafitu. Stosuje siĊ pokrywanie przedkuwki smarem, co chroni ją przed utlenieniem w czasie nagrzewania i wygrzewania. W zaleĪnoĞci od wymaganych wáasnoĞci odkuwek, poddaje siĊ je róĪnym zabiegom obróbki cieplnej jak normalizowanie czy ulepszanie cieplne. Zabiegi te mogą byü 82
stosowane bezpoĞrednio po kuciu. Wyroby po koĔcowej obróbce mechanicznej poddaje siĊ równieĪ obróbce cieplno-chemicznej. Przez kucie spiekanych przedkuwek wytwarza siĊ wiele elementów konstrukcyjnych o ksztaácie osiowo symetrycznym, jak np. koáa zĊbate, pierĞcienie synchronizatorów oraz odkuwki z osią wydáuĪoną, np. korbowody. Na rysunkach 2.7 i 2.8 przedstawiono przykáadowe schematy ksztaátowania odkuwek z proszków metali. b)
c)
d)
a)
Rys. 2.7. Kucie stoĪkowych kóá zĊbatych na prasach podwójnego dziaáania [9] (objaĞnienia w tekĞcie)
Kucie stoĪkowych kóá zĊbatych na prasach podwójnego dziaáania przedstawiono na rysunku 2.7 [9]. Przedkuwka koáa zĊbatego, o masie wyrobu gotowego, umieszczona zostaje w wykroju dolnej matrycy (rys. 2.7a). Podczas roboczego ruchu suwaka prasy zewnĊtrzna czĊĞü dzielonego stempla (rys. 2.7b) zamyka wykrój, po czym wewnĊtrzną czĊĞcią stempla ksztaátowane jest koáo zĊbate na gotowo (rys. 2.7c). Przy zwrotnym ruchu suwaka prasy nastĊpuje równoczesne przemieszczanie dolnej matrycy, celem wyjĊcia odkuwki koáa zĊbatego z wykroju matrycy (rys. 2.7d). Na rysunku 2.8 przedstawiono przebieg prasowania przedkuwki i kucia odkuwki korbowodu w Krebsöge GmbH-Remscheid [0].
prasowanie przedkuwki
kucie
Rys. 2.8. Prasowanie przedkuwek i kucie korbowodów z proszków [0]
83
Kucie korbowodów ze spiekanych przedkuwek umoĪliwia otrzymanie wyrobów o równomiernie rozáoĪonej masie w caáej objĊtoĞci. Uzyskuje siĊ to przez ksztaátowanie wstĊpnej przedkuwki o ksztaácie zbliĪonym do ksztaátu odkuwki. Podczas kucia nastĊpuje dogĊszczanie materiaáu z nieznacznym jego páyniĊciem.
2..2. Linie technologiczne do kucia spieków Racjonalne kucie przedkuwek spiekanych wymaga zastosowania specjalistycznych linii technologicznych wyposaĪonych w urządzenia do wstĊpnego formowania proszku, spiekania, kucia i kontrolowanego cháodzenia. Na rysunku 2.9 przedstawiono rozplanowanie urządzeĔ linii technologicznej w Zakáadach Högänas AB-Szwecja [2]. Linia ta skáada siĊ z:
— hydraulicznej prasy do wstĊpnego prasowania proszków o nacisku 4 MN, — pieca muflowego, — dwukolumnowej prasy korbowej do kucia o nacisku 5 MN.
Przy pracy w systemie automatycznym wydajnoĞü linii wynosi 500÷700 szt./h. Wytwarzane są w niej odkuwki o Ğrednicy do 200 mm i masie do 0,8 kg. 5
6
10
8 9
7
4
2 3 1
Rys. 2.9. Linia technologiczna kucia spieków w Höganäs AB-Szwecja [2]: – pojemnik na wypraski, 2 – prasy do prasowania, 3 – transporter, 4 – piec do odparowania Ğrodka poĞlizgowego, 5 – piec do spiekania, 6 – komora do cháodzenia, 7 – prasa do kucia, 8 – urządzenia hartownicze, 9 – piec do odpuszczania, 0 – urządzenie do kontrolowanego cháodzenia
W koncernach samochodowych Toyota (Japonia 984 r.) i Renault (Francja 983 r.) oraz w Zakáadach Miba Sintermetall (Austria 972 r.) wybudowano linie technologiczne (rys. 2.0) []. Rozplanowanie urządzeĔ zautomatyzowanego gniazda do kucia spieków w Krebsöge GmbH-Remscheid przedstawiono na rysunku 2. [0]. 84
5
12
4
13 1
8
11
9 7 10
2
6
1
3
Rys. 2.0. Linia technologiczna do kucia spieków z obrotowym piecem grzewczym (Renault, Toyota, Miba) [3]: – prasy do prasowania proszków, 2 i 8 – transporter, 3 – pojemnik na wypraski, 4 – piec do odparowania Ğrodka poĞlizgowego, 5, 2 i 3 – roboty, 6 – piec obrotowy, 7 – prasa do kucia, 9, 0 – urządzenie do hartowania i odpuszczania, – urządzenie do kontrolowanego cháodzenia
5
4
6
7
9
1
3
8
2
Rys. 2.. Zautomatyzowane gniazdo do kucia spieków (Krebsöge GmbH-Remscheid) [3]: – prasa do kucia, 2 – sterowanie prasy, 3 – robot, 4 – nagrzewarka indukcyjna, 5 – urządzenie do pomiaru temperatury, 6 – urządzenie do kontrolowanego cháodzenia, 7 – urządzenie do podgrzewania matryc, 8 – urządzenie do smarowania, 9 – manipulator
85
Do kucia stosuje siĊ prasy o naciskach od 2 do 8 MN. NajwiĊksza produkcja odkuwek z proszków metali jest w USA i Japonii [].
2..3. Aspekty ekonomiczne kucia spieków TechnologiĊ kucie spieków cechuje duĪy uzysk oraz maáe zuĪycie energii na jednostkĊ produkcji, co związane jest z wyeliminowaniem poĞrednich etapów wytwarzania póáwyrobów. W tabeli 2. porównano stopieĔ wykorzystania materiaáu oraz energocháonnoĞü wytwarzania róĪnymi technikami [4]. Tabela 2. Uzyski materiaáowe i zuĪycie energii w róĪnych procesach wytwarzania [4] Kucie matrycowe bezwypáywkowe
Kucie matrycowe dokáadne
Kucie na zimno
Uzysk w % bez uwzglĊdnienia procesów metalurgicznych
40÷80
70÷90
55÷90
95÷00
Uzysk w% z uwzglĊdnieniem procesów metalurgicznych
32÷64
56÷72
44÷72
76÷80
70
49
56
38
Odlewanie precyzyjne
60÷80
70÷90
ZuĪycie energii J/kg
Kucie przedkuwek odlewanych
Procesy metalurgii proszków
Proces
Kucie w matrycach otwartych
53
46
Prasowa- Kucie nie i spie- spieków kanie
95÷00
95÷00
90÷95
90÷95
3
30
WskaĨniki dla technologii wykorzystującej wsad w postaci proszków w porównaniu z konwencjonalnymi metodami ksztaátowania jak kucie z póáwyrobów walcowanych i odlewanie są najniĪsze. Dokáadne ksztaátowanie wyrobów w procesie kucie spieków eliminuje obróbkĊ mechaniczną, przez co caákowity czas wytwarzania ulega znacznemu skróceniu. Z wysoką dokáadnoĞcią wykonania odkuwek związane są wyĪsze niĪ w konwencjonalnych technologiach koszty narzĊdzi i urządzeĔ (tab. 2.2) [4]. Koszt narzĊdzi do kucia spieków moĪe byü nawet dwukrotnie wyĪszy niĪ w konwencjonalnej technologii, a koszt urządzeĔ – o okoáo 60%. 86
Tabela 2.2 Porównanie udziaáu kosztów narzĊdzi i urządzeĔ w róĪnych procesach wytwarzania [4] Kucie Kucie w matrycach matrycowe otwartych bezwypáywowe
Kucie przedkuwek odlewanych
Kucie dokáadne i precyzyjne
Kucie proszków
5÷5
3÷3
20÷40
3÷23 23÷35
5÷30
WartoĞü urządzenia, %
00
20
90÷220
30÷50
40÷60
Tabela 2.3
Udziaá kosztów narzĊdzi w jednostkowym koszcie wytwarzania, %
Lp.
Struktura kosztów linii technologicznej do kucia spieków [5] Urządzenie
Udziaá w caákowitym koszcie linii, %
Mieszalnik i urządzenia pomocnicze
2
Prasa hydrauliczna do zagĊszczania o nacisku 4 MN
6,7
3
Generator atmosfery o wydajnoĞci 00 m3/h
4,2
4
Piec do spiekania o wydajnoĞci 400 kg/h, moc 370 kW
20,8
5
Urządzenie do nagrzewania indukcyjnego w wydajnoĞci 400 kg/h, moc 200kW
8,3
Prasa do kucia o nacisku 6 MN, moc 60 kW
33,3
Robot i urządzenie do smarowania
4,6
7
6
Razem
2,0
00,0
StrukturĊ kosztów linii technologicznej do kucia spieków przedstawiono w tabeli 2.3 [6]. Koszt prasy do prasowania proszków i kucia stanowi poáowĊ kosztu caáej linii. EkonomicznoĞü wytwarzania wyrobów z proszków w istotny sposób zaleĪy od masy czĊĞci i wielkoĞci produkcji. Na rysunku 2.2 przedstawiono koszt wytwarzania pierĞcienia synchronizatora przez kucie dokáadne, prasowanie i spiekanie oraz kucie spieków []. Wytwarzanie pierĞcieni synchronizatora o masie wiĊkszej od 0,6 kg przez kucie spieków jest technologią ekonomicznie uzasadnioną. StrukturĊ kosztów kucia ze spieków nakrĊtki szeĞciokątnej przy wielkoĞci produkcji 250 000 szt./rok przedstawiono na rysunku 2.3 [5]. 87
koszt jednostkowy, DM/szt.
20 a
18
b
c
16 14 12 10 8 6 4 100
400
700
1000
masa, g
100
100
80,5
80 58,4
60
51,1
40,4
40
koszt odniesiony do technologii A, %
Rys. 2.2. Wpáyw masy pierĞcienia synchronizatora na koszt wytwarzania: a – kucie dokáadne z walcowanych póáwyrobów, b – wyrób o duĪej gĊstoĞci otrzymany na drodze prasowania proszków i spiekania, c – kuty spiek []
25,4
21,0
9,5 5,7
9,5
16,2
14,2
10,2
A
B
C
20
obróbka mechaniczna kucie wsad zagĊszczanie proszek
Rys. 2.3. Struktura kosztów wytwarzania nakrĊtki szeĞciokątnej (wielkoĞü produkcji 250 000 szt./rok): A – kucie ze wsadu walcowanego, B – kucie matrycowe przedkuwki spiekanej, C – kucie matrycowe dokáadne przedkuwki spiekanej [5]
2.2. Wyciskanie Wyciskanie polega na tym, Īe metal lub stop zamkniĊty w pojemniku wypáywa przez otwór matrycy. Ksztaát przekroju poprzecznego wypáywającego metalu odpowiada ksztaátowi otworu matrycy [7, 8]. Na drodze wyciskania otrzymuje siĊ gotowe wyroby lub póáwyroby przeznaczone do dalszej obróbki skrawaniem, a takĪe wyroby o ksztaátach walcowych i stoĪkowych, peáne i wydrąĪone o przekroju okrągáym i in88
nych przekrojach. Wyciskanie stosuje siĊ takĪe do otrzymywania przedkuwek mających ksztaát trzpienia o staáym lub zmiennym przekroju, z pocienieniem na koĔcu, na przykáad zawory silników spalinowych. Proces wyciskania charakteryzują metoda wyciskania oraz jego parametry związane z warunkami odksztaácania [2, 7,8]. Metody procesu wyciskania RozróĪnia siĊ dwa zasadnicze sposoby wyciskania: — z wypáywem wspóábieĪnym metalu lub stopu, — z wypáywem przeciwbieĪnym metalu lub stopu.
Przy wyciskaniu wspóábieĪnym (rys. 2.4) materiaá wypychany jest z pojemnika 2 w ten sposób, Īe páyta cisnąca 3 przemieszczana jest stemplem 4 wzglĊdem Ğcianek pojemnika, natomiast matryca 5 nie przemieszcza siĊ wzglĊdem nich. W miarĊ zbliĪania siĊ stempla do matrycy wyciskany jest z niej wyrób 6. Przy wyciskaniu wspóábieĪnym metal lub stop przemieszcza siĊ wzglĊdem Ğcianek pojemnika, a na powierzchni styku powstają siáy tarcia, przeciwdziaáające temu ruchowi. W tym procesie wytwarza siĊ wyroby peáne (rys. 2.4a) i wydrąĪone (rys. 2.4b). Przy wytwarzaniu wyrobów wydrąĪonych otwór, przez który wypáywa metal, utworzony jest przez Ğcianki matrycy 5 i iglicĊ 7. Iglica dziuruje w nim otwór w czasie wyciskania lub wprowadza siĊ ją w otwór we wsadzie, który przygotowany jest wierceniem lub dziurowaniem na prasie. b)
4
a)
2
3
1
5
6
4
2
3
1
5
6
7
Rys. 2.4. Schemat wyciskania wspóábieĪnego: a) wyciskanie wyrobu peánego; b) wyciskanie wyrobu wydrąĪonego [7] (objaĞnienia w tekĞcie)
Odmianą wyciskania wspóábieĪnego jest wyciskanie z wypáywem bocznym. Stosuje siĊ takĪe wyciskanie hydrauliczne, które polega na tym, Īe metal lub stop wygniatany jest z pojemnika przez otwór matrycy nie dziaáaniem stempla, jak to ma miejsce w procesie zwyczajnym, lecz dziaáaniem cieczy doprowadzonej pod ciĞnieniem (rys. 2.5). W tym procesie wyciskany materiaá izolowany jest od narzĊdzi cieczą, poruszającą z prĊdkoĞcią wiĊkszą niĪ wypáywający materiaá. Powoduje to wystĊpowanie tarcia wyciskanego materiaáu o ciecz. Siáy tarcia skierowane są w stronĊ wypáywu 89
materiaáu. Powoduje to zmniejszenie siĊ siáy koniecznej do wyciskania. Przy wiĊkszej lepkoĞci cieczy dodatkowe naprĊĪenia rozciągające, wywoáane siáami tarcia, mogą przewyĪszaü zasadnicze naprĊĪenia Ğciskające, co doprowadza do zniszczenia wyrobu. Zakres zastosowania wyciskania hydraulicznego ograniczony jest temperaturą.
Rys. 2.5. Schemat wyciskania hydraulicznego [7]
Równomierny rozkáad odksztaáceĔ uzyskuje siĊ takĪe przy wyciskaniu hydrodynamicznym, które polega na wspóábieĪnym wyciskaniu na gorąco metalu izolowanego od stempla krąĪkiem grafitowym. KrąĪek ten pod wpáywem nacisku stempla kruszy siĊ, wypeánia szczelinĊ miĊdzy metalem a pojemnikiem, tworząc jednoczeĞnie powáokĊ smarującą. Przy wyciskaniu przeciwbieĪnym (rys. 2.6) wsad wypychany jest matrycą 2, która przesuwa stempel 3 wzglĊdem Ğcian pojemnika 4. Podczas wyciskania wyrobów peánych 5 (rys. 2.6a) materiaá wygniatany jest przez otwór w matrycy, a przy wyciskaniu wyrobów wydrąĪonych i rur – przez otwór pierĞcieniowy wytworzony pomiĊdzy páytą cisnącą 6 i Ğcianami pojemnika 4 (rys. 2.6b) lub matrycą 2 i iglicą 7 (rys. 2.6c). W procesie tym przemieszczaü siĊ moĪe zarówno pojemnik, jak i stempel. Przy wyciskaniu przeciwbieĪnym materiaá nie przemieszcza siĊ wzglĊdem Ğcian pojemnika, z wyjątkiem niewielkiej objĊtoĞci w pobliĪu matrycy. Tarcie w tym procesie oraz wpáyw tarcia na siáy wyciskania są mniejsze niĪ przy wyciskaniu wspóábieĪnym. Czasami stosuje siĊ wyciskanie mieszane, przy którym wspóábieĪne i przeciwbieĪne wyciskanie metalu zachodzi równoczeĞnie lub kolejno. Gáównym schematem stanu naprĊĪenia przy wyciskaniu jest wszechstronne nierównomierne Ğciskanie. Schemat odksztaácenia zawiera jedno odksztaácenie wydáuĪające i dwa odksztaácenia Ğciskające. 90
Wyciskanie ma szereg zalet w porównaniu z innymi procesami przeróbki plastycznej, jak ciągnienie, kucie czy walcowanie, wynikających z mechanicznego schematu odksztaácenia oraz moĪliwoĞci wytwarzania wyrobów o róĪnych ksztaátach z trudno odksztaácalnych metali i stopów. a)
2
3
4
5
1
b)
1
3
4
5
c)
6
4
2
3
1
5
6
7
Rys. 2.6. Schemat wyciskania przeciwbieĪnego: a) wyciskanie wyrobów peánych; b) wyciskanie wyrobów wydrąĪonych, formowanych páytą cisnącą; c) wyciskanie wyrobów wydrąĪonych formowanych iglicą [7] (objaĞnienia w tekĞcie)
Mechaniczny schemat odksztaácenia charakteryzuje stan wszechstronnych naprĊĪeĔ Ğciskających z jednym odksztaáceniem wydáuĪającym. Schemat ten powoduje najwiĊkszą plastycznoĞü odksztaácanego metalu. Dlatego wyciskanie moĪna stosowaü do odksztaácania metali i stopów o maáej plastycznoĞci, które nie dają odksztaácaü siĊ innymi metodami. 9
wielkoĞü odksztaácenia, smarowanie, temperatura i szybkoĞü odksztaácenia, siáa wyciskania, rodzaj, ksztaát i wymiary materiaáu wyjĞciowego.
— — — — —
Parametry wyciskania Parametrami wyciskania są [7,8]:
Przy zastosowaniu wyciskania moĪna otrzymywaü wyroby peáne i wydrąĪone o bardzo záoĪonym ksztaácie przekroju poprzecznego: rury z wewnĊtrznymi i zewnĊtrznymi wzdáuĪnymi i poprzecznymi Īebrami, wydrąĪone wyroby z kilkoma kanaáami o záoĪonym ksztaácie itp. Wymiary i ksztaát przekroju poprzecznego mogą byü stopniowo lub skokowo zmieniane na dáugoĞci wyrobu. Przy wyciskaniu áatwo jest osiągnąü przejĞcie z jednego ksztaátu w inny przez zmianĊ matrycy. Dlatego celowe jest stosowanie wyciskania przy maáoseryjnej produkcji nawet takich wyrobów, które moĪna wykonywaü przez walcowanie jak na przykáad áopatki turbin, które produkuje siĊ w maáych seriach o róĪnych typach i wymiarach. Wyciskane wyroby mają duĪą dokáadnoĞü wymiarową. Do wad procesu wyciskania naleĪy zaliczyü koniecznoĞü stosowania zwiĊkszonych siá, co stwarza trudne warunki pracy narzĊdzi, wystĊpowanie znacznej nierównomiernoĞci odksztaácenia, a w konsekwencji zróĪnicowania wáasnoĞci na przekroju i dáugoĞci wyrobów. Podczas wyciskania są mniejsze uzyski w stosunku do innych procesów przeróbki plastycznej.
Miarą odksztaácenia w tym procesie jest stopieĔ oraz wspóáczynnik wyciskania. Odksztaácenia przy wyciskaniu charakteryzuje wzglĊdne zmniejszenie przekroju ε = S0 – S/S0
oraz wspóáczynnik wyciskania λ = S0 /S,
gdzie S, S0 oznaczają, odpowiednio, przekrój poprzeczny wyrobu i pojemnika. Przy zbyt duĪych wspóáczynnikach wyciskania wystĊpuje nierównomierne odksztaácenie w wyciskanym materiale, co znacznie obniĪa jego jakoĞü. ZaleĪnie od rodzaju metalu lub stopu i ksztaátu wyciskanego elementu stosuje siĊ nastĊpujące wspóáczynniki wyciskania: λ = 4÷5 – dla stopów aluminium przeznaczonych do kucia matrycowego lub walcowania, λ = 2÷40 – dla wyrobów ze stali, λ = 20÷80 – dla wyrobów z duraluminium, λ = 300÷2000 – dla oáowianych i aluminiowych otulin kablowych. 92
Smarowanie powierzchni pracujących jest konieczne w procesie wyciskania. Od Ğrodka smarnego wymaga siĊ, by miaá dostateczną lepkoĞü w podwyĪszonej temperaturze i tworzyá ciągáą warstwĊ odporną na wysokie ciĞnienia panujące w matrycy. Nie powinien zawieraü skáadników, które ujemnie wpáywają na wyciskane elementy oraz mieü maáy wspóáczynnik tarcia. ĝrodek smarujący powinien mieü teĪ dobre wáasnoĞci cieplnie izolujące, zapobiegając spadkowi temperatury nagrzanego materiaáu oraz nie dopuszczaü do zbytniego nagrzewania siĊ pracujących powierzchni narzĊdzia. Najbardziej rozpowszechnionym Ğrodkiem smarującym przy wyciskaniu stali na gorąco jest mieszanina grafitu páytkowego i oleju roĞlinnego. Do smarowania wykrojów przy wyciskaniu stopów tytanu na gorąco stosuje siĊ szkáo wodne w poáączeniu z grafitem páytkowym, lub czyste szkáo w postaci páótna albo waty, rzadziej proszku. Przy wyciskaniu na zimno stopów aluminium i miedzianych stosuje siĊ jako Ğrodki smarne pasty zawierające olej maszynowy i sproszkowany grafit w stosunku : 3. Temperatura i szybkoĞü odksztaácenia podczas wyciskania mają wpáyw na wielkoĞü siáy wyciskania, wielkoĞü naprĊĪeĔ i odksztaáceĔ, strukturĊ i jakoĞü wyciskanych elementów. Metale i stopy, które mają wysoką plastycznoĞü moĪna wyciskaü na gorąco przy duĪej prĊdkoĞci. Maáo plastyczne stopy, jak duraluminium, Īaroodporne stale i stopy, wyciska siĊ na gorąco przy ograniczonych prĊdkoĞciach. Wyciskanie tych stopów ze zbyt duĪymi prĊdkoĞciami powoduje wystĊpowanie na ich powierzchni periodycznie powtarzających siĊ poprzecznych pĊkniĊü. Omówione w tym rozdziale zagadnienia stanowią wprowadzenie do kucia matrycowego i wyciskania wyrobów z proszków i spieków oraz kompozytów. Omówiono aspekty kucia w matrycach zamkniĊtych i wyciskania, które uáatwią zrozumienie zagadnieĔ związanych z modelowaniem tych procesów ujĊtych w rozdziale 3 oraz wytwarzaniem tworzyw konstrukcyjnych z proszków Īelaza, aluminium i jego stopu, tytanu i kompozytów na ich osnowie, które zawarte są w rozdziale 4.
2.3. Literatura
[] Bockstiegel G.: Bisherige Entwicklung und gegenwärtiger Stand der Sinterschmiedetechnik. Powder Metallurgy International, vol. 8, No. 2, 986, 93–00 [2] Wasiunyk P.: Kucie matrycowe. Warszawa, WNT 975 [3] Dorofeev Ja.G., Gasanov B.G. i in.: Promyslennaja technologija gorjacego pressowanija poroskovych izdelij. Moskva, Metallurgija 990 [4] Bockstiegel G.: Bisherige Entwicklung und gegenwärtiger Stand der Sinterschmiedetechnik. Powder Metallurgy International, vol. 8, No. 3, 986, 232–235 [5] Bockstiegel G.: Bisherige Entwicklung und gegenwärtiger Stand der Sinterschmiedetechnik. Powder Metallurgy International, vol. 8, No. 4, 986, 302–304 [6] Fischmeister H.F., Olsson L., Esterling K.E.: Powder Forging. Powder Metallurgy International, vol. 6, No. , 974, 30–40 93
[7] Szczepanik S.: Teoretyczne i technologiczne aspekty kucia spiekanych stali. ZN AGH, nr 37, 99 [8] Hirschorn J.S., Bargainne R.B.: The forging of powder metallurgy preforms. Metal Forming, No. , 970, 320–327 [9] Ridal K.A., Cundill R.T.: Sinter forging of alloy steel components. Metallurgia and Metal Forming, No. 8, 97, 204–209 [0] Sintergeschmiedete Bauteile – Präzision und Sicherheit in Serie. Krebsöge informationen [] Praca badawcza Instytutu Metalurgii AGH w Krakowie nr 2.35.3 [2] Bockstiegel G., Dittrich E., Cremer H.: Experiences with an Automatic Powder Forging Line. Powder Metallurgy International, No. 4, 978, 76–80 [3] Weber M., Albano-Müller L., Huppmann W.J.: Truck Synchronizer Rings Produced by Powder Forging. International Congress and Exposition, Detroit, Michingen, February 24–28 986 [4] Frobin R., Lorenz B., Pannasch S., Altmann E.: Möglichkeiten und Perspektiven des Pulverschmiedens. Fachtagung Umformtechnik, 87, Teil 2, 29–23 [5] Huppmann W.J., Hirschvogel M.: Powder forging. International Metals Reviews, No. 5, 978, 209–240 [6] Bockstiegel G.: Technical and Economic Aspects of P/M Hotforming. Part 2. Powder Metallurgy International, vol. 6, No. 4, 974, 72–78 [7] Morawiecki M., Sadok L., Wosiek E.: Teoretyczne podstawy technologicznych procesów przeróbki plastycznej. Katowice, Wyd. „ĝląsk” 977 [8] Wasiunyk P.: Teoria procesów kucia i prasowania. Warszawa, WNT 982
94
ROZDZIAà 3
Wybrane zagadnienia modelowania odksztaácania spieków i kompozytów
3.. PlastycznoĞü materiaáów otrzymanych z proszków
PlastycznoĞcią nazywa siĊ zdolnoĞü materiaáów do ich odksztaácania bez naruszenia spójnoĞci. Na plastycznoĞü ma wpáyw skáad chemiczny i warunki ksztaátowania, tj. temperatura i prĊdkoĞü odksztaácenia oraz stan naprĊĪeĔ. PlastycznoĞci materiaáów litych poĞwiĊcone jest miĊdzy innymi opracowanie []. Brak jest danych w literaturze w odniesieniu do wyrobów z proszków i kompozytów. W rozdziale tym przedstawiono wyniki badaĔ plastometrycznych materiaáów na osnowie stopów aluminium i kompozytów otrzymanych z proszków. Materiaáy wytworzone zostaáy z proszków stopów aluminium otrzymanych metodą rozpylania, których ksztaát przedstawiony jest na rysunku 3.. b)
a)
25 µm
100 µm
c)
25 µm
Rys. 3.. Struktury proszków stopów aluminium otrzymanych metodą rozpylania, obserwowane na mikroskopie optycznym: a) Al7,5Si5Fe2Ni3Cu,Mg0,6Cr; b) Al20Si5Fe2Ni; c) Al5,5Cu [2]
95
Z proszków tych wykonano wypraski o gĊstoĞci wzglĊdnej okoáo 0,8, które po nagrzaniu do temperatury 500oC odksztaácano na gorąco w matrycach zamkniĊtych. Tą metodą wytworzono równieĪ kompozyt Al-5,5% mas. SiC. Po odksztaácaniu na gorąco materiaáy posiadaáy gĊstoĞci wzglĊdne w przedziale 0,90÷0,95. Struktury zagĊszczanych na gorąco wyprasek ze stopów Al7,5Si5Fe2Ni3Cu,Mg0,6Cr i Al20Si5Fe2Ni po wyĪarzaniu w temperaturze 500oC w czasie 2,5 h przedstawiono na rysunkach 3.2a, b. StrukturĊ po odksztaácaniu na gorąco kompozytu Al-5,5% mas. SiC przedstawiono na rysunku 3.2c, a stopu Al5,5Cu na rysunku 3.2d. Materiaáy poddano badaniom podatnoĞci do odksztaáceĔ plastycznych w próbie Ğciskania na serwohydraulicznej prasie WPM w Institut für Metallformung TU Bergakademie Freiberg. Przeprowadzono je przy nastĊpujących parametrach [3, 4, 5]:
— temperatura odksztaácania: 20, 400, 450, 500oC; — prĊdkoĞü odksztaácenia: ϕ = 0,0, , 0 s–;
b)
a)
— logarytmiczne odksztaácenie w zakresie ϕh do 0,9.
100 µm
c)
100 µm
100 µm
d)
80 µm 80 µm
Rys. 3.2. Obserwowane na mikroskopie optycznym struktury materiaáów po odksztaácaniu na gorąco i wyĪarzaniu w temperaturze 500oC w czasie 2,5 h: a) stop Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr; b) stop Al20Si5Fe2Ni oraz po odksztaácaniu na gorąco: c) kompozyt Al-5,5% mas. SiC; d) stop Al5,5Cu [2]
96
Próbki Ğciskano miĊdzy páytami smarowanymi emulsją grafitową. Krzywe Ğciskania przedstawiono na rysunkach 3.3–3.6. Na krzywych tych widoczny jest wpáyw prĊdkoĞci odksztaácenia na przebieg zaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie. Charakterystyczną cechą materiaáów Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr, Al20Si5Fe2Ni oraz Al5,5Cu jest ich duĪe umocnienie w początkowym etapie odksztaácania, do odksztaáceĔ logarytmicznych wynoszących okoáo 0,05, po czym nastĊpuje ich miĊkniĊcie. Efekt ten wystĊpuje silniej przy temperaturze odksztaácania wynoszącej 400oC. Wpáyw na miĊkniĊcie materiaáu ma równieĪ prĊdkoĞü odksztaácenia. Materiaáy miĊkną szybciej przy prĊdkoĞci odksztaácenia ϕ· = s– ϕ· niĪ przy ϕ· = 0,0 s–. MoĪe to byü spowodowane przyrostem temperatury w wyniku zamiany pracy plastycznego odksztaácenia na ciepáo.
σ, MPa
b)
σ, MPa
a)
t, oC
ϕh
t, oC ϕh
b)
σ, MPa
σ, MPa
a)
Rys. 3.3. ZaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie przy róĪnych temperaturach podczas Ğciskania stopu Al20Si5Fe2Ni otrzymanego przez zagĊszczanie na gorąco wyprasek z proszku. PrĊdkoĞü odksztaácenia: a) ϕ· = 0,0 s–; b) ϕ· = s– [3, 5]
t, oC ϕh
ϕh
t, oC
Rys. 3.4. ZaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie przy róĪnych temperaturach podczas Ğciskania stopu Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr otrzymanego przez zagĊszczanie na gorąco wyprasek z proszku. PrĊdkoĞü odksztaácenia: a) ϕ· = 0,0 s–; b) ϕ· = s– [3, 5]
97
a)
Podobne zjawisko wystĊpuje dla stopu Al5,5Cu (rys. 3.5). Umocnienie materiaáu w początkowej fazie odksztaácania, które wystĊpuje przy odksztaáceniach logarytmicznych w zakresie od 0,02 do 0,05, zaleĪy od prĊdkoĞci odksztaácania. Przy temperaturze odksztaácania 500oC widoczny jest silny efekt rekrystalizacji dynamicznej, który ma wpáyw na zaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie. MiĊkniĊcie tego materiaáu jest bardziej równomierne przy temperaturze odksztaácania 400oC niĪ przy 500oC. Na jego zachowanie siĊ podczas odksztaácania przy temperaturze 500oC duĪy wpáyw ma prĊdkoĞü odksztaácenia, z której wzrostem nastĊpuje intensywniejsze jego miĊkniĊcie. ZaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie dla kompozytu Al-5,5% mas. SiC uzyskane podczas badaĔ w temperaturze otoczenia pokazano na rysunku 3.6. Materiaá ten umacnia siĊ ze wzrostem wielkoĞci odksztaácenia. Przebiegi zaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie okreĞlone dla duĪych odksztaáceĔ pokrywają siĊ z krzywymi otrzymanymi przy zadanych maáych odksztaáceniach. 100 90
-1
1010ss–1
70 60
1,0 1,0s-1 s–1
50
naprĊĪenie σ, MPa
80
40 30 20
10
0,1 s-1–1 0,1s -1
0,01 s–1 0,01s
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
odksztaácenie logarytmiczne ϕ
b)
70
-1
10 ss–1 10
naprĊĪenie σ, MPa
60
-1 1,0 1,0s s –1
50 40
s-1 0,10,1 s–1
30 20 0,01 s- –1 0,01s
10
1
0 0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
odksztaácenie logarytmiczne ϕ
Rys. 3.5. Wpáyw prĊdkoĞci odksztaácenia na zaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie podczas Ğciskania stopu Al5,5Cu w temperaturze: a) 400oC; b) 500oC [6]
98
Aproksymacja zaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie funkcjami potĊgowymi [] 2 m2 / ϕh σ = A ⋅ ϕm h e
(3.)
daje dla tych materiaáów zadawalającą dokáadnoĞü do odksztaáceĔ ϕh = 0,6. Dla odksztaáceĔ wiĊkszych, wystĊpują róĪnice pomiĊdzy danymi eksperymentalnymi i krzywymi aproksymującymi (rys. 3.6). Wyniki badaĔ plastycznoĞci materiaáów Al7Si5Fe3Cu, Mg0,6Cr, Al20Si5Fe2Ni oraz Al5,5Cu pokazują, Īe poprzez szybkie scháadzanie w czasie rozpylania ciekáego stopu jest moĪliwe wytworzenie proszków, z których otrzymane tworzywa, przez kucie na gorąco, są podatne na odksztaácenia plastyczne. Ich plastycznoĞü związana jest z warunkami odksztaácania, tj. temperaturą i prĊdkoĞcią odksztaácenia. b)
160
160 140
120
120
100
100
80
80
aproksymacja eksperyment
40 20
60
aproksymacja eksperyment
40 20
0 0,0
0 0,0
naprĊĪenie σ, MPa
140
60
180 naprĊĪenie σ, MPa
a)
0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 odksztaácenie logarytmiczne ϕh
1,2
0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 odksztaácenie logarytmiczne ϕh
Rys. 3.6. ZaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie okreĞlone podczas Ğciskania kompozytu Al-5,5% mas. SiC z prĊdkoĞcią odksztaácenia: a) ϕ· = 0,0 s–; b) ϕ· = 0 s– [4]
500 µm
32 µm
Rys. 3.7. Struktura po wyciskaniu wspóáczynnikiem λ ≈ 3 natryskowo formowanego stopu Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Zr, obserwowana na mikroskopie optycznym [7]
Podobne zjawiska wystĊpują w stopach Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Zr otrzymanych przez natryskowe formowanie i wyciskanie. Ich strukturĊ pokazano na rysunku 3.7, a zaleĪnoĞü naprĊĪenie – odksztaácenie na rysunku 3.8. 99
180
a) naprĊĪenie σ, MPa
160 –1
ϕ = 10 s
140 120 100
–1
ϕ= 1 s
80 60
–1
ϕ = 0,01 s
40 20 0 0,0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
b)
odksztaácenie logarytmiczne ϕ
140
–1
ϕ = 10 s
100
–1
ϕ= 1 s
80 60 40 20
naprĊĪenie σ, MPa
120
0,1
0,2
0 0,0
0,3
–1
ϕ = 0,01 s
0,4
0,5
0,6
odksztaácenie logarytmiczne ϕ
Rys. 3.8. ZaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie natryskowo formowanego i wyciskanego materiaáu Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Zr ze wspóáczynnikiem λ ≈ 3 przy róĪnych prĊdkoĞciach odksztaácenia i temperaturach: a) t = 465°C, b) t = 495°C [7]
3.2. Fizyczne i numeryczne modelowanie procesów wyciskania 3.2.. Fizyczne modelowanie wyciskania wspóábieĪnego wyprasek Procesy wyciskania są gáównie stosowane do otrzymywania póáproduktów do dalszego przetwórstwa lub do otrzymywania wyrobów gotowych nie wymagających lub wymagających zastosowania obróbki mechanicznej wykaĔczającej. Charakteryzuje je korzystny stan naprĊĪeĔ Ğciskających w odksztaácanym materiale, co poprawia 00
jego plastycznoĞü oraz pozwala na uzyskanie duĪych odksztaáceĔ w jednym zabiegu. Te korzystne cechy wyciskania wykorzystuje siĊ do zagĊszczania i formowania póáwyrobów z proszków i spieków metali oraz kompozytów. Zjawiska zachodzące w materiale podczas wyciskania na gorąco wyprasek z proszku aluminium analizowano w pracach [8, 9, 0, ]. Wypraski o gĊstoĞci wzglĊdnej 0,8 odksztaácano stopniowo przy temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem wyciskania λ = 4, lub λ = 3,32. Zmiany siáy wyciskania w zaleĪnoĞci od przemieszczenia stempla oraz ksztaát próbek i ich gĊstoĞci w poszczególnych etapach wyciskania przedstawiono na rysunkach 3.9 i 3.0.
C
D
80
B 40 0
A 0
4
8
siáa wyciskania F, kN
120
12
16
20
24
28
32
droga stempla l, mm A
3
ρ = 2,59 g/cm Fw = 50 kN
C
D 3
ρ = 2,66 g/cm Fw = 96 kN
3
ρ = 2,66 g/cm Fw = 100 kN
gĊstoĞü: ρ = 2,3 g/cm siáa: Fw = 0 kN
3
Rys. 3.9. Zmiana siáy w zaleĪnoĞci od drogi stempla oraz ksztaátu materiaáu podczas wyciskania wyprasek z proszku aluminium. Temperatura wyciskania 500°C, wspóáczynnik wyciskania λ = 4, [9]
Proces wyciskania skáada siĊ z trzech podstawowych etapów. W pierwszym etapie odksztaácania zagĊszcza siĊ porowata wypraska przy niewielkim páyniĊciu materiaáu w kierunku promieniowym. Etap ten koĔczy siĊ po osiągniĊciu przez materiaá gĊstoĞci teoretycznej, w momencie zapoczątkowania wypáywu materiaáu przez oczko matrycy. Drugi etap to wypáyw zagĊszczonego materiaáu przez oczko matrycy przy prawie staáej sile. W trzecim etapie tworzy siĊ tzw. strefa martwa, a duĪemu przyrostowi siáy nie towarzyszy odksztaácenie materiaáu. 0
siáa wyciskania F, kN
200
E
160
D
120
C
80 40 0
B A 0
2
4
6
8
10
12
14
16
droga stempla l, mm A
C 3
3
ρ = 2,63 g/cm Fw = 100 kN
E 3
ρ = 2,66 g/cm Fw = 132 kN
3
ρ = 2,66 g/cm Fw = 188 kN
gĊstoĞü: ρ = 2,32 g/cm ρ = 2,58 g/cm Fw = 50 kN siáa: Fw = 0 kN
D 3
Rys. 3.0. Zmiana siáy w zaleĪnoĞci od drogi stempla oraz ksztaátu materiaáu podczas wyciskania wyprasek z proszku aluminium. Temperatura wyciskania 500°C, wspóáczynnik wyciskania λ = 3,32 [9]
Na rysunku 3. przedstawiono przykáadowe zaleĪnoĞci siáy od drogi stempla podczas wyciskania wyprasek z proszków stopów aluminium przy temperaturze 490oC z róĪnymi wspóáczynnikami wyciskania. Krzywe otrzymane dla materiaáów Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr i Al20Si5Fe2Ni wyciskanych ze wspóáczynnikami w zakresie od λ = 4, do 3,32 mają równieĪ trzy charakterystyczne etapy. Podczas wyciskania ze wspóáczynnikiem λ = 53,26 wystĊpuje pierwszy etap – zagĊszczania, a nastĊpnie przejĞcie w trzeci etap, w którym wystĊpuje szybki przyrost siáy przy maáym wzroĞcie przemieszczenia stempla. Struktury tych materiaáów po wyciskaniu pokazano na rysunkach 3.2 i 3.3. Struktury wyciskanych materiaáów otrzymanych z wyprasek z proszków Al20Si5Fe2Ni, Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr i Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Zr charakteryzują siĊ drobnym ziarnem i równomiernym rozáoĪenia tlenków. Znaczące zmiany w strukturze nadeutektycznych stopów aluminium z krzemem otrzymanych metodami metalurgii proszków, w porównaniu z ich odlewami, powodują ich dobrą podatnoĞü na odksztaácenia plastyczne. 02
500
a) siáa wyciskania F, kN
λ = 53,26 400
λ = 13,32
300
λ = 5,92 200
λ = 4,11
100 0 0
b)
2
4 6
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
400
λ = 13,32
300 200 100 0 2
4 6
λ = 5,92 λ = 4,11
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
0
siáa wyciskania F, kN
500
Rys. 3.. Zmiana siáy podczas wyciskania wspóábieĪnego wyprasek otrzymanych z proszków: a) Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr; b) Al20Si5Fe2Ni. Temperatura wyciskania 495oC [8]
100 µm
a)
100 µm
b)
Rys. 3.2. Obserwowane na mikroskopie optycznym struktury stopu Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Cr po wyciskaniu w 490oC ze wspóáczynnikiem λ: a) λ = 4,; b) λ = 3,32. Obserwacje na przekroju poprzecznym [2, 8]
03
100 µm
a)
100 µm
b)
Rys. 3.3. Obserwowane na mikroskopie optycznym struktury stopu Al20Si5Fe2Ni po wyciskaniu w temperaturze 490oC ze wspóáczynnikiem λ: a) λ = 4,; b) λ = 3,32. Obserwacje na przekroju poprzecznym [2, 8]
3.2.2. Analiza metodą elementów skoĔczonych páyniĊcia materiaáu w procesie wyciskania wspóábieĪnego
Analiza páyniĊcia materiaáu metodą elementów skoĔczonych podczas wyciskania wyprasek z proszków jest moĪliwa dla drugiego etapu tego procesu, gdy materiaá páynie po uprzednim zagĊszczeniu. Wybrane symulacje przeprowadzono dla wyciskania wspóábieĪnego odkuwek zaworu, których celem jest okreĞlenie miĊdzy innymi rozkáadu temperatury, odksztaáceĔ i naprĊĪeĔ w odksztaácanym materiale w zaleĪnoĞci od jego początkowej temperatury i temperatury narzĊdzi oraz prĊdkoĞci stempla podczas wyciskania. Proces technologiczny wytwarzania odkuwki zaworu skáada siĊ z dwóch zabiegów: spĊczania i wyciskania. Symulacja dotyczy drugiego zabiegu procesu wytwarzania. Do symulacji wyciskania wspóábieĪnego materiaáu Al20Si5Fe2Ni i Al5,5Cu zastosowano program CAPS-Finel V.4.62 z modelem ciaáa sztywno-plastycznego dla osiowo symetrycznych elementów. Obliczenia przeprowadzono dla warunków termomechanicznych procesu. Na rysunku 3.4 przedstawiono rozkáady intensywnoĞci odksztaáceĔ i temperatury w koĔcowym etapie wyciskania stopu Al20Si5Fe2Ni. W Ğrodkowej czĊĞci odkuwki wystĊpują porównywalne wartoĞci intensywnoĞci odksztaácenia, które zawierają siĊ w przedziale od ,8 do 2,68. Na brzegu odkuwki przyjmują one wartoĞci od ,98 do 4,8. Rozkáad temperatury zbliĪony jest do jednorodnego i potwierdza prawie izotermiczne warunki procesu wyciskania. Rozkáad intensywnoĞci odksztaáceĔ w wyciskanych wypraskach z proszku aluminium w róĪnych etapach ich odksztaácania przedstawiony jest na rysunku 3.5. Potwierdza on jakoĞciowo uzyskane wyniki dla materiaáu Al20Si5Fe2Ni. 04
b)
c) 0,22
10,00
10,00
0,27
0,00
0,10
–10,00 0,00
0,44
0,61 0,78 0,95
10,00
20,00
0,62
0,00
–10,00
0,00
1,02 1,42 1,82 2,22
0,62 0,22
–20,00 0,00
R, mm
10,00
Z, mm
0,10 Z, mm
Z, mm
0,10
d)
20,00
20,00
20,00
1,18 1,93 2,68 3,43 4,18
0,43
–20,00
20,00 0,00 475,5 Z, mm
a)
–40,00
–20,00 –40,00
475,5 473,2 470,9 468,6 466,3
1,18 0,43
20,00
0,00
20,00 40,00
R, mm
0,00
20,00 40,00
R, mm
R, mm
a)
b) 0,199 0,319
0,00
Z, mm
5,00
0,439
0,559 0,679
0,00
5,00
10,00 15,00 R, mm
10,00
0,00
0,00
1,06
1,65
–10,00
3,42 2,83 2,24
–20,00
Z, mm
Z, mm
–5,00
10,00 20,00 R, mm
d)
0,47
0,00
0,157 0,287 0,417 0,807 0,677 0,547
–10,00
20,00
c)
0,079
Z, mm
5,00
0,00
10,00
10,00
Rys. 3.4. Wyniki symulacji wyciskania wspóábieĪnego z zastosowaniem programu CAPS-Finel: (a–c) rozkáad intensywnoĞci odksztaácenia w róĪnych etapach wyciskania i temperatury w koĔcowym etapie tego procesu (d). Materiaá Al20Si5Fe2Ni. Warunki brzegowe do symulacji: wspóáczynnik tarcia µ = 0,, temperatura materiaáu tm = 475°C, temperatura narzĊdzi tn = 475°C, prĊdkoĞü stempla mm/s. Wspóáczynnik wyciskania λ = 4, [8]
–20,00
0,55 1,22 1,89 3,9 3,23 2,56
–40,00
–60,00 0,00
20,00 R, mm
0,00
20,00
40,00 R, mm
Rys. 3.5. Rozkáady intensywnoĞci odksztaáceĔ w kolejnych etapach wyciskania ze wspóáczynnikiem λ = 3,32 w temperaturze 500°C wyprasek z aluminium. Krok obliczeniowy: a) 20; b) 200; c) 240; d) 323. Warunki brzegowe do symulacji: wspóáczynnik tarcia µ = 0,, temperatura materiaáu tm = 475°C, temperatura narzĊdzi tn = 475°C, prĊdkoĞü stempla mm/s [9]
05
3.2.2.. Wpáyw ksztaátu narzĊdzi na páyniĊcie materiaáu w procesie wyciskania wspóábieĪnego PáyniĊcia materiaáu analizowano w oparciu o badania laboratoryjne i z zastosowaniem programu CAPS-Finel v.4.62 do symulacji metodą elementów skoĔczonych procesów osiowo symetrycznych. AnalizĊ przeprowadzono dla nastĊpujących warunków [2]: — wspóáczynnik wyciskania λ = 4, i 3,32; — wspóáczynnik tarcia µ = 0,; — kąt stoĪka matrycy 80, 20 , 90o; — temperatura narzĊdzi tn = 500oC; — temperatura materiaáu tm = 500oC;
— prĊdkoĞü narzĊdzi mm/s.
b)
c)
a)
Badania objĊáy wyciskanie ze wspóáczynnikami λ = 4, i 3,32 wyprasek i wstĊpnie zagĊszczonych na gorąco póáwyrobów z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si w matrycach o zadanych ksztaátach czĊĞci stoĪkowej w temperaturze 500oC. Analizowane warianty procesu wyciskania pokazano na rysunku 3.6, a na rysunkach 3.7 i 3.8 wyroby po wyciskaniu wyprasek z proszków (a) i wstĊpnie zagĊszczonych póáwyrobów (b). Na rysunkach 3.9–3.23 przedstawiono wyniki symulacji procesów wyciskania przy ustalonych parametrach.
d)
e)
f)
Rys. 3.6. Analizowane warianty procesu wyciskania ze wspóáczynnikiem λ = 3,32 (a, b, c) i λ = 4, (d, e, f). Kąt stoĪka matrycy: a), d) 80o; b), e) 20o; c), f) 90o [2, 3]
06
a)
b)
Rys. 3.7. Elementy wyciskane ze wspóáczynnikiem λ = 4, z wyprasek (a) i wstĊpnie zagĊszczonych na gorąco póáwyrobów (b) [2, 3]
b)
a)
b)
10,00
–10,00 2,30
1,54 0,94 0,34 0,34 0,94 1,54
0,94
0,00
Z, mm
Z, mm
0,00
20,30 15,80 24,80 20,30 15,80 11,30 6,80 2,30
c)
0,34
10,00
–10,00 0,94
2,74 2,14 1,54
–30,00
–30,00 0,00
20,00 R, mm
499,7
0,00 499,2
3,34
–20,00 0,34
–20,00
10,00
0,00
Z, mm
a)
Rys. 3.8. Elementy wyciskane ze wspóáczynnikiem λ = 3,32 z wyprasek (a) i wstĊpnie zagĊszczonych na gorąco póáwyrobów (b) [2, 3]
498,7
–10,00
498,2 497,7
–20,00 497,2 –30,00
20,00 R, mm
0,00
20,00 R, mm
Rys. 3.9. Wyniki symulacji metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania wyprasek z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 4,. Kąt narzĊdzia 80o. Rozkáad: a) intensywnoĞci naprĊĪeĔ (MPa); b) intensywnoĞci odksztaáceĔ; c) temperatury (oC) [2]
07
a)
b)
0,51 1,20
–20,00
0,00
499,3 3,96 3,96 3,27 3,27
–20,00
0,00 498,4 497,5
Z, mm
Z, mm
0,00
Z, mm
21,00 17,20 13,40 9,60 5,80 5,80 2,00
c)
1,89 2,58
496,6
–20,00
1,20
495,7
2,58
–40,00
–40,00
20,00 R, mm
0,00
20,00 R, mm
0,00
0,00
–40,00
20,00 R, mm
–20,00
0,00
–20,00
Z, mm
0,00
21,80 26,60 21,80 17,00 12,20 7,40 7,40 2,60
–40,00
–40,00
0,00
25,00 R, mm
0,00
499,1 497,3 495,5
–20,00
493,7 491,9
–40,00
490,1
2,16
–60,00
–60,00
3,68 3,68
c)
Z, mm
21,80
0,64 0,64 1,40 2,92 2,16 2,92 3,68 4,44 4,44
b) 21,80
Z, mm
a)
Rys. 3.20. Wyniki symulacji metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania wyprasek z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 4,. Kąt narzĊdzia 90o. Rozkáad: a) intensywnoĞci naprĊĪeĔ (MPa); b) intensywnoĞci odksztaáceĔ; c) temperatury (oC) [2]
0,00
1,40
25,00 R, mm
–60,00
0,00
25,00 R, mm
Rys. 3.2. Wyniki symulacji metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania wyprasek z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 3,32. Kąt narzĊdzia 90o. Rozkáad: a) intensywnoĞci naprĊĪeĔ (MPa); b) intensywnoĞci odksztaáceĔ; c) temperatury (oC) [2]
W wyciskanym materiale w matrycy o kącie 90o ze wspóáczynnikiem λ = 3,32 intensywnoĞci odksztaácenia w czĊĞci nie wyciĞniĊtej zawierają siĊ w przedziale 0,64÷2,6, w czĊĞci kalibrującej 3,68÷4,44, a poza nią ,40÷2,6, a wartoĞci naprĊĪeĔ w kotlinie odksztaácenia wynoszą 7,0÷2,8 MPa. W wyrobach wyciskanych z tym samym wspóáczynnikiem w matrycy o kącie 20o, intensywnoĞci odksztaácenia w czĊĞci stoĪkowej 08
wynoszą ,39÷3,76, kalibrującej 2,97÷3,76, a w czĊĞci wyciĞniĊtej 0,60÷4,55. NajwiĊksze naprĊĪenia mają wartoĞci 8,9÷24,30 MPa. Natomiast w materiale wyciskanym w matrycy o kącie 80o intensywnoĞci odksztaácenia wynoszą w czĊĞci nie wyciĞniĊtej ,09÷2,49, w czĊĞci kalibrującej 2,49÷3,89 i w czĊĞci wyciĞniĊtej ,09÷2,49, a najwiĊksze wartoĞci naprĊĪeĔ 8,5÷22,6 MPa wystĊpują w czĊĞci nie wyciĞniĊtej próbki. b)
–60,00
–80,00
–80,00 25,00 R, mm
2,97 2,18 1,39 0,60
0,00
498,7 496,4 494,1 491,8
–40,00
–60,00
0,00
–20,00 Z, mm
–20,00
–40,00
–40,00
0,00
2,97 3,76 4,55 2,97 2,97 3,76
489,5 487,2
–60,00
–80,00
25,00 R, mm
0,00
Z, mm
–20,00
0,00
24,30 29,70 18,90 13,50 8,10 2,70
Z, mm
0,00
c)
1,39 2,18 2,97 3,76
a)
25,00 R, mm
Z, mm
0,00
–20,00
c) 1,09
0,00
22,60 18,50 14,40 10,30 6,20 2,10
2,49 3,89
–20,00
1,09 2,49 3,89 5,29 6,69 8,09
0,00
–20,00
–40,00
0,00
20,00 R, mm
0,00
1,09
20,00 R, mm
496,4 495,4 494,4
2,49
–40,00
499,4 498,4
Z, mm
b)
Z, mm
a)
Rys. 3.22. Wyniki symulacji metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania wyprasek z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 3,32. Kąt narzĊdzia 20o. Rozkáad: a) intensywnoĞci naprĊĪeĔ (MPa); b) intensywnoĞci odksztaáceĔ; c) temperatury (oC) [2]
–40,00
0,00
20,00 R, mm
Rys. 3.23. Wyniki symulacji metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania wyprasek z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 3,32. Kąt narzĊdzia 80o. Rozkáad: a) intensywnoĞci naprĊĪeĔ; b) intensywnoĞci odksztaáceĔ; c) temperatury (oC) [2]
09
Podobne zaleĪnoĞci wystĊpują w materiale wyciskanym z λ = 4,, a najmniejszy przedziaá wartoĞci odksztaáceĔ wynosi 0,34÷3,34 dla matrycy z kątem 80o. Zapotrzebowanie na wyroby o odpowiednich wáasnoĞciach uĪytkowych powoduje koniecznoĞü wytwarzania elementów konstrukcyjnych z materiaáów o zmiennym skáadzie chemicznym lub wielowarstwowych. Na rysunku 3.24 przedstawiono wyniki symulacji wyciskania wspóábieĪnego wypraski wykonanej z proszków dwóch materiaáów: aluminium i stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si. SymulacjĊ przeprowadzono z zastosowaniem programu MSC.MARC/AutoForge. Na rysunku 3.24a pokazano wynik symulacji, a na rysunku 3.24b próbkĊ po wyciskaniu oraz jej przekrój wzdáuĪny. UáoĪenie materiaáu na przekroju uzyskanym w wyniku symulacji jest podobne do uáoĪenia materiaáu na przekroju uzyskanym w wyciĞniĊtej próbce. Potwierdza to przydatnoĞü tego programu do analizy páyniĊcia materiaáów warstwowych.
a)
b)
Al
Al8,5Cu0,56Mg6,36Si
Rys. 3.24. Przykáad wyciskania elementu o ksztaácie zaworu z dwuwarstwowej wypraski z materiaáu Al/Al8,5Cu0,56Mg6,36Si: a) symulacja metodą elementów skoĔczonych; b) wsad i element po wyciskaniu oraz przekrój wzdáuĪny próbki wyciĞniĊtej (u góry) [7, 4]
Wyniki analizy páyniĊcia materiaáu podczas wyciskania póáwyrobów z proszków stopu aluminium Al8,5Cu0,56Mg6,36Si wykazaáy, Īe jest moĪliwe wyciskanie ze wspóáczynnikami λ = 4, i λ = 3,32 w matrycach z kątem czĊĞci stoĪkowej w zakresie od 90 do 80o zarówno wyprasek, jak i wstĊpnie zagĊszczonych na gorąco póáwyrobów. Konstrukcja narzĊdzi ma wpáyw na rozkáad odksztaáceĔ w materiale wyciskanym. Naj0
korzystniejszy rozkáad odksztaáceĔ wystĊpuje w materiale wyciskanym przy kącie matrycy 80o. O wyborze konstrukcji narzĊdzia do wyciskania decydowaü bĊdą ostatecznie uzyskane wáasnoĞci i struktura wyrobów. Na rysunku 3.25 przedstawiono strukturĊ i rozkáad odksztaáceĔ w wyciskanym materiale ze stopu Al5,5Cu.
Rys. 3.25. Rozkáad intensywnoĞci odksztaácenia i struktury w wyciskanym stopie Al5,5Cu w temperaturze 520oC ze wspóáczynnikiem wyciskania λ = 3,32. PowiĊkszenie struktury 20× [5]
3.2.3. Analiza metodą elementów skoĔczonych procesu wyciskania przeciwbieĪnego AnalizĊ procesu wyciskania przeciwbieĪnego przeprowadzono z zastosowaniem programu MSC.MARC/AutoForge dla odkuwki pierĞcienia táoka. Kucie tej odkuwki odbywa siĊ w dwóch zabiegach: spĊczania i wyciskania. Symulacje przeprowadzono dla osiowo symetrycznego przypadku, stosując model ciaáa sztywno-plastycznego i termomechaniczną procedurĊ obliczeĔ. Na rysunku 3.26 pokazano rozkáady intensywnoĞci odksztaáceĔ w odkuwce ksztaátowanej stemplem przemieszczającym siĊ z prĊdkoĞcią 0, m/s, a na rysunku 3.27 rozkáady temperatur w koĔcowym etapie odksztaácania z róĪnymi jego prĊdkoĞciami. Wyniki symulacji pokazują, Īe rozkáady temperatury w odkuwkach zaleĪne są od prĊdkoĞci narzĊdzi, przy tych samych pozostaáych warunkach odksztaácania. Przy prĊdkoĞci narzĊdzi 0,5 m/s lokalnie temperatura przekracza 500°C. Jest to niekorzystne zjawisko, które powoduje przemiany metalstabilnych faz i rozpuszczanie siĊ wydzieleĔ w aluminiowej osnowie. W konsekwencji, zanikają korzystne wáasnoĞci otrzymane w nadeutektycznych stopach Al-Si podczas wytwarzania proszku.
b)
a)
Rys. 3.26. Rozkáad intensywnoĞci odksztaáceĔ w odkuwce w koĔcowym etapie wyciskania przeciwbieĪnego stopu Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Zr, uzyskany w wyniku symulacji programem MSC.MARC/ AutoForge. PrĊdkoĞü narzĊdzi 0, m/s, początkowa temperatura materiaáu 480oC, temperatura narzĊdzi 400oC, wspóáczynnik tarcia µ = 0, [3, ]
Rys. 3.27. Rozkáad temperatury (oC) w odkuwce w koĔcowym etapie wyciskania przeciwbieĪnego stopu Al7Si5Fe3Cu,Mg0,6Zr, uzyskany w wyniku symulacji programem MSC.MARC/AutoForge. PrĊdkoĞü narzĊdzi: a) 0,5 m/s; b) m/s. Początkowa temperatura 480oC, wspóáczynnik tarcia µ = 0, [3, ]
2
3.3. Analiza procesu kucia w matrycy zamkniĊtej
Przedmiotem analizy jest kucie wyprasek w ksztaácie walca. Proces kucia obejmuje nagrzewanie wyprasek do temperatury 520oC w atmosferze argonu w czasie 0,5 godziny, a nastĊpnie ich odksztaácanie jednym skokiem roboczym na prasie Ğrubowej PS-00 w matrycy zamkniĊtej, podgrzanej do temperatury 380oC. ZmianĊ siáy w czasie odksztaácania w matrycy przedstawiono na rysunku 3.28.
Rys. 3.28. Zmiana siáy w funkcji czasu podczas kucia wyprasek z rozpylanego stopu Al5,5Cu. Gniot εh ≈ 60% [6, 5]
W wyniku odksztaácania w matrycach zamkniĊtych w jednozabiegowym procesie kucia, przy temperaturze 520oC i odksztaáceniu εh ≈ 30%, uzyskuje siĊ wyroby o gĊstoĞci okoáo 0,97 gĊstoĞci teoretycznej, natomiast po dwuzabiegowym odksztaácaniu (εh ≈ 60%) – wyroby o gĊstoĞci okoáo 0,99 gĊstoĞci teoretycznej. Symulacja dotyczy wstĊpnie zagĊszczonego na gorąco materiaáu, który posiada gĊstoĞü zbliĪoną do teoretycznej. Na rysunku 3.29 przedstawiono rozkáady intensywnoĞci odksztaácenia i struktury stopu Al5,5Cu po odksztaáceniu w matrycach zamkniĊtych.
Rys. 3.29. Rozkáad intensywnoĞci odksztaáceĔ i struktury w stopie Al5,5Cu odksztaácanym w matrycach zamkniĊtych w temperaturze 520oC. PowiĊkszenie struktury 20× [6, 5]
3
3.4. Modelowanie odksztaácania kompozytów umocnionych cząstkami
Przy modelowaniu odksztaácania materiaáów kompozytowych wzmocnionych cząstkami wystĊpują dwa zagadnienia: jedno związane z páyniĊciem materiaáu w skali makro, a drugie ze zjawiskami zachodzącymi w otoczeniu cząstki wzmacniającej, czyli páyniĊcia materiaáu w mikroobszarach. Modelowanie páyniĊcia tych materiaáów przeprowadza siĊ przy okreĞlonych warunkach brzegowych, a w szczególnoĞci zadanych zaleĪnoĞciach naprĊĪenie – odksztaácenie przy róĪnych prĊdkoĞciach odksztaácenia i wspóáczynniku tarcia. Modelowanie termomechaniczne wymaga dodatkowo okreĞlenia dla materiaáów wielkoĞci fizycznych związanych z transportem ciepáa. Analiza páyniĊcia materiaáu kompozytowego w skali makro moĪe byü przeprowadzona z zastosowaniem dostĊpnych programów komercyjnych, w których wykorzystuje siĊ zaleĪnoĞci podane na rysunku 3.6. Nie mogą byü one jednak zastosowane do analizy páyniĊcia tych materiaáów w obszarach mikro, gdzie wymagane jest rozróĪnienie materiaáu osnowy i cząstki wzmacniającej o wielkoĞci mikrometra. W dalszej czĊĞci podrozdziaáu przedstawiono wyniki z zastosowania programu CAPS-Finel v.4.62 [8] do analizy spĊczania materiaáu kompozytowego Al-5,5% mas. SiC oraz programu z zastosowaniem metody elementów skoĔczonych do analizy páyniĊcia w mikroobszarach tego materiaáu, otaczających cząstki wzmacniające [6,7]. SpĊczanie jest jednym z zabiegów procesów kucia oraz próbą do wyznaczania granicznych odksztaáceĔ materiaáu. Na rysunku 3.30 pokazano próbki wykonane z materiaáu kompozytowego Al-5,5% mas. SiC po spĊczaniu z prĊdkoĞcią odksztaácenia 0 s–. a)
b)
c)
d)
Rys. 3.30. Próbki z kompozytu Al-5,5% mas. SiC przed odksztaáceniem (a) oraz po zadanych odksztaáceniach logarytmicznych: b) ϕh = 0,2; c) ϕh = 0,6; d) ϕh = przy prĊdkoĞci odksztaácenia ϕ· =0 s– w temperaturze otoczenia [4]
Materiaá ten odksztaáca siĊ bez naruszenia spójnoĞci do wielkoĞci odksztaáceĔ logarytmicznych poniĪej , jego strukturĊ przedstawiono na rysunkach 3.3 i 3.32. W materiale odksztaáconym na zimno widoczna jest struktura z cechami wáóknistoĞci, szczególnie po duĪych odksztaáceniach. W otoczeniu cząstek fazy wzmacniającej i na powierzchni rozdziaáu obserwuje siĊ spiĊtrzenie dyslokacji, co Ğwiadczy o ich 4
udziale w umocnieniu materiaáu (rys. 3.32). Wyniki symulacji páyniĊcia materiaáu podczas spĊczania otrzymano z zastosowaniem programu CAPS-Finel v.4.62 [8], przy zaáoĪeniu, Īe odksztaácanie odbywa siĊ w temperaturze 20oC z prĊdkoĞcią odksztaácenia ϕ· = 0 s– oraz przyjĊciu modelu mechanicznego i wspóáczynnika tarcia µ = 0,. Na rysunku 3.33 pokazano rozkáady intensywnoĞci odksztaáceĔ i naprĊĪeĔ na przekroju spĊczanej próbki. a)
b)
c)
10 µm
10 µm
10 µm
Rys. 3.3. Struktury kompozytu Al-5,5% mas. SiC obserwowane na mikroskopie optycznym: a) materiaá przed odksztaáceniem; b) materiaá po odksztaáceniu na zimno z ϕh = 0,2; c) materiaá po odksztaáceniu na zimno z ϕh = [2, 4]
b)
a)
0,4 µm
0,3 µm
Rys. 3.32. Struktura odksztaácanego na zimno kompozytu Al-5,5% mas. SiC obserwowana na transmisyjnym mikroskopie elektronowym. Materiaá po odksztaáceniu: a) ϕh = 0,2; b) ϕh = 0,6 [2]
5
b)
8,00 –78,0 –43,0
6,00 4,00
8,0
5,00
62,0
0,357 426 0, 0,4 95 0,564 0,6 33
Z, mm
Z, mm
10,00
27,0
a)
2,00 0,00
INKR. 40 (72) 5,00 R, mm
0,00
c)
3
0,00
INKR. 60 (72)
5,00
0,00
8,00
0,813
Z, mm
1,013
4,00
8,00
0 ,9 13
0,713
2,00
–0,395
6,00
0,913
1,113
5,00 R, mm
d)
Z, mm
0,613
SIGMA–V, MPa
4,00
–0,219
R, mm
INKR. 72 (72)
–0,307
0,00
0,00
4,00 2,00
2,00
6,00
277,4
6,00
4,00
0,00
5,00 R, mm
0, 76
0,565 0,6 64 0 ,763 0,862 0,96 1
SIGMA–V, MPa
8,00
Z, mm
6,00
0,466
Z, mm
8,00
INKR. 72 (72)
286,2 281,8 277,4 273,0
0,00
–0,395
0,00
2,00
INKR. 72 (72)
0,00
5,00 R, mm
0,00
INKR. 72 (72)
0,00
SIGMA–M/KF
5,00 R, mm
Rys. 3.33. Rozkáady: a) intensywnoĞci odksztaáceĔ; b) naprĊĪeĔ stycznych; c) intensywnoĞci odksztaáceĔ; d) naprĊĪenia Ğredniego odniesionego do granicy plastycznoĞci obliczone podczas symulacji spĊczania kompozytu Al-5,5% mas. SiC z zastosowaniem programu CAPS-Finel [4]
6
IntensywnoĞci odksztaáceĔ w materiale, w koĔcowym etapie jego spĊczania, mają wartoĞci w zakresie od 0,63 do ,03 (rys. 3.33a), którym odpowiadają intensywnoĞci naprĊĪeĔ od 273 do 295 MPa (rys. 3.33 c). NaprĊĪenia styczne (rys. 3.33b) są dodatnie i wynoszą od 8 do 62 MPa z wyjątkiem naroĪy próbki, gdzie mają wartoĞci ujemne od –48 do –78 MPa. Są one lokalnie powyĪej granicy plastycznoĞci, która wynosi dla tego materiaáu 62 MPa, a dla osnowy aluminiowej 52 MPa. Sprzyja to propagacji pĊkniĊü na pobocznicy odksztaácanego materiaáu (rys. 3.30d). WartoĞci naprĊĪenia Ğredniego odniesione do granicy plastycznoĞci mają znak ujemny. Symulacja páyniĊcia materiaáu osnowy w otoczeniu cząstek fazy umacniającej jest niemoĪliwa do wykonania dostĊpnymi programami komercyjnymi, poniewaĪ zastosowane są w nich uĞrednione charakterystyki materiaáu kompozytowego w postaci zaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie. Do lokalnej analizy páyniĊcia materiaáu konieczna jest procedura obliczeniowa, która umoĪliwia Ğledzenie wybranego obszaru materiaáu kompozytowego podczas jego odksztaácenia makro. Historia odksztaácenia tego obszaru wykorzystana jest do analizy w mikroobszarze, w którym zdefiniowana jest osnowa i cząstka fazy wzmacniającej. Do modelowania odksztaácania w mikroobszarach kompozytów zaáoĪono, Īe proces jest niestacjonarny, a materiaá niesprĊĪysty [2, 6, 7]. PrzyjĊto, Īe materiaá kompozytowy skáada siĊ z miĊkkiej osnowy i cząstek o znacznie wiĊkszym naprĊĪeniu uplastyczniającym σp. Analizowano spĊczanie szeĞcianu o zaáoĪonym w nim rozmieszczeniu cząstek. Rozwiązania poszukiwano w postaci pola prĊdkoĞci vi minimalizującego funkcjonaá mocy odksztaácenia (3.2)
E∆t 2 Π (vi) = ∫ σp ε + ∆t H ′ ( ε ) d V + ∫ (d kk )2 d V + ∫ τs ∆v dS − ν 2 6( 2 ) V V S W funkcjonale (3.2) przyjĊto nastĊpujące oznaczenia: dkk E H′ S V ∆t ε ν σp τs ∆v
– – – – – – – – – – –
tensor prĊdkoĞci odksztaácenia, moduá Younga, moduá plastycznoĞci, powierzchnia styku materiaáu z narzĊdziem, objĊtoĞü kontrolowana, przyrost czasu, intensywnoĞü prĊdkoĞci odksztaácenia, wspóáczynnik Poissona, naprĊĪenie uplastyczniające, naprĊĪenie tarcia, nieciągáoĞci prĊdkoĞci stycznej na powierzchni S.
Na powierzchni styku S odksztaácanego materiaáu z narzĊdziem przyjĊto warunek brzegowy vn = 0. 7
Pierwsza caáka funkcjonaáu (3.2) reprezentuje moc odksztaácenia plastycznego, druga wprowadza warunek nieĞciĞliwoĞci, a trzecia okreĞla moc tarcia na powierzchni styku z narzĊdziem. NaprĊĪenie tarcia τs zdefiniowano jako funkcjĊ naprĊĪenia uplastyczniającego i czynnika tarcia m
τs =
m σp
(3.3)
3
Warunek nieĞciĞliwoĞci zapisano w postaci funkcji kary, która jest mocą zmiany objĊtoĞci, wprost proporcjonalną do moduáu Younga E oraz przyrostu czasu odksztaácenia ∆t i odwrotnie proporcjonalną do wspóáczynnika Poissona:
ν = ν 0 dla σp ≤ σl
– – – –
parametr skalujący wspóáczynnik Poissona, maksymalna wartoĞü wspóáczynnika Poissona, minimalna wartoĞü wspóáczynnika Poissona, granica proporcjonalnoĞci.
β νmax ν0 σl
W równaniach (3.3) i (3.4) oznaczono:
(3.4)
σp ν = ν max (ν max − ν 0 ) exp − β dla σp > σ l σl
DyskretyzacjĊ modelu matematycznego przeprowadzono metodą elementów skoĔczonych w przestrzeni trójwymiarowej [6, 7]. Obliczenia numeryczne zrealizowano dla spĊczania na zimno szeĞcianu o dáugoĞci boku 00 µm. SzeĞcian podzielono na 20×20×20 elementów, odpowiednio, w kierunkach osi ukáadu wspóárzĊdnych x, y, z. Podziaá ten daje siatkĊ 8000 elementów o 27 783 stopniach swobody. Obliczenia przeprowadzono dla zawartoĞci cząstek twardych 0,025%, 0,6%, 4,8% obj. PrzyjĊto dla cząstek twardych naprĊĪenie uplastyczniające σp = 30 000 MPa; natomiast dla osnowy aluminiowej – wyznaczoną w próbie spĊczania krzywą umocnienia, którą aproksymowano funkcją
σp = 50,3 ε 0,596
(3.5)
Do analizy numerycznej wprowadzono kodowanie elementów, co umoĪliwiáo przypisanie okreĞlonym elementom naprĊĪenia uplastyczniającego o wartoĞci przyjĊtej dla cząstek twardych lub osnowy. Materiaá o zawartoĞci cząstek twardych 0,025% obj. modelowano przez wprowadzenie oĞmiu elementów w naroĪu szeĞcianu, w którym przyjĊto równieĪ początek ukáadu wspóárzĊdnych kartezjaĔskich. Model materiaáu o zawartoĞci cząstek twardych 0,6% obj. uzyskano przez wprowadzenie szeĞciu cząstek szeĞciennych, z których kaĪda opisana jest przez oĞmiu elementów. Materiaá o zawartoĞci 4,8% obj. cząstek modelowano przez wprowadzenie szeĞciu cząstek, z których kaĪdą opisano za pomocą 64 elementów. 8
Wzrost zawartoĞci cząstek twardych wpáywa na nierównomiernoĞü odksztaácenia osnowy kompozytu. Znieksztaácenia siatki wokóá cząstek twardych przedstawiono na rysunku 3.34, a rozkáady odksztaáceĔ w páaszczyĨnie xz dla analizowanych trzech wartoĞci gniotów wzglĊdnych i trzech zawartoĞci cząstek twardych na rysunkach 3.35–3.37. W materiale o zawartoĞci cząstek twardych 0,025% obj. wystĊpuje spiĊtrzenie odksztaáceĔ przed cząstką, w kierunku dziaáania wypadkowej pola prĊdkoĞci páyniĊcia materiaáu. Podczas odksztaácania kompozytu zawierającego 0,6% obj. cząstek powstaje miĊdzy nimi strefa duĪych odksztaáceĔ, która rozwija siĊ w kierunku dziaáania wypadkowej pola prĊdkoĞci. Widoczne są równieĪ strefy odksztaáceĔ mniejszych od wartoĞci Ğredniej w przestrzeni miĊdzy cząstkami nie leĪącymi w kierunku dziaáania wypadkowej pola prĊdkoĞci. Opisany schemat odksztaácenia wystĊpuje wyraĨnie w przypadku kompozytu o zawartoĞci cząstek 4,8% obj.
60
60
z, µm
b) 80
40
40
z, µm
a) 80
20
20
0
0 40
80
120
0
c)
x, µm
0
40
80
120
x, µm
80
120
80
z, µm
60
40
20
0 0
40
x, µm
Rys. 3.34. Siatka elementów w páaszczyĨnie xz po odksztaáceniu próbki szeĞciennej z gniotem 30%. ZawartoĞü cząstek twardych: a) 0,025% obj.; b) 0,6% obj.; c) 4,8% obj. [2]
9
a)
b) 90
70
80
50 40
0,12
50
0,08
40
0,06
z, µm
z, µm
60
30 0,04
20 10 0 0
0,35
60
70
0,30 0,25 0,20
30
0,15
20
0,10
10
0,05
0,00
0
0
10
20
30
10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 x, µm
40
50 50
60 70 x, µ m
80 80
90 100 110 110
0,00
a)
b)
90 80
70
70
60
0,40
0,14
50
0,35
0,12
50
40
20
0,20
20
0,15
0,04
10
0 0
0,00
10
20
30
40
50 60 70 x, µm
80
0,25
0,06 0,02
10
0,30
30
0,08
30
z, µm
0,10
40
0,45
0,16
z, µm
60
0 0
Rys. 3.35. Rozkáady intensywnoĞci odksztaácenia w páaszczyĨnie xz po odksztaáceniu próbki szeĞciennej z gniotem 0% (a) i 30% (b). ZawartoĞü cząstek twardych 0,025% obj. [2]
10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 x, µ m
0,10 0,05 0,00
90 100
Rys. 3.36. Rozkáady intensywnoĞci odksztaácenia w páaszczyĨnie xz po odksztaáceniu próbki szeĞciennej z gniotem 0% (a) i 30% (b). ZawartoĞü cząstek twardych 0,6% obj. [2]
90 80 70
z, µm
60 50 40 30 20 10 0 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 x, µ m
b) 70 0,22 0,20 0,18 0,16 0,14 0,12 0,10 0,08 0,06 0,04 0,02 0,00
0,60
60
0,50
50
z, µm
a)
40
0,40
30
0,30
20
0,20
10
0,10
0
0
10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 x, µm
Rys. 3.37. Rozkáady intensywnoĞci odksztaácenia w páaszczyĨnie xz po odksztaáceniu próbki szeĞciennej z gniotem 0% (a) i 30% (b). ZawartoĞü cząstek twardych 4,8% obj. [2]
20
0,00
Prezentowane przykáady modelowania odksztaácania spieków i kompozytów pokazują przydatnoĞü zastosowania komercyjnych i specjalistycznych programów metody elementów skoĔczonych do analizy zjawisk podczas odksztaácania tych materiaáów. WystĊpuje dobra zgodnoĞü wyników uzyskanych z symulacji oraz modelowania fizycznego. Wyniki symulacji dotyczące rozkáadu odksztaáceĔ, naprĊĪeĔ i temperatury w odksztaácanym materiale mają duĪe znaczenie przy analizie jego struktury. Potwierdzają to badania metalograficzne na mikroskopie elektronowym (rys. 3.32) zjawisk w otoczeniu cząstek w materiaáach kompozytowych oraz stan odksztaácenia uzyskany w wyniku symulacji (rys. 3.35–3.37).
3.5. Literatura
[] Hensel A., Spittel T.: Kraft und Arbeitsbedarf bildsamer Formgebungsverfahren. Leipzig, VEB Leipzig 978 [2] Szczepanik S. i in.: Otrzymywanie w procesie odksztaácania na gorąco materiaáów kompozytowych na bazie aluminium wzmocnionych cząstkami fazy o duĪej twardoĞci. Raport z projektu badawczego KBN nr 7 T08D 042 08, Kraków, AGH lipiec 997 [3] Szczepanik S.: Bericht aus dem DAAD Studienaufenthalt am Institut für Metallformung BA Freiberg. 8. Oktober 997 (materiaáy niepublikowane) [4] Szczepanik S., Lehnert W.: The formability of the Al-5,5% SiC composite obtained using P/M method. Journal of Materials Processing Technology, 60, 996, 703– 709 [5] Szczepanik S., Lehnert W., Fischer O.: Deformation behaviour of hot drop-forged powder metallurgical Al-Si-based materials. Aluminium, 76, 9, 200, 738–742 [6] Szczepanik S., ĝleboda T.: Wpáyw warunków odksztaácania na gĊstoĞü i strukturĊ materiaáów otrzymanych z proszków stopów Al-Cu. Materiaáy konferencyjne „Problemy jakoĞci stymulatorem rozwoju technologii bezodpadowych”, Kraków 6–8 wrzeĞnia 999, t. II, 5–56 [7] Szczepanik S.: Bericht zum DAAD – Studienaufenthalt am Institut für Metallformung der TU Bergakademie Freiberg, Freiberg Oktober 2000 [8] Szczepanik S.: Hot extrusion of Al-Si Basis P/M Alloys. Proc. World Congr. on Powder Metallurgy, Kyoto Nov. 2000, 85–854 [9] Szczepanik S.: Umformung pulvermetallurgisch hergestellter Aluminiumlegierungen durch Fließpressen. Tagungsband MEFORM 99, Teilfertigung durch Umformen, Freiberg 24–25 März 999 [0] Szczepanik S.: Formability of Al-Si based P/M materials and its application in modelling of extrusion. NATO Advanced Research Workshop; Recent Developments in Computer Modelling of Powder Metallurgy Processes, Zavaliangos A., Laptev A. (Eds), NATO Science Series III, Computer and Systems Sciences, vol. 76, IOS Press 200, 228–239 2
[] Szczepanik S., Fischer O., Lemke J., Lehmann G.: Umvormverhalten und FEM-Simulation des Fließpressens der sprühkompaktierten und stranggepreßten P/M Aluminiumlegierung. Werkstoffwoche ’98, Band VI, Kopp R., Riedel H. (Eds), . Aufl. –Weinheim, New York, Chichester, Brisbane, Singapore, Toronto, Wiley-VCH 999, 99–04 [2] Szczepanik S.: Wyciskanie wyprasek z proszków i spieków stopów aluminium. [w:] ĝwiątkowski K. (ed.), Polska metalurgia w latach 998–2002, t. , Komitet Metalurgii Polskiej Akademii Nauk, Kraków, Wydawnictwo Naukowe AKAPIT 2002, 354–360 [3] Bartoszek W.: Wpáyw konstrukcji narzĊdzi na páyniĊcie materiaáu podczas wyciskania póáwyrobów z proszku aluminium, Kraków, WMiIM AGH 200 (praca dyplomowa) [4] Rassbach S., Szczepanik S., Lehnert W., Lehmann G.: Untersuchungen zur Herstellung von Bauteilen mit makroskopisch gradierter Werkstoffzusammensetzung durch Umforprozesse. [w:] Wielge B., Leonhardt G. (eds), Verbundwerkstoffe und Werkstoffverbunde, Weinheim, Wiley-VCH Verlag GmbH 200, 223–228 [5] ĝleboda T.: Wpáyw odksztaácania na gorąco na wáasnoĞci stopu Al-Cu o zawartoĞci 5,5% miedzi, otrzymanego metodą metalurgii proszków. Kraków, AGH 999 (praca doktorska) [6] Malinowski Z.: Finite element 3-D Simulation of Metal Flow in Direct Extrusion of Bars. Metallurgy and Foundry Engineering, 22, 4, 996, 295–307 [7] Altenbach J., Sacharov A.S.: Die methode der finite Elemente in der Festkörpermechanik. Leipzig, Veb Fachbuchverlag 982 [8] CAPS-Finel,Das Finite-Element-Programm zur Simulation umformtechnischer Fragstellungen. Herzogenrath, CPM GmbH BRD 995
22
ROZDZIAà 4
Materiaáy o duĪej gĊstoĞci otrzymywane z proszków, spieków metali i kompozytów
4.. Materiaáy z proszków Īelaza i jego stopów
4... WáasnoĞci odksztaácanych na gorąco spiekanych stali
Spiekane stale w porównaniu do konwencjonalnych stali wyróĪniają siĊ nastĊpującymi cechami [1]:
— z drobnych frakcji proszku otrzymuje siĊ wyroby o wielkoĞci ziarna mniejszej niĪ w odpowiadających im skáadem chemicznym stalach otrzymanych w procesach metalurgicznych; — wtrącenia są rozmieszczone równomiernie, a nie w postaci wydáuĪonej i skupisk, jak ma to miejsce w stalach konwencjonalnych; — posiadają izotropowe wáasnoĞci; — jako dodatki stopowe w spiekanych stalach stosuje siĊ najczĊĞciej molibden i nikiel, a ostatnio równieĪ chrom i mangan. W praktyce stosowane są spiekane stale o róĪnym przeznaczeniu [2]. PoniĪej podano zastosowanie i charakterystykĊ spiekanych stali. Ogit – spiekana stal o maáej gĊstoĞci. Po wypeánieniu porów olejem, istnieje moĪliwoĞü zastosowania ich jako materiaáów samosmarujących. Sista i sistadur – grupa materiaáów o duĪej gĊstoĞci. Produkowane są z nich gáównie wyroby przy zastosowaniu metody kucia z proszków. Sistadur jest materiaáem szczególnie polecanym do obróbki cieplnej. Sibra – spiekana stal, której pory wypeánione są innym metalem przez infiltracjĊ. Rholit – proszek do otrzymywania wyrobów o najwyĪszej gĊstoĞci. Materiaá odznacza siĊ wysoką wytrzymaáoĞcią na rozciąganie oraz bardzo dobrymi wáasnoĞciami dynamicznymi. Werhodit – grupa spiekanych stali, która charakteryzuje siĊ bardzo wysoką gĊstoĞcią oraz bardzo dobrymi wáasnoĞciami wytrzymaáoĞciowymi po obróbce cieplnej. Na rysunku 4.1 przedstawiono zaleĪnoĞü wzglĊdnych wáasnoĞci mechanicznych od porowatoĞci, uzyskiwanej w róĪnych procesach formowania proszków [3]. Jedynie procesy zagĊszczania i odksztaácania na gorąco umoĪliwiają uzyskanie bezporowatych wyrobów, a tym samym wysokich cech plastycznych materiaáu [2, 3, 4, 5]. 123
spieki jednokrotnie prasowane
odkuwki
wáasnoĞci mechaniczne odniesione do wartoĞci maksymalnych, %
100 75
wytrzymaáoĞü na rozciąganie
50
wydáuĪenie
25
przewĊĪenie udarnoĞü 0
10 15 porowatoĞü, %
0,95 0,90 0,85 wzglĊdna gĊstoĞü
20 0,80
1,0
5
Rys. 4.. ZaleĪnoĞü wzglĊdnych wáasnoĞci mechanicznych od porowatoĞci wyrobów wytwarzanych z proszków metali w procesie prasowania i spiekania oraz kucia [3]
a)
Spiekane stale o duĪej gĊstoĞci i dobrych wáasnoĞciach plastycznych otrzymuje siĊ przez kucie na gorąco porowatych przedkuwek. W pracy [4] okreĞlono parametry kucia matrycowego konstrukcyjnej stali spiekanej ze stopowego proszku Īelaza Distaloy SA o wzglĊdnej gĊstoĞci przedkuwek ρw = 0,8, tj. temperaturĊ kucia 1000oC i gniot ε okoáo 30%. Odksztaácanie spiekanych stali w tych warunkach umoĪliwia uzyskanie tworzywa o porowatoĞci mniejszej od 3% oraz dobrych wáasnoĞciach mechanicznych. RównieĪ duĪe zagĊszczenie tworzywa uzyskuje siĊ podczas odksztaácania w tych warunkach spiekanych na stali z rozpylanego Īelaza o zawartoĞci wĊgla w przedziale 0,1÷0,7%, z dodatkami stopowymi w postaci molibdenu (dwusiarczek molibdenu lub trójtlenku molibdenu), niklu i miedzi oraz otrzymanej z proszku Īelaza WP (firmy Mannesmann). Na rysunku 4.2 przedstawiono ksztaáty cząstek Īelaza rozpylanego i elektrolitycznego proszku niklu. b)
Rys. 4.2. Ksztaáty cząstek rozpylanego Īelaza RFe0 (a) i elektrolitycznego proszku niklu (b) [6]
124
GĊstoĞü odkuwek. Wpáyw zawartoĞci wĊgla i wielkoĞci cząstek proszku Īelaza RFe0 oraz skáadu chemicznego na gĊstoĞü kutych stali spiekanych pokazano na rysunku 4.3. ZawartoĞü wĊgla w spiekanej stali nie ma wpáywu na jej gĊstoĞü po odksztaáceniu. GĊstoĞci odkuwek otrzymanych ze spiekanej stali o zawartoĞci 0,1% wĊgla wynoszą 7,67 ± 0,05 g/cm3, o zawartoĞci 0,25% wĊgla – 7,71 ± 0,04 g/cm3 i o zawartoĞci 0,68% wĊgla – 7,68 ±0,06 g/cm3 (rys. 4.3a). a)
7,67±0,05
7,71±0,05
7,68±0,05
8 7
7,85 – gĊstoĞü materiaáu litego
6 5 4 2 1
b)
0,25% C
0,68% C
7,73±0,02 7,70±0,05
7,67±0,12 7,70±0,08
7,67±0,09 7,67±0,05
8
0,1% C
0
3
7,85 – gĊstoĞü materiaáu litego
7 6 5
proszek Fe < 160 µm
4
3
proszek Fe < 63 µm
2 1
0 skáad chem.: 0,3% C
0,3% C 0,16% Mo 0,9% Ni
0,5% C 0,5% Mo 1,75% Ni 1,5% Cu
Rys. 4.3. Wpáyw zawartoĞci wĊgla w spiekanej stali z dodatkiem 0,16% molibdenu i 0,9% niklu otrzymanej z proszku Īelaza RFe0 (a) oraz skáadu chemicznego i wielkoĞci cząstek proszku Īelaza RFe0 (b) na gĊstoĞü materiaáu po kuciu w temperaturze 1000oC z odksztaáceniem εh = 34% [6]
Nie stwierdza siĊ wpáywu wielkoĞci cząstek proszku Īelaza na koĔcową gĊstoĞü (rys. 4.3b). Z mniejszych frakcji proszku Īelaza otrzymano nieznacznie niĪsze koĔcowe gĊstoĞci odkuwek po odksztaácaniu wyprasek w temperaturze 1000oC z gniotem ok. 34%. Obserwuje siĊ natomiast wpáyw wprowadzonych dodatków stopowych molibdenu (w postaci w postaci MoS) i miedzi, które powodują nieznaczne obniĪenie gĊstoĞci wyrobów. WáasnoĞci mechaniczne.WáasnoĞci mechaniczne kutych stali spiekanych okreĞlone po normalizowaniu, po hartowaniu i niskim odpuszczaniu oraz po ulepszaniu ciepl125
nym przedstawiono w tabelach 4.1 i 4.2. Austenityzowanie przeprowadzono zaleĪnie od zawartoĞci wĊgla w temperaturze 860oC lub 870oC w czasie 1 h. Odkuwki po wyĪarzaniu cháodzono na powietrzu. Hartowanie przeprowadzono przez austenityzowanie odkuwek w temperaturze 870oC w czasie 1 h i oziĊbianie w oleju, a odpuszczanie w temperaturze 200oC lub 540oC w czsie 1 h. Statyczną próbĊ rozciągania przeprowadzono na próbkach pieciokrotnych o Ğrednicy φ 4 mm. WáasnoĞci mechaniczne determinowane są, obok koĔcowej gĊstoĞci, skáadem chemicznym spiekanej stali. WáasnoĞci plastyczne materiaáu w stanie normalizowanym zmieniają siĊ ze wzrostem zawartoĞci w nich wĊgla: wydáuĪenie zmniejsza siĊ z 25%, przy zawartoĞci wĊgla 0,1%, do 11%, przy zawartoĞci wĊgla 0,68%, a przewĊĪenie odpowiednio, z 45% do okoáo 10%, czyli ponad 4,5 krotnie. Materiaá o zawartoĞci 0,25% C po hartowaniu i odpuszczaniu w temperaturze 200oC wykazuje cechy plastyczne na poziomie cech materiaáu normalizowanego, a odpuszczany w temperaturze 540oC posiada wyĪsze wartoĞci przewĊĪenia. Granica plastycznoĞci i wytrzymaáoĞü na rozciąganie rosną wraz ze wzrostem zawartoĞci wĊgla w spiekanej stali. WielkoĞü cząstek proszku Īelaza ma wpáyw na wáasnoĞci plastyczne materiaáu, przy czym drobniejszym frakcjom, mniejszym od 63 µm, odpowiadają wyĪsze wartoĞci wydáuĪenia i przewĊĪenia w stanie normalizowanym. Wzrost tych wáasnoĞci wystĊpuje dla stopowych stali o zawartoĞci okoáo 0,3% wegla, 0,16% molibdenu (0,3% MoS) i 0,90% niklu oraz o zawartoĞci okoáo 0,5% wĊgla, 0,5% molibdenu, 1,75% niklu i 1,5% miedzi. Dla stali o zawartoĞci okoáo 0,3% wĊgla wpáyw wyjĞciowej wielkoĞci cząstek proszku Īelaza jest mniejszy. Niskostopowa stal z dodatkiem miedzi, otrzymana z proszku Īelaza o frakcji mniejszej od 63 µm posiada znacznie mniejsze wáasnoĞci wytrzymaáoĞciowe aniĪeli stal otrzymana z frakcji poniĪej 160 µm.
Tabela 4.
WáasnoĞci kutych stali spiekanych na osnowie proszku RFe0 o wielkoĞci cząstek poniĪej 160 µm i poniĪej 63 µm po normalizowaniu w temperaturze 870oC w czasie 1 h [6] Lp.
Materiaá
WáasnoĞci Rm , A,
Z,
MPa
MPa
%
%
GĊstoĞü,
Re ,
g/cm3
TwardoĞü HRB
1
Fe<160 µm + 0,3% C
7,73
372±5
518±5
25±4
37±11
69±5
2
Fe<63 µm + 0,3% C
7,70
334±1
472±20
27±2
39±2
66±3
3
Fe<160 µm + 0,3% C + + 0,16% Mo + 0,90% Ni
7,67
302±9
472±20
24±0
33±0
72±1
4
Fe<63 µm + 0,3% C + + 0,16% Mo + 0,90% Ni
7,70
286±0
414±10
24±10
42±0
76±6
5
Fe<160 µm + 0,5% C + 0,5% Mo + 1,75% Ni + 1,5% Cu
7,67
628
1076±64
12±3
10±1
89±6
6
Fe<63 µm + 0,5% C + 0,5% Mo + 1,75%Ni + 1,5% Cu
7,67
437
893±5
15±2
20±9
85±5
126
127
7,68
7,70
7,68 7,71 7,70 7,68
7,72
Fe<160 µm + 0,68% C + 0,16% Mo + + 0,90% Ni
Fe<160 µm + 0,25% C + 0,16% Mo + + 0,90% Ni
Fe<160 µm + 0,68% C + 0,16% Mo + + 0,90% Ni + 1,5% Cu
FeWP<200 µm + 0,25% C + 0,16% Mo + + 0,90% Ni
Fe<160 µm + 0,25% C + 0,16% Mo + + 0,9% Ni
Fe<160 µm + 0,68% C + 0,16% Mo + + 0,9% Ni + 1,5% Cu
FeWP<200 µm + 0,25% C + 0,16% Mo + + 0,9% Ni
3
4
5
6
7
8
9
350±36
494±67
398±25
Rm, MPa
419±33
799±66
419±28
429±48
684±40
427±17
557±59
581±35
1090±44
581±35
583±70
975±84
21±5
4±1
20±5
20±3
12±2
21±4
12±1
14±2
25±1
A, %
WáasnoĞci
590±17
859±29
Oznaczenia: Fe<160 µm – proszek Īelaza RFe0 o wielkoĞci cząstek poniĪej 160 µm Fe<63 µm – proszek Īelaza RFe0 o wielkoĞci cząstek poniĪej 63 µm FeWP<200 µm – proszek Īelaza WP (rozpylany wodą) o wielkoĞci cząstek poniĪej 200 µm
7,70
Fe<160 µm + 0,25% C + 0,16% Mo + + 0,90% Ni
2
236±14
Re, MPa
7,67
g/cm
3
GĊstoĞü,
Fe<160 µm + 0,1% C + 0,16% Mo + + 0,90% Ni
Materiaá
1
Lp.
Tabela 4.2
22±5
9±4
22±5
31±10
8±1
31±3
10±1
22±1
46±4
Z, %
Wpáyw obróbki cieplnej na wáasnoĞci kutych stali spiekanych [6]
29±1 HRC
29±1 HRC
80±6 HRB
76±2
97±5 HRB
79±1 HRB
83±3 HRB
73±6 HRB
60±7 HRB
TwardoĞü
Hartowanie: austenityzowanie 870oC, 1 h, oziĊbianie w wodzie. Odpuszczanie: 200oC, 1 h
Hartowanie: austenityzowanie 870oC, 1 h, oziĊbianie w wodzie. Odpuszczanie: 540oC, 1 h
Normalizowanie 870oC, 1 h
Obróbka cieplna
WáasnoĞci mechaniczne po hartowaniu i odpuszczaniu kutych spiekanych stali z rozpylanego Īelaza o frakcji mniejszej od 160 µm oraz z proszku Īelaza WP o frakcji mniejszej od 200 µm są porównywalne. Oznacza to brak wpáywu metody wytwarzania proszku na wáasnoĞci kutych stali spiekanych. TwardoĞü kutych stali spiekanych zaleĪy gáównie od zawartoĞci wĊgla i ich obróbki cieplnej. Inne dodatki stopowe jak molibden i nikiel powodują jej wzrost. WáasnoĞci mechaniczne spiekanych stali są porównywalne dla materiaáów otrzymanych z rozpylanego Īelaza RFe0 i proszku Īelaza WP. Przeáomy. Powierzchnie przeáomów kutych spiekanych stali po róĪnych zabiegach obróbki cieplnej, obserwowane przy uĪyciu skaningowego mikroskopu elektronowego, przedstawiono na rysunkach 4.4 i 4.5.
c)
b)
4 µm
a)
20 µ m
4 µm
20 µ m
4 µm
20 µ m
Rys. 4.4. Fraktografie powierzchni zniszczenia w próbie rozciągania kutej stali spiekanej, o skáadzie 0,25% wĊgla, 0,15% molibdenu i 0,85% niklu otrzymanej z proszku Īelaza RFe0<160 µm, obserwowane na skaningowym mikroskopie elektronowym: a) po normalizowaniu 870oC, 1 h; b) po hartowaniu 870oC 1 h, oziĊbianiu w oleju, odpuszczaniu: 200oC, 1 h; c) hartowaniu 870oC 1 h, oziĊbianiu w oleju, odpuszczaniu: 540oC, 1 h [6]
128
a)
4 µm
20 µ m
4 µm
20 µ m
c)
b)
20 µ m
4 µm
Rys. 4.5. Fraktografie powierzchni zniszczenia w próbie rozciągania kutej stali spiekanej, o skáadzie 0,68% wĊgla, 0,16% molibdenu i 0,85% niklu otrzymanej z proszku Īelaza RFe0<160 µm, obserwowane na skaningowym mikroskopie elektronowym: a) po normalizowaniu: 870oC, 1 h; b) po hartowaniu: 870oC, 1 h, oziĊbianiu w oleju, odpuszczaniu: 200oC, 1 h; c) po hartowaniu: 870oC 1 h, oziĊbianiu w oleju, odpuszczaniu: 540oC, 1 h [6]
Kute spiekane stale są materiaáami o duĪym zagĊszczeniu. Na powierzchni zniszczenia obserwuje siĊ sporadycznie pustki w postaci porów. Przeáomy mają charakter plastyczny i przechodzą przez ziarna materiaáu. Tylko na czĊĞci powierzchni kutych stali spiekanych o wysokiej zawartoĞci wĊgla 0,68% wystĊpuje przeáom kruchy (rys. 4.5), który przechodzi przez nieodksztaácone cząstki proszku. Powierzchnie zniszczenia materiaáów obrazują dobrą jakoĞü otrzymanych tworzyw.
4..2. Aspekty materiaáowo-technologiczne wytwarzania odkuwki ze spieków Element maszynowy waáka uzĊbionego, przedstawiony na rysunku 4.6, wykonywany jest przez obróbkĊ mechaniczną odkuwki matrycowej o masie 0,305 kg wy129
konanej z póáwyrobu walcowanego. TwardoĞü odkuwki w stanie surowym wynosi 190 HB. Element gotowy waáka ma masĊ 0,135 kg, a twardoĞü na powierzchni poddanej nawĊglaniu ma wynosiü 750 ±70 HV5. ∅ 53
∅ 51,37
41
38
11
8,6
b) 12,4
a)
M10
c)
∅ 24,8
d)
∅ 50
o
72 32’ 8,6
12,1
11,5
11,5
15
72
52
∅ 16
∅ 51,4
o
∅ 17,8
∅ 12
∅ 18,1 ∅ 12,7
∅ 12
Rys. 4.6. Ksztaát odkuwki: a) otrzymanej z póáwyrobu walcowanego; b) wyrobu gotowego; c) przedkuwki spiekanej; d) odkuwki ze spieku [6, 8]
Ksztaátowanie odkuwki waáka uzĊbionego ze spiekanej przedkuwki moĪe odbywaü siĊ przez zagĊszczanie z równoczesnym odksztaácaniem plastycznym. Na rysunku 4.6c pokazano ksztaát spiekanej przedkuwki, której masa wynosi 0,165 kg. Przy takim ksztaácie przedkuwki formowanie trzona odbywa siĊ wyáącznie przez zagĊszczanie, a formowanie tarczy przez zagĊszczanie z udziaáem plastycznego odksztaácenia. 130
Rys. 4.7. Matryce do kucia waáka uzĊbionego ze spieków [8]
Przedkuwki wykonano ze spiekanych stali niskostopowych na osnowie proszków Īelaza RFe0 i WP przez prasowanie na zimno i spiekanie w temperaturze 1150oC w czasie 2 h w atmosferze zdysocjowanego amaniaku. Kucie przeprowadzone jest na prasie Ğrubowej przy temperaturze 1000oC w przyrządzie przedstawionym na rysunku 4.7. Jako Ğrodek smarny zastosowano roztwór grafitu Delta 131. Technologia ta umoĪliwia obniĪenie zuĪycia materiaáu o 0,144 kg/szt (okoáo 47%), w porównaniu z technologią kucia matrycowego z póáwyrobów walcowanych oraz eliminuje w znacznym stopniu obróbkĊ mechaniczną. GĊstoĞci odkuwek wykonanych na osnowie proszku Īelaza RFe0 wynoszą 7,70±0,20 g/cm3, a z proszku WP – 7,72±0,03 g/cm3. Obserwacje mikroskopowe na zgáadach wykonanych na przekrojach wzdáuĪnych odkuwek przedstawiają duĪą jednorodnoĞü zagĊszczenia materiaáu oraz wystĊpowanie rozdrobnionego ziarna w caáej objĊtoĞci (rys. 4.8 i 4.9). StrukturĊ spiekanych stali po normalizowaniu cechuje drobne ziarno w caáej objĊtoĞci. TwardoĞü odkuwek po normalizowaniu wynosi 48±3 HRB. Po nawĊglaniu, hartowaniu i odpuszczaniu w temperaturze 300oC kuta spiekana stal ma twardoĞü 50±2 HRC. Struktury kutej spiekanej stali na osnowie proszku RFe0 o zawartoĞci 0,25%C, 0,16%Mo, 0,85%Ni poddanej nawĊglaniu gazowemu w temperaturze 850oC w czasie 1,5 h, przedstawiono na rysunku 4.10a, po nawĊglaniu, hartowaniu (870oC, 1 h, olej) i odpuszczaniu w temperaturze 500oC w czasie 0,5 h – na rysunku 4.10b, a na rysunku 4.10c – zmianĊ twardoĞci w zaleĪnoĞci od temperatury odpuszczania. 131
Rys. 4.8. Struktury obserwowane na mikroskopie optycznym w miejscach charakterystycznych odkuwki ze spiekanej stali o zawartoĞci 0,25% wĊgla, 0,16% molibdenu i 0,85% niklu otrzymanej z proszku Īelaza RFe0. GĊstoĞü odkuwki 7,70 g/cm3. Normalizowanie: 870oC, 1 h. Trawiono nitalem. PowiĊkszenie 250× [6]
132
Rys. 4.9. Struktury obserwowane na mikroskopie optycznym w miejscach charakterystycznych odkuwki ze spiekanej stali o zawartoĞci 0,25% wĊgla, 0,16% molibdenu i 0,85% niklu otrzymanej z proszku Īelaza WP-200. GĊstoĞü odkuwki 7,72 g/cm3. Normalizowanie: 870oC, 1 h. Trawiono nitalem. PowiĊkszenie 250× [6]
133
a)
b)
c)
40
20
twardoĞü HRC
60
200 400 temperatura, oC
600
0
Rys. 4.0. Struktura kutej spiekanej stali o zawartoĞci 0,25% wĊgla, 0,16% molibdenu i 0,85% niklu otrzymanej z proszku Īelaza RFe0 po nawĊglaniu (a) i po ulepszaniu cieplnym (b) oraz zmiana twardoĞci w zaleĪnoĞci od temperatury odpuszczania w czasie 0,5 h nawĊglonej powierzchni poddanej hartowaniu w temperaturze 870oC w czasie 1 h i oziĊbianiu w oleju (c) [6]
WáasnoĞci mechaniczne spiekanych stali po kuciu i obróbce cieplnej speániają wymogi stawiane elementom konstrukcyjnym. Nie obserwuje siĊ znaczącego wpáywu metody wytwarzania proszku materiaáu osnowy na gĊstoĞü i wáasnoĞci wyrobów otrzymanych w procesie ksztaátowania na gorąco.
4..3. Literatura [1] Weber M.: Pulvergeschmiedete Pleuel-Dynamische Eigenschaften und wirtschaftliche Betrachtungen. Informacja firmowa [2] Sintermetallwerk Krebsöge – Werkstoffe für Sinterformteile. Informacja firmowa [3] Bockstiegel G.: Bisherige Entwicklung und gegenwertiger Stand der Sinterschmiedetechnik. Powder Metallurgy International, vol. 18, No. 2, 1986, 93–100 134
[4] Szczepanik S.: Wpáyw parametrów kucia matrycowego na wáasnoĞci fizyczne i mechaniczne stali spiekanych. Kraków, AGH 1979 (praca doktorska) [5] Gogóáka Z.: Physical and Mechanical Properties of Die Forgings Made of Sintered 25 Steel. Metalurgia i Odlewnictwo, t. 7, z. 2, 1981, 203–213 [6] Szczepanik S.: Teoretyczne i technologiczne aspekty kucia spiekanych stali. ZN AGH Metalurgia i Odlewnictwo, z. 137, 1991 [7] Szczepanik S.: Kucie spiekanych stali. Hutnik, nr 7, 1990, 151–155 [8] Praca badawcza w Instytucie Metalurgii AGH nr 2.351.131, Kraków 1987
4.2. Materiaáy z proszków na osnowie aluminium
Stopy aluminium dzieli siĊ na dwie grupy:
1) stopy do przeróbki plastycznej, 2) stopy odlewnicze.
4.2.. Klasyfikacja stopów aluminium
Podziaá miĊdzy tymi grupami stopów okreĞla maksymalna, graniczna zawartoĞü w roztworze staáym dodatkowego skáadnika rozpuszczonego przy temperaturze eutektycznej. Z zestawienia zmian wáasnoĞci technologicznych i z wykresu równowagi stopów o ograniczonej rozpuszczalnoĞci skáadników wynika, Īe stopy o zawartoĞci dodatku stopowego mniejszej od granicznej jego rozpuszczalnoĞci w stanie staáym przy wysokiej temperaturze mają, przy tej temperaturze, najwiĊkszą plastycznoĞü i najmniejszą wytrzymaáoĞü, a w związku z tym, duĪą podatnoĞü na przeróbkĊ plastyczną. WystĊpowanie struktury eutektycznej w stopie zmniejsza bardzo znacznie jego plastycznoĞü, podatnoĞü do táoczenia, walcowania i kucia, przy pewnej zaĞ, zazwyczaj niezbyt duĪej, zawartoĞci eutektyki taka przeróbka staje siĊ w ogóle nie moĪliwa. NajwiĊkszą rzadkopáynnoĞü wykazują stopy, które krystalizują przy staáej temperaturze. Gdy zawartoĞü skáadnika przy okreĞlonej temperaturze przekracza graniczną jego rozpuszczalnoĞü w metalu podstawowym, rzadkopáynnoĞü stopu gwaátownie roĞnie. Ogólna objĊtoĞü porów skurczowych, jak: pustki miĊdzykrystaliczne, jamy i pĊcherze, które powstają podczas krzepniĊcia odlanego stopu, zmienia siĊ w sposób ciągáy. Ich postaü zaleĪy od zakresu temperatur krystalizacji. Gdy ten zakres jest duĪy, pory skurczowe są prawie zawsze drobne i rozmieszczone w caáym przekroju odlewu. Gdy zakres temperatur krzepniĊcia jest równy zeru, krzepniĊcie metali czystych i stopów eutektycznych odbywa siĊ przy staáej temperaturze, wówczas zamiast rozproszonych porów powstaje w metalu wiĊksza, skupiona jama usadowa. Stosując przy odlewaniu metalu do wlewnic odpowiednie nadstawki, moĪna spowodowaü umiejscowienie siĊ jamy wewnątrz nadlewu i tym samym otrzymaü odlew o duĪej zwartoĞci i Ğcisáej budowie. ZawartoĞü dodatkowych skáadników w stopach odlewniczych powinna byü wiĊksza od granicznej rozpuszczalnoĞci danego skáadnika w metalu podstawowym, np. aluminium, przy wysokiej temperaturze. 135
Wynika to z nastĊpujących przyczyn: — w odlanym i nie wyĪarzonym przedmiocie powstają duĪe i nieuniknione naprĊĪenia wáasne, trzeba wiĊc nadaü mu wystarczającą wytrzymaáoĞü, aby na skutek tych naprĊĪeĔ nie wystąpiáy pĊkniĊcia; — wiĊksza zawartoĞü skáadnika, przekraczająca graniczną rozpuszczalnoĞü w stanie staáym, zwiĊksza rzadkopáynnoĞü stopu.
temperatura
Stopy aluminium moĪna podzieliü, opierając siĊ na wykresie równowagi, na podatne do przeróbki plastycznej – zakres „a” na rysunku 4.11 i odlewnicze – zakres „b” na rysunku 4.11. ZawartoĞü mieszaniny eutektycznej w strukturze stopów odlewniczych nie powinna byü zbyt duĪa, nie wiĊksza od 15 do 20% objĊtoĞci, poniewaĪ pogarsza ona wáasnoĞci mechaniczne i niektóre wáasnoĞci technologiczne stopu. Zastosowanie obróbki cieplnej do odlewniczych stopów aluminium zwiĊksza ich wytrzymaáoĞü i twardoĞü, lecz stopieĔ utwardzenia jest tym mniejszy, im wiĊksza jest w stopie zawartoĞü dodanych skáadników stopowych, tj. im wiĊcej wystĊpuje w jego strukturze mieszaniny eutektycznej. Stopy do przeróbki plastycznej dzielą siĊ na stopy, które w wyniku obróbki cieplnej utwardzają siĊ – stopy w zakresie „a1” na rysunku 4.11 oraz stopy nie nadające siĊ do utwardzania dyspersyjnego – zakres „a2” na rysunku 4.11.
a
a2
Al
b
a1
B, %
Rys. 4.. Klasyfikacja podwójnych stopów aluminium na podstawie wykresu równowagi ukáadu Al–B (B – skáadnik dodatkowy w stopie na osnowie Al) [1]
Teoretyczną granicą miĊdzy tymi dwoma grupami stopów powinna byü graniczna zawartoĞü rozpuszczonego skáadnika w roztworze staáym przy temperaturze pokojowej. Jednak w stopach zawierających dodatki stopowe w iloĞci niewiele wiĊkszej od wartoĞci granicznej, nie osiąga siĊ w praktyce utwardzenia podczas obróbki cieplnej z powodu maáej iloĞci fazy utwardzającej. Na rysunku 4.12 przedstawiono klasyfikacje stopów potrójnych na stopy odlewnicze i stopy do przeróbki plastycznej oraz tych ostatnich na stopy utwardzalne i nieutwardzalne przez obróbkĊ cieplną. 136
a’ II
a III
b
b’
Al
I
Rys. 4.2. Klasyfikacja trzyskáadnikowych stopów aluminium na podstawie wykresu równowagi ukáadu potrójnego (pokazano czĊĞü wykresu odpowiadającą stopom bogatym w Al). Grupy stopów odpowiadają punktom w obszarach I, II i III. Obszar I (powyĪej linii a' b' ) – stopy odlewnicze; obszar II (miĊdzy liniami a' b' i ab) – stopy przerabiane plastycznie i obrabiane cieplnie w celu utwardzenia; obszar III – stopy przerabiane plastycznie, a nie obrabiane cieplnie [1]
4.2... Stopy aluminium do przeróbki plastycznej utwardzane dyspersyjnie
Stopy tej grupy cechuje doĞü maáa wytrzymaáoĞü, niewiele wiĊksza od wytrzymaáoĞci aluminium, duĪa plastycznoĞü i odpornoĞü na korozjĊ. Stosuje siĊ je w przypadkach, gdy wymagana jest duĪa plastycznoĞü, np. na wyroby otrzymywane metodą gáĊbokiego táoczenia lub matrycowania. Do omawianej grupy stopów naleĪą stopy ukáadu Al–Mn, tzw. stopy typu AlMm (PA1) oraz stopy ukáadu Al–Mg o znaku Amr (PA2). ChociaĪ w ukáadzie Al–Mn (rys. 4.13) wystĊpuje zmienna rozpuszczalnoĞü związku miĊdzymetalicznego Al6Mn w aluminium, to jednak wskutek zawartoĞci Īelaza, które jest nieuniknionym zanieczyszczeniem stopu, tworzy siĊ związek potrójny Al6(Mn,Fe) nierozpuszczalny w osnowie aluminiowej. W odróĪnieniu od innych pierwiastków mangan polepsza odpornoĞü stopu aluminium na korozje. Dlatego stopy aluminium z manganem przewyĪszają czyste aluminium pod wzglĊdem wytrzymaáoĞci i odpornoĞci na korozjĊ. Stopy z ukáadu Al–Mg zawierające do 1,4% Mg nie utwardzają siĊ wskutek obróbki cieplnej (rys. 4.13b). Przy zawartoĞci magnezu powyĪej 3% utwardzenie jest moĪliwe, lecz skutecznoĞü tego zabiegu jest niewielka. Z innych jednak wzglĊdów magnez jest poĪytecznym skáadnikiem stopów aluminium, powodując polepszenie odpornoĞci na korozjĊ przy jego zawartoĞci nie wiĊkszej od 3% oraz zmniejszenie gĊstoĞci stopu aluminium i zwiĊkszenie jego wytrzymaáoĞci bez zmniejszenia plastycznoĞci. Dlatego stopy aluminium z magnezem znalazáy zastosowanie jako lĪejsze i bardziej wytrzymaáe niĪ czyste aluminiowe materiaáy konstrukcyjne. 137
a)
b)
700
L+Al6Mn
600
400
400 300
200
200
100
100
1,82 0 Al
L+α
500
α+Al6Mn
300
L 600
α
500
700
1
1,95 2 Mn, %
3
0 Al
o
449 C
α
α+(α+Mg5Al8)+ +Mg5Al8
α+Mg5Al8 1,4 17,4 10
33 20 Mg, %
30
Rys. 4.3. Wykresy równowagi: a) ukáadu Al–Mn; b) ukáadu Al–Mg [1]
4.2..2. Duraluminium oraz inne stopy do przeróbki plastycznej utwardzane dyspersyjnie
SpoĞród stopów aluminium przerabianych plastycznie i obrabianych cieplnie w celu utwardzenia najbardziej rozpowszechniony jest duraluminium. Zawiera on okoáo 4% miedzi i po 1% magnezu i manganu, jak równieĪ Īelazo i krzem. W skáad duraluminium wchodzi zatem najmniej szeĞü skáadników: aluminium, miedĨ, magnez, mangan, krzem i Īelazo. Gáównymi jednak dodatkami są miedĨ i magnez. Dlatego teĪ stop ten moĪna zaliczyü do stopów ukáadu Al–Cu–Mg. Krzem i Īelazo są skáadnikami, które dostają siĊ do duraluminium wskutek niedostatecznej czystoĞci aluminium, bĊdącego podstawowym skáadnikiem osnowy stopu. Mangan dodaje siĊ do duraluminium, podobnie jak i do innych stopów aluminium, gáównie w celu zwiĊkszenia odpornoĞci na korozjĊ. Wymienione skáadniki duraluminium tworzą róĪne fazy miĊdzymetaliczne. Niektóre z tych faz, jak CuAl2, faza S, Mg2Si, rozpuszczają siĊ w aluminium, a wiĊc umoĪliwiają starzenie stopu, inne natomiast, jak związki miĊdzymetaliczne Īelaza i manganu, są nierozpuszczalne. Struktura duraluminium w stanie wyĪarzonym skáada siĊ z ziarn roztworu staáego i wtórnych wydzieleĔ róĪnych związków miĊdzymetalicznych. Podczas przesycania od optymalnych temperatur wynoszących okoáo 500oC przewaĪająca czĊĞü związków miĊdzymetalicznych CuAl2 i MgSi rozpuszcza siĊ w aluminium, a związki Īelaza pozostają nie rozpuszczone. Wskutek tego struktura stopu w stanie przesyconym skáada siĊ z roztworu staáego na osnowie aluminium oraz nie rozpuszczonych związków Īelaza. Nagrzewanie do temperatur wyĪszych niĪ 500÷520oC powoduje nadtapianie na granicach ziarn, a podczas nastĊpnego cháodzenia z utworzonej fazy ciekáej tworzy siĊ mieszanina eutektyczna. WáasnoĞci mechaniczne stopu po koĔcowej obróbce cieplnej, tj. po przesycaniu i utwardzaniu wydzieleniowym, zaleĪą od temperatury przesycania (rys. 4.14). PodwyĪ138
szenie tej temperatury powoduje rozpuszczenie siĊ wiĊkszej iloĞci faz miĊdzymetalicznych, otrzymuje siĊ zatem roztwór staáy bardziej przesycony, a po utwardzaniu wydzieleniowym wiĊkszą wytrzymaáoĞü stopu. 46
24
45
22 20
A
43
18
42
16
41
14
40
12 Rm
39
10
38
8
37
6
36
480
490
4
35 34
A, %
44
500
510
520
2 0
temperatura przesycania, oC
Rys. 4.4. WáasnoĞci mechaniczne duraluminium po przesycaniu i starzeniu w zaleĪnoĞci od temperatury przesycania [1]
Stąd bardzo waĪne jest dokáadne przestrzeganie podczas obróbki cieplnej odpowiednich temperatur przesycania. Przy obróbce cieplnej duraluminium wahania temperatur przesycania nie powinny byü wiĊksze od ±3 do 4oC. Duraluminium naleĪy do stopów aluminium, których starzenie przebiega samorzutnie. Wykazuje on najlepsze wáasnoĞci mechaniczne po starzeniu samorzutnym trwającym 5–7 dni. Obróbka cieplna duraluminium polega na przesycaniu od temperatury okoáo 500oC (oziĊbianie w wodzie) i nastĊpnym samorzutnym starzeniu, czyli wyroby z tych stopów naleĪy uwaĪaü za gotowe dopiero po upáywie 5–7 dni od chwili przesycania. Wskutek maáej odpornoĞci duraluminium na korozjĊ poszukuje siĊ sposobów jego ochrony przed dziaáaniem Ğrodowisk korodujących. NajczĊĞciej stosuje siĊ w tym celu platerowanie duraluminium czystym aluminium – odlany wlewek z duraluminium owija siĊ blachą aluminiową i walcuje na gorąco. Podczas walcowania nastĊpuje zgrzewanie aluminium z duraluminium. OdpornoĞü na korozjĊ duraluminium platerowanego jest taka sama jak czystego aluminium. Wedáug warunków technicznych gruboĞü warstwy ochronnej z aluminium wynosi od 4 do 8% gruboĞci platerowanej blachy lub Ğrednicy drutu, prĊta. NaáoĪenie na duraluminium warstwy czystego aluminium, mającego mniejszą wytrzymaáoĞü niĪ duraluminium, pogarsza wáasnoĞci mechaniczne póáwyrobu jako caáoĞci. 139
Obecnie produkuje siĊ róĪne gatunki duraluminium. Stop PA6 jest to tzw. duraluminium zwykáe. Fazami utwardzającymi w tym stopie są fazy: S i CuAl2. Gatunki duraluminium PA8 i PA7, tzw. superduraluminy, mają w porównaniu z duraluminium zwykáym nieco odmienny skáad chemiczny. Duraluminium PA8 zawiera nieco wiĊcej miedzi, a PA7 – wiĊcej magnezu. W pierwszym z nich podstawową fazą utwardzającą jest związek CuAl2, a w drugim – faza S. StopieĔ nasycenia roztworu staáego podczas wygrzewania przy przesycaniu jest w obu tych stopach wiĊkszy niĪ w duraluminium PA6. Po obróbce cieplnej obejmującej przesycanie i starzenie ich wytrzymaáoĞü jest równieĪ wiĊksza niĪ stopu PA6. W tabeli 4.3 podano wáasnoĞci mechaniczne wybranych gatunków duraluminium, a w tabeli 4.4 warunki ich obróbki cieplnej. Tabela 4.3
PA6
wyĪarzony przesycony i starzony
PA8
wyĪarzony przesycony i starzony
R e, MPa
210 420
A, %
Z, %
HB
110
18
58
45
240
15
35
45
220
110
15
48
50
460
300
15
–
105
220
110
18
55
50
320
17
30
105
PA7
wyĪarzony przesycony i starzony
Rm , MPa
Stan
Gatunek duraluminu
WáasnoĞci mechaniczne duraluminów [1]
470
Tabela 4.4
Warunki obróbki cieplnej duraluminów [1]
Gatunek duraluminu
Obróbka zmiĊkczająca wyĪarzanie
Obróbka utwardzająca przesycanie
starzenie
temperatura, o C
temperatura, o C
oĞrodek cháodzący
temperatura, o C
Czas, dni
PA6
340÷370
495÷505
woda
20
>4
PA8
340÷370
498÷503
woda
20
>4
PA7
340÷370
490÷500
woda
20
>4
Z tabeli 4.4 wynika, Īe dla zwykáego duraluminium wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm osiąga wartoĞü 420 MPa, a dla duraluminium o wysokiej wytrzymaáoĞci – 470 MPa. 140
Znacznie wiĊkszą wytrzymaáoĞü moĪna uzyskaü w stopach aluminium, które oprócz miedzi i magnezu zawierają równieĪ cynk jako jeden z gáównych dodatków, tj. w stopach ukáadu Al–Cu–Mg–Zn. 4.2..3. Stopy aluminium na odkuwki i wyroby táoczone Wiele czĊĞci konstrukcyjnych, np. áopatki Ğrubowe, wykonuje siĊ ze stopów aluminium, stosując kucie. Wymaga siĊ wówczas od stopu oprócz dobrych wáasnoĞci mechanicznych równieĪ duĪej plastycznoĞci na gorąco. W tych przypadkach stosuje siĊ albo duraluminium o zwykáym skáadzie, które oznacza siĊ przez PA6 (AK1), albo inne stopy zbliĪone do duraluminium pod wzglĊdem skáadu chemicznego, jak PA31 (AK6) lub PA33 (AK8). Skáad chemiczny tych stopów oraz ich wáasnoĞci mechaniczne zestawiono w tabelach 4.5 i 4.6. Tabela 4.5
ZawartoĞü pierwiastków stopowych, %
Gatunek stopu
Cu
Mg
PA6 (AK1)
3,8÷4,8
PA31 (AK6)
1,8÷2,6
Fe
0,4÷0,8
0,4÷0,8
< 0,7
< 0,7
0,4÷0,8
0,4÷0,8
0,6÷1,2
< 0,6
Si
3÷5
0,3÷0,7
0,5÷1,1
0,5÷1,1
< 1,0
0,2÷0,6
0,5÷0,8
0,15÷0,35
0,6÷1,2
< 0,8
AK5
Mn
PA33 (AK80
Skáad chemiczny stopów typu PA (AK) [1]
Tabela 4.6
WáasnoĞci mechaniczne stopów PA [1]
Gatunek stopu
Obróbka cieplna
Przeróbka plastyczna na gorąco
Rm ,
A,
MPa
%
HB
PA6 (AK1)
przesycanie i samorzutne starzenie
táoczenie kucie
380 360
10 8
90 90
PA31 (AK6)
przesycanie i przyĞpieszone starzenie
táoczenie kucie
360 340
7 5
95 95
PA33 (AK8)
przesycanie i przyspieszone starzenie
táoczenie kucie
460 440
10 8
– 130
AK5
przesycanie i przyĞpieszone starzenie
táoczenie kucie
280 300
10 12
85 85
141
SpoĞród tych stopów najwiĊkszą plastycznoĞcią odznacza siĊ stop AK5, z którego wykonuje siĊ táoczone lub matrycowane czĊĞci o záoĪonych ksztaátach, np. kadáuby silników. W porównaniu z duraluminium wáasnoĞci mechaniczne tych stopów są nieco gorsze. RóĪnica we wáasnoĞciach jest nastĊpstwem bardziej drobnoziarnistej struktury duraluminium w postaci blachy, rur, ksztaátowników i innych podobnych póáwyrobów. Stopy grupy AK obrabia siĊ cieplnie w zbliĪonych warunkach. Po starzeniu przyĞpieszonym stopy te uzyskują zazwyczaj lepsze wáasnoĞci niĪ po starzeniu samorzutnym. 4.2..4. Siluminy oraz inne stopy aluminium na odlewy ksztaátowe
0,5
Si, % 1,0 1,5
2,0
0 1500 700
Do grupy stopów aluminium zwanych siluminami naleĪą stopy o duĪej zawartoĞci krzemu. Są one najbardziej rozpowszechnione jako odlewnicze stopy aluminium stosowane na odlewy dla przemysáu samochodowego i lotniczego. Jako stopy odlewnicze uĪywane są, oprócz siluminów, równieĪ stopy aluminium z miedzią, manganem i cynkiem, lecz zastosowanie tych stopów jest mniejsze. Stopy wiĊkszoĞci ukáadów podwójnych Al–Cu, Al–Mg, i innych o skáadzie eutektycznym, mają niewystarczające wáasnoĞci mechaniczne. Stopy z ukáadu Al–Si są pod tym wzglĊdem lepsze (rys. 4.15).
1400 600
1,65
1300 500
1200 400
1414oC
577 oC
temperatura, oC
1100 300
0,09
1000 200
L+Si
0,05
900 100 800
0
700 α+L 600 500 400
577 oC
α α+Si 0 Al
10
20
30
40
50 60 Si, %
70
80
90
Rys. 4.5. Wykres równowagi ukáadu Al–Si [1]
142
100 Si
Eutektyka tego ukáadu zawiera niewiele krzemu, a wáasnoĞci mechaniczne stopu eutektycznego są doĞü dobre, zwáaszcza gdy stop jest modyfikowany. Korzystne poáączenie dobrych wáasnoĞci odlewniczych, siluminów, w tym lejnoĞci i mechanicznych, spowodowaáo ich szerokie zastosowanie. Obecnie staáo siĊ moĪliwe odlewanie czĊĞci o bardzo záoĪonych ksztaátach i duĪym obrysie. W wyniku odlewania otrzymuje siĊ odlewy o duĪej dokáadnoĞci wymiarów, czĊsto bez naddatków na obróbkĊ skrawaniem. Takie wyniki osiąga siĊ dziĊki stosowaniu metod odlewania precyzyjnego, odlewania do form trwaáych lub skorupowych, odlewania pod ciĞnieniem. Stop w postaci odlewu ma gĊstoĞü zbliĪoną do gĊstoĞci stopu przerobionego plastycznie, co osiąga siĊ przez zastosowanie krystalizacji pod ciĞnieniem oraz wielu innych ulepszeĔ. Zastosowanie obróbki cieplnej odlewów ze stopów aluminium polepsza znacznie ich wáasnoĞci mechaniczne. Dla odlewniczych stopów aluminium dwukrotne zwiĊkszenie wytrzymaáoĞci i wydáuĪenia jest zwykle wynikiem osiąganym przez zastosowanie przesycania z nastĊpnym przyspieszonym starzeniem. W porównaniu z obróbką cieplną stopów aluminium przerabianych plastycznie w procesie obróbki cieplnej odlewów wystĊpują pewne odrĊbne wáaĞciwoĞci, wynikające z róĪnicy skáadu chemicznego oraz z tego, Īe stopy w postaci odlewanej mają strukturĊ o wiĊkszym ziarnie niĪ stopy przerobione plastycznie. Podczas przesycania stopów w postaci odlewanej naleĪy je nagrzewaü zazwyczaj do temperatury nieco wyĪszej niĪ stopy przerabiane plastycznie i dáuĪej wygrzewaü odlewy przy tej temperaturze. Wynika to z koniecznoĞci rozpuszczenia duĪych cząstek związku miĊdzymetalicznego, rozmieszczonych przewaĪnie na granicach ziarn i wyrównania skáadu chemicznego w caáej objĊtoĞci ziarna. Stopy odlewnicze prawie wcale nie podlegają starzeniu samorzutnemu; uzyskują one maksymalną wytrzymaáoĞü po starzeniu przyspieszonym, trwającym 10–20 h przy temperaturze w zakresie od 150 do 180oC. Utwardzenie odlewniczych stopów aluminium nastĊpuje, podobnie jak stopów przerabianych plastycznie, wskutek rozpuszczenia związków miĊdzymetalicznych takich, jak: CuAl2, Mg2Si, fazy S, Al3Mg2 i innych, oraz wytworzenia w wyniku przesycania roztworu staáego przesyconego. Obróbka cieplna polepsza jednoczeĞnie wytrzymaáoĞü i ciągliwoĞü, co jest wynikiem rozpuszczenia wymienionych związków miĊdzymetalicznych, które przed obróbką cieplną byáy w odlewie rozmieszczone na granicach ziarn. Dlatego w wielu przypadkach juĪ samo tylko przesycanie bez starzenia polepsza wáasnoĞci mechaniczne. Starzenie jeszcze w wiĊkszym stopniu polepsza wytrzymaáoĞü, czĊsto jednak zachodzi przy tym zmniejszenie plastycznoĞci. Przesycanie i starzenie stopów podwójnych aluminium z krzemem i w ogóle stopów o duĪej zawartoĞci krzemu powoduje tylko nieznaczne ich utwardzanie, lecz wáasnoĞci mechaniczne tych stopów moĪna znacznie polepszyü, stosując specjalne zabiegi w stanie ciekáym. Silumin zawierający12÷15% Si jest ze wzglĊdu na strukturĊ stopem nadeutektycznym. W strukturze tego stopu wystĊpują pierwotne wydzielenia krzemu na tle gruboziarnistej mieszaniny eutektycznej. JeĞli przed odlewaniem doda siĊ do tego stopu niewielką iloĞü sodu lub innych substancji, np. mieszaniny 2/3NaF + 1/3NaCl, to w jego strukturze zachodzą zasadnicze zmiany. Stop staje siĊ podeutektyczny, a struktura 143
skáada siĊ z jasnych krysztaáów pierwotnych roztworu staáego i drobnoziarnistej mieszaniny eutektycznej. Proces ten nazywa siĊ modyfikowaniem, a wprowadzane substancje, które go wywoáują – modyfikatorami. Dodawanie modyfikatorów w iloĞci do 1% masowego ciekáego stopu hamuje wydzielenie siĊ krysztaáów krzemu. ObniĪają siĊ równieĪ temperatury, przy których wydzielają siĊ krysztaáy krzemu. Mieszanina eutektyczna tworzy siĊ przy niĪszych temperaturach, w związku z czym mniejsza bĊdzie wielkoĞü ziarn produktów krystalizacji. Z powodu przesuniĊcia linii początku wydzielenia siĊ krysztaáów krzemu i wykrystalizowania eutektyki w obszar niĪszych temperatur stop nadeutektyczny o zawartoĞci krzemu w zakresie od 12 do 13% staje siĊ stopem podeutektycznym (rys. 4.16). a)
Si
Al
temperatura
Silumin 12÷13% Si
b)
11,6
Si, %
c)
Rys. 4.6. Wpáyw modyfikowania na krystalizacjĊ stopów aluminium z krzemem: a) ukáad Al–Si, linie ciągáe odnoszą siĊ do siluminu niemodyfikowanego, linie kreskowane – do modyfikowanego, oraz struktura stopu: b) niemodyfikowanego; c) modyfikowanego [1]
144
Rozdrobnienie struktury oraz brak w niej pierwotnych krysztaáów kruchego krzemu powoduje polepszenie wáasnoĞci mechanicznych. Dla stopu niemodyfikowanego o zawartoĞci 13% krzemu Rm = 140 MPa i A = 3%. Stop modyfikowany o tej samej zawartoĞci krzemu i innych skáadników ma wáasnoĞci nastĊpujące: Rm = 180 MPa, A = 8%. Jakkolwiek stopy podwójne aluminium z krzemem mają bardzo dobrą lejnoĞü, to jednak w wielu przypadkach nie czynią zadoĞü wymaganiom, jakie stawia siĊ stopom odlewniczym pod wzglĊdem wáasnoĞci mechanicznych. Stopy aluminium o zawartoĞci 10÷13% krzemu stosuje siĊ na odlewy o záoĪonym ksztaácie, od których nie wymaga siĊ wysokich wskaĨników wáasnoĞci mechanicznych. Przy wyĪszych wymaganiach dotyczących wáasnoĞci wytrzymaáoĞciowych stosuje siĊ specjalne siluminy podeutektyczne zawierające 4÷10% krzemu oraz dodatki miedzi, magnezu i manganu. WáasnoĞci mechaniczne siluminów specjalnych obrobionych cieplnie zmieniają siĊ: Rm w zakresie 200÷250 MPa, A w zakresie 1÷6%. Są one znacznie gorsze od analogicznych wáasnoĞci stopów przerabianych plastycznie. RóĪnica wáasnoĞci tych dwóch grup stopów aluminium jest nastĊpstwem bardziej gruboziarnistej struktury stopów odlewniczych, nie rozdrobnionej przez obróbkĊ plastyczną. SpoĞród stopów odlewniczych na osnowie aluminium, najlepsze wáasnoĞci mechaniczne i odpornoĞü na korozjĊ wykazuje stop z magnezem, zawierający 9,5÷11,5% tego pierwiastka. Po przesycaniu tego stopu jego wytrzymaáoĞü osiąga 300 MPa, a wydáuĪenie 12%. 4.2..5. ĩarowytrzymaáe stopy aluminium
Wiele czĊĞci konstrukcyjnych wykonywanych ze stopów aluminium przez odlewanie lub táoczenie pracuje przy temperaturach 200÷300oC, a nawet 350oC, np. táoki, gáowice cylindrów itp. Skáadnikami stopowymi tych materiaáów są: miedĨ, magnez, nikiel, Īelazo, tytan. Aby nadaü tym stopom niezbĊdne wáasnoĞci, stosuje siĊ przesycanie, odbywa siĊ wówczas przejĞcie dodatkowej fazy do roztworu staáego, a nastĊpnie przyĞpieszone starzenie w celu otrzymania trwaáej struktury. Im wiĊcej pierwiastków stopowych wchodzi w skáad stopu oraz w skáad faz wydzielających siĊ podczas starzenia, tym powolniejszy jest przy wysokich temperaturach proces zaniku utwardzenia uzyskanego przez przesycanie i starzenie. Dlatego stopy Īarowytrzymaáe mają zazwyczaj bardziej záoĪony skáad chemiczny i w odróĪnieniu od innych stopów aluminium zawierają one celowo dodawane Īelazo i nikiel jako dodatki stopowe.
4.2.2. Wytwarzanie wyrobów z proszków stopów aluminium Nowe materiaáy przeznaczone do zastosowania w silnikach spalinowych muszą speániaü szereg warunków. Gáównym wymaganiem jest zmniejszenie masy poruszanych lub przyĞpieszanych elementów silnika. Speánienie tego warunku jest moĪliwe przez optymalizowanie geometrii poszczególnych elementów, zastosowanie materiaáów o lepszych wáasnoĞciach mechanicznych lub dobór materiaáów o mniejszej gĊstoĞci. Biorąc pod uwagĊ aluminium i jego stopy, jako alternatywne tworzywa dla osiąg145
niĊcia wyĪej wymienionych celów, naleĪy poprawiü wiele wáasnoĞci konwencjonalnych stopów aluminium, aby speániü wymagania związane z ich zastosowaniem na wysokoobciąĪone korbowody, zawory, pierĞcienie táoków cylindrów itp. Na rysunkach 4.17 i 4.18 pokazano przykáady zastosowania w silnikach spalinowych i gáowicy silników stopów aluminium, otrzymanych metodami metalurgii proszków.
trzpieĔ sprĊĪyna
zawór
prowadnica zaworu
gniazdo i zaworu d
Rys. 4.7. Przykáady zastosowania nowoczesnych stopów aluminium w silnikach spalinowych [2]
gáowica cylindra
pierĞcieĔ táoka
prowadnica pierĞcieĔ táoka korbowód
waá korbowy
Rys. 4.8. Przykáad zastosowania nowoczesnych stopów aluminium w gáowicy cylindrów [2]
Z materiaáowego punktu widzenia naleĪy w tego typu materiaáach, ze wzglĊdu na temperatury zastosowania, zmieniü mechanizm umocnienia z umocnienia wydzieleniowego na umocnienie dyspersyjnymi cząstkami, celem zablokowania ruchu dyslokacji w peánym zakresie pracy materiaáu. Cząstki dyspersyjne muszą byü bardzo maáe, o wymiarach od 10 do 50 nm, równomiernie rozáoĪone i stabilne w podwyĪszonych temperaturach. StrukturĊ moĪna stabilizowaü przez zastosowanie cząstek dyspersyjnych z materiaáów ceramicznych (Al2O3, Al4C3) [2, 3] lub związków miĊdzymetalicznych utworzonych z metali przejĞciowych, o maáej prĊdkoĞci dyfuzji do osnowy aluminiowej [4, 5]. 146
4.2.2.. Nowe stopy aluminium otrzymane metodą metalurgii proszków Do wytwarzania nowoczesnych stopów aluminium stosuje siĊ na skalĊ produkcyjną dwa procesy: 1) rozpylanie gazem, 2) natryskowe formowanie.
rozpylanie
b)
formowanie natryskowe
tygiel tygiel
a)
Do rozpylania gazem stosuje siĊ tzw. technikĊ RS (ang. rapid solidification). Roztopiony materiaá, który jest nasycony rozpuszczonymi dodatkami stopowymi, zostaje rozdrobniony przy uĪyciu gazu cháodzącego, np. azotu (rys. 4.19a). Krople ciekáego stopu są bardzo szybko scháodzone, w wyniku czego zostaje zamroĪony stan przesycenia w cząstkach proszku. RównoczeĞnie tworzą siĊ dyspersyjne związki miĊdzymetaliczne, które stabilizują wytrzymaáoĞü na gorąco. Natryskowe formowanie moĪe byü rozpatrywane jako specjalny przypadek rozpylania gazem. WiĊksza iloĞü cząstek, okoáo 80%, podobnie jak w procesie RS ulega krzepniĊciu i opada w strumieniu gazu na obracającą siĊ i obniĪającą siĊ podstawĊ (rys. 4.19b). Opadające ciekáe lub czĊĞciowo zakrzepniĊte cząstki ulegają spajaniu na obrotowej podstawie lub na powierzchni powstającego walca. GĊstoĞci otrzymanych tym sposobem bloczków wynoszą powyĪej 0,97 gĊstoĞci teoretycznej. Poprzez dodatkowe dysze moĪliwe jest wprowadzenie cząstek staáych do rozpylanej strugi, przez co otrzymuje siĊ materiaáy wzmocnione cząstkami tzw. materiaáy MMC (ang. metal matrix composites).
ciekáyáy stop ciek stop dysza dysza
wpr wprowadzenie do p do proszku fazy wzm wzmacniającej w
komora komora rozpylania rozpylania
proszek
walec
frakcja proszku podsitowa
Rys. 4.9. Schematyczne przedstawienie procesu rozpylania proszku (a) i natryskowego formowania (b) [2]
147
Wytwarzanie wyrobów z proszków stopów aluminium skáada siĊ z nastĊpujących zabiegów: izostatycznego prasowania na zimno, podgrzewania, wyciskania, kucia matrycowego i obróbki cieplnej, natomiast wytwarzanie wyrobów z natryskowo formowanych walców obejmuje: nagrzewanie, wyciskanie, kucie matrycowe i obróbkĊ cieplną. Wpáyw metody wytwarzania i zagĊszczania na rodzaj dyspersyjnych cząstek w stopie AlFe8 pokazano na rysunku 4.20 [3]. W materiale otrzymanym przez rozpylanie w procesie RS wystĊpują gáównie cząstki Al6Fe i maáa iloĞü cząstek Al3Fe. Cząstki Al6Fe są bardziej efektywne przy umocnieniu aniĪeli cząstki Al3Fe, jednakĪe są one metastabilne i rozpadają siĊ powyĪej temperatury 500oC. Po zagĊszczaniu na gorąco proszków poniĪej temperatury 500oC wystĊpuje w materiale znaczna czĊĞü cząstek Al6Fe. W procesie natryskowego formowania czĊĞü kropli o maáych rozmiarach opada na dno komory rozpylania, tworząc proszek. Proszek ten nazywa siĊ Overspray i zawiera w porównaniu do RS – proszku, mniejszą iloĞü cząstek fazy Al6Fe, a znacznie wiĊkszy udziaá cząstek fazy Al3Fe. W natryskowo uformowanym walcu nie wystĊpują cząstki fazy Al6Fe, co związane jest z warunkami cieplnymi tego procesu. 40
Al 3Fe
30 25 20 15 10 5 0
Al6Fe + α
Udziaá fazy Al – Fe, %
35
Proszek otrzymany przez rozpylanie
Materiaá po kuciu proszku w temperaturze 495oC
Frakcje podsitowe rozpylanego proszku
Materiaá po kuciu podsitowych frakcji proszku
Materiaá natryskowo formowany
Rys. 4.20. Udziaá faz miĊdzymetalicznych w stopie AlFe8 otrzymanym metodami metalurgii proszków [2]
Stopy Al–Si powinny zawieraü odpowiednią iloĞü krzemu, aby zmniejszyü wspóáczynnik rozszerzalnoĞci cieplnej, jednakĪe musi byü w nich utrzymane przewodnictwo cieplne na odpowiednim poziomie. ZawartoĞü krzemu ma istotny wpáyw na wymianĊ ciepáa w elementach konstrukcyjnych. Ponadrównowagowa zawartoĞü krzemu powin148
na wystĊpowaü w osnowie w postaci wydzieleĔ krysztaáów pierwotnych, aby podobnie jak dodatek cząstek, np. SiC, podwyĪszyü moduá Younga E. WielkoĞü wydzieleĔ krysztaáów krzemu wpáywa na odpornoĞü na Ğcieranie i wytrzymaáoĞü zmĊczeniową. Z trybologicznego punktu widzenia poĪądane są w materiale cząstki o wielkoĞci od 20 do 30 µm, podczas gdy dla uzyskania dobrej wytrzymaáoĞci zmĊczeniowej – cząstki o wielkoĞci od 2 do 3 µm. Na rysunku 4.21 przedstawiono porównanie wytrzymaáoĞci na rozciąganie materiaáu Dispal A/S 250 wytworzonego metodą metalurgii proszków z wytrzymaáoĞcią na rozciąganie materiaáu konwencjonalnego AA2618 poddanego obróbce cieplnej T6, czyli zabiegom przesycania i starzenia sztucznego. Materiaá Dispal A/S to stop aluminium o zawartoĞci 20% krzemu, 5% Īelaza i 2% niklu, który oznacza siĊ literą A w postaci rozpylanej gazem, a otrzymany przez natryskowe formowanie literą S. PowyĪej temperatury 200oC wytrzymaáoĞü na rozciąganie jest znacząco wyĪsza w materiale Dispal A/S w porównaniu ze stopem AA2618 po obróbce cieplnej T6. WytrzymaáoĞü i wydáuĪenie materiaáów Dispal w zaleĪnoĞci od zawartoĞci cząstek dyspersyjnych przedstawiono na rysunku 4.22. a)
b)
AA2618/T6 + DISPAL A250 * DISPAL S250
500
*
300
+
+
*
400
*
DISPAL S250
200 100 0
0
100
400
Dispal 3
600
+
wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm, MPa
500
DISPAL A250
+
*
+
*
200
+
*
300 o
temperatura, C
+
*
400
Dispal 2 Dispal 1
300
200 Al Cu Mg2 100
0
0
100 200 300 400 500 600 temperatura, oC
Rys. 4.2. Porównanie wytrzymaáoĞci na rozciąganie: a) przy róĪnych temparaturach przeprowadzenia badaĔ dla materiaáów Dispal A/S 250 i AA2618 po przesycaniu i starzeniu [2]; b) przy temperaturze otoczenia dla materiaáu Dispal zawierającego cząstki umacniające i stopu AA2618 po wyĪarzaniu w czasie 250 h przy róĪnych temperaturach [11]
Przetwórstwo materiaáów z proszków na osnowie aluminium realizowane jest w procesach przeróbki plastycznej na gorąco gáównie poprzez kucie. O ksztaátowaniu materiaáów Dispal szerzej podano w pracy [6]. W pracy [7] przedstawiono wyniki 149
badaĔ wyciskania ze wspóáczynnikami do λ = 53 stopów Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr i Al20Si5Fe2Ni oraz kompozytów na ich osnowie umocnionych cząstkami SiC. W przetwórstwie tych materiaáów wykorzystuje siĊ okreĞlone dla nich podatnoĞci do odksztaáceĔ plastycznych podane w rozdziale trzecim.
Dispal 1 Dispal 2 Dispal 3
40
300
100
30
20
200
50
Rm
400
wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm, MPa
500
A
10
0 0 2 4 6 8 10 12 14 16 udziaá cząstek dyspersyjnych, % objĊtoĞciowe
0
Rys. 4.22. WytrzymaáoĞü i wydáuĪenie w zaleĪnoĞci od zawartoĞci cząstek dyspersyjnych w materiaáach Dispal [8]
W procesach wytwarzania elementów konstrukcyjnych metodami metalurgii proszków jest moĪliwoĞü lokalnego ich wzmocnienia lub lokalnej optymalizacji wáasnoĞci uĪytkowych wyrobów (rys. 4.23) [2]. Pokazano takie rozwiązanie na przykáadzie pierĞcieni táoków, które wytwarzane są w postaci odlewów lub odkuwek. Zastosowanie elementów z proszków stopów aluminium wzmocnionych wáóknami lub umocnionych cząstkami fazy twardej poprawia ich walory eksploatacyjne. W rozdziale tym omówiono odlewnicze i do przeróbki plastycznej stopy aluminium, które mają zastosowanie przemysáowe. Zwrócono uwagĊ na materiaáy utwardzane dyspersyjnie oraz na siluminy i Īarowytrzymaáe stopy aluminium. Zaprezentowano równieĪ zastosowania metalurgii proszków do wytwarzania nowych materiaáów potrzebnych dla motoryzacji, które umoĪliwiają otrzymywanie tworzyw do przeróbki plastycznej z nieodksztaácalnych plastycznie stopów aluminium, posiadających okreĞlone wáasnoĞci fizyczne i mechaniczne. 150
pierĞcieĔ odlewany lub kuty
lokalne wzmocnienie odlewów zgrzewanymi tarciowo elementami z kompozytów
Rys. 4.23. PierĞcienie táoków otrzymane przez kucie lub odlewanie i tarciowe zgrzewanie odlewów z lokalnie wzmocnionymi elementami wykonanymi z proszków stopów Al20SiFe5Ni2 (Dispal A250) i AlSi12C101 z dodatkiem grafitu (Dispal M201) [2]
4.2.3. Literatura
[1] Gulajew A.P.: Metaloznawstwo. Katowice, Wyd. „ĝląsk” 1969 [2] Hummert K.: Moderne Aluminiumlegierungen über Pulvermetallurgie und Sprühkompaktieren für den Ensatz in Verbrennungsmotoren. PEAK Werkstoff GmbH Velbert/Neviges [3] Jangg G. et al.: Aluminium 51(1975), 641 [4] Miller W.S. et al.: Production and Properties of Rapidly Solidified Aluminium– Chromium–Zirconium Alloys. Proc. High Strength Powder Metallurgy Aluminium Alloys, The Metallurgical Society/AIME, Pensylwania 1981, 311 [5] Pürling R. et al.: Spray Deposition Plant for Aluminium Alloys-Technical Aspects. Proc. Powder Metallurgy World Congress, San Francisco 1992 [6] Siegert K., Ringhand D.: Flashless and precision forging of connecting rods from P/M aluminium alloys. J. Materials Processing Technology, 46, 1994, 157 [7] Szczepanik S.: Kompozyty na bazie stopów aluminium wzmocnione cząstkami fazy o duĪej twardoĞci, otrzymane w procesie odksztaácania na gorąco. Materiaáy Konferencyjne „Projekty badawcze z zakresu przeróbki plastycznej, metaloznawstwa i technologii spiekowych”, Wrocáaw, Oficyna Wydawnicza Politechniki Wrocáawskiej 1997, 144
4.3. Kompozyty na osnowie aluminium wzmocnione wáóknami ceramicznymi SpoĞród materiaáów kompozytowych na osnowach metalicznych istotne znaczenie mają kompozyty wzmocnione wáóknami. DuĪe moĪliwoĞci ksztaátowania ich wáasnoĞci dają metody oparte na metalurgii proszków. Rozwój metalurgii proszków nastĊpuje 151
w kierunkach faworyzujących takie technologie, których zastosowanie prowadzi do uzyskania korzystnych struktur oraz odpowiednich wáasnoĞci mechanicznych i uĪytkowych gotowego wyrobu. Wpáyw na decyzjĊ o wprowadzeniu do produkcji czĊĞci wykonanej z proszku ma przede wszystkim rachunek ekonomiczny oraz wáasnoĞci wyrobu wytworzonego tą technologią w porównaniu z wáasnoĞciami ich odpowiedników otrzymanych w sposób konwencjonalny, tj. z póáwyrobów walcowanych, przez kucie matrycowe lub metodą odlewania. Nadanie wáasnoĞci wyrobom otrzymywanym z proszków odbywa siĊ miĊdzy innymi podczas przygotowania mieszanek metali, proszków stopowych, wprowadzania fazy umacniającej w postaci cząstek lub wáókien, prasowania mieszanki i spiekania wyprasek lub w procesach przeróbki plastycznej. Ostateczne wáasnoĞci otrzymuje siĊ po odpowiedniej obróbce cieplnej.
4.3.. Charakterystyka materiaáów kompozytowych na osnowach metalicznych
Metalowe materiaáy kompozytowe mają co najmniej dwa skáadniki: osnowĊ oraz fazĊ umacniającą. Osnowa moĪe byü wzmocniona wáóknem ciągáym, ciĊtym (krótkim), nieciągáymi cząstkami, wydzieleniami lub wiskerami albo dowolnym zestawem wymienionych faz. Na osnowy kompozytu stosuje siĊ czyste metale bądĨ stopy aluminium, tytanu, miedzi, magnezu, superstopy lub aluminidy tytanu. Jako fazĊ umacniającą stosuje siĊ takie materiaáy, jak: Al2O3, Al2O3/SiO2, bor, grafit, SiC, TiC, molibden, niob, SiCN4, TiB2, wolfram i inne [1]. Kombinacje kompozytowe najczĊĞciej stanowią cząstki lub wáókna Al2O3/SiO2 w czystym aluminium lub w jego stopie, wáókna ciągáe lub ciĊte grafitu w aluminium, miedzi lub magnezie, cząstki, wiskery lub wáókna SiC w aluminium lub tytanie, oraz wáókna SiC w TiAl. Szczególną grupĊ materiaáów kompozytowych stanowią stopy i metale wzmocnione wáóknami. Stosuje siĊ wáókna o dáugoĞci od 0,75 mm i Ğrednicy od 0,001 do 0,4 mm. Kryterium decydującym o doborze dáugoĞci wáókien jest przede wszystkim zastosowanie wyrobu; przykáadowo na filtry stosuje siĊ tzw. filce z wáókien o dáugoĞci 1,6÷3,5 mm, zaĞ dla polepszenia wáasnoĞci mechanicznych osnowy wprowadzane są zazwyczaj wáókna dáuĪsze. Zasadniczą cechą odróĪniającą mikrostrukturĊ kompozytu wzmocnionego wáóknami od innych kompozytów jest zróĪnicowanie zaleĪnie od kierunku przekroju. Struktura i wáasnoĞci kompozytu wykazują izotropiĊ, jeĪeli w trakcie jego wytwarzania nie nastąpiáo zorientowanie wáókien w osnowie w okreĞlony sposób. Mikrostruktury materiaáów wzmocnionych wáóknami uáoĪonymi dowolnie, np. waty, są statystycznie jednakowe. Kompozyty stają siĊ obecnie waĪnymi materiaáami konstrukcyjnymi. Ich wytwarzanie datuje siĊ od lat 60. XX w., kiedy uruchomiona zostaáa na skalĊ przemysáową produkcja róĪnego typu wáókien, gáównie w Stanach Zjednoczonych, Wielkiej Brytanii oraz w Japonii [2]. Obecnie wytwarzane wáókna bazują przede wszystkim na Al2O3 (Saffil, Nextel, FP) [3, 4, 5] oraz na SiC (Nicolan, Tokawischer) [6, 7]. 152
WáasnoĞci wzmocnionych wáóknami kompozytów zaleĪne są od takich czynników, jak: rodzaj zastosowanych wáókien, ich udziaá objĊtoĞciowy w odniesieniu do osnowy, wáasnoĞci osnowy i wáókien, sposób rozmieszczenia i dáugoĞü wáókien, kierunek badaĔ w stosunku do kierunku uáoĪenia wáókien oraz sposobu przygotowania i uáoĪenia w osnowie [8]. Jedną z najwaĪniejszych cech kompozytu stanowi powierzchnia rozdziaáu faz wáókno – osnowa. Wpáywa ona na jakoĞü poáączenia skáadników. MoĪna wyróĪniü trzy typy powierzchni rozdziaáu faz: 1) niereagujące i wzajemnie nierozpuszczalne; 2) niereagujące i rozpuszczalne, w przypadku gdy materiaá osnowy moĪe wnikaü w materiaá wáókien i odwrotnie; 3) ukáady, w których w rezultacie zachodzących reakcji tworzy siĊ co najmniej jedna nowa faza.
Chemiczne reakcje na granicy wáókno – osnowa nie są poĪądane i mogą stanowiü barierĊ w ich praktycznym wykorzystaniu. Skáadniki tworzące drugi i trzeci typ powierzchni rozdziaáu stosuje siĊ áącznie jedynie wówczas, gdy temperatury wytwarzania i eksploatacji leĪą poniĪej zakresu wystĊpowania niekorzystnych zjawisk lub jeĪeli stosowane są odpowiednie pokrycia ochronne wáókien. ObecnoĞü fazy wzmacniającej w osnowie zapobiega propagacji pĊkniĊü i jest w stanie zapewniü znaczącą sztywnoĞü i wytrzymaáoĞü konstrukcji. Metaliczna osnowa reguluje odlegáoĞci miĊdzy wáóknami, chroniąc je w ten sposób przed niekorzystnym wpáywem najbliĪszego otoczenia, co pozwala na rozáoĪenie obciąĪenia na poszczególne wáókna. WáasnoĞci kompozytu mogą byü modyfikowane w zaleĪnoĞci od przeznaczenia, najczĊĞciej poprzez zmianĊ udziaáu objĊtoĞciowego lub orientacji wáókien. SpoĞród wszystkich kompozytów o osnowach metalicznych do grupy najbardziej atrakcyjnych naleĪą kompozyty na osnowie aluminium lub stopów aluminium umocnione wáóknami ceramicznymi ze wzglĊdu na ich dobre wáasnoĞci poáączone z niską gĊstoĞcią.
4.3.2. Metody otrzymywania wzmocnionych wáóknami kompozytów na osnowach metalicznych Istnieje caáy szereg metod otrzymywania kompozytów o osnowach metalicznych wzmocnionych wáóknami, z których kaĪda odnosi siĊ zazwyczaj do konkretnego materiaáu. Przyjmując jako podstawĊ podziaáu sposób áączenia wáókien z materiaáem osnowy, moĪna wyróĪniü kilka zasadniczych metod. Metoda kierunkowej krystalizacja stopów eutektycznych. Polega na wykorzystaniu odwracalnej reakcji izotermicznej, w trakcie której ciekáy stop podczas cháodzenia rozkáada siĊ na dwie lub wiĊcej faz staáych. W sprzyjających warunkach stopy eutektyczne mogą przyjmowaü budowĊ wáóknistą. Przykáadem eutektycznego kompozytu o budowie wáóknistej moĪe byü kompozyt Al-Al3Ni [9]. 153
Metoda pokrywania elektrolitycznego wáókien metalem osnowy. Prowadzona zwykle w temperaturze pokojowej operacja nanoszenia drobnokrystalicznej warstwy metalu pozwala uniknąü typowego dla wysokotemperaturowych procesów osáabienia wáókien spowodowanego reaktywnoĞcią. Metoda sáuĪy przewaĪnie do przygotowania póáwyrobów w postaci taĞm jednowarstwowych dla dalszej przeróbki, zazwyczaj metodą wiązania dyfuzyjnego, oraz do nanoszenia pokryü ochronnych na wáókna. Stosuje siĊ gáównie do pokrywania wáókien wĊglowych osnowami z aluminium, miedzi i kobaltu. Metoda áączenia dyfuzyjnego. Ukáadane na warstwach folii osnowy wáókna są spiekane pod ciĞnieniem. Metoda jest najczĊĞciej stosowana do áączenia metali lekkich, jak tytan, aluminium z grubymi i sztywnymi wáóknami jak SiC, borowymi, stalowymi [10] oraz z wáóknami Al2O3 [11]. Metoda chemicznego naparowywania próĪniowego, znane takĪe pod nazwą CVD (ang. chemical vapour deposition). W tej metodzie faza gazowa reaguje z innymi oparami (zarodkowanie homogeniczne) lub z podáoĪem (zarodkowanie heterogeniczne), tworząc pokrycia o róĪnym skáadzie chemicznym i zróĪnicowanej gruboĞci. Krótka Ğrednia droga cząsteczek naparowywanej substancji sprzyja wysokiej zdolnoĞci równomiernego krycia [10], co umoĪliwia pokrywanie wiązek wáókien zawierających duĪą ich liczbĊ lub wáóknistych póáwyrobów. Metoda znalazáa zastosowanie do wytwarzania wyrobów kompozytowych na osnowie niobu, wzmocnionych wáóknami wolframowymi [12]. Jednak ze wzglĊdu na dáugi czas trwania oraz wysokie koszty, metoda stosowana jest czĊĞciej do nanoszenia pokryü na wáókna niĪ do pokrywania bezpoĞrednio metalem osnowy. Metoda pokrywania wáókien osnową w stanie stopionym. Gdy temperatura topnienia osnowy leĪy znacznie poniĪej temperatury zmian wáasnoĞci wáókien i jednoczeĞnie jest wystarczająco niska, by nie powodowaü reakcji na granicy faz wáókno – osnowa, otrzymuje siĊ kompozyty metaliczne w wyniku áączenia wáókien ze stopionym materiaáem osnowy. Schematy podstawowych sposobów infiltracji przedstawiono na rysunku 4.24. a)
b)
wáókna
ciĞnienie
stop
c) próĪnia wáókna
wáókna stop
stop
Rys. 4.24. Sposoby otrzymywania wzmocnionych wáóknami kompozytów metalicznych przez infiltracjĊ stopem osnowy: a) infiltracja kapilarna; b) infiltracja ciĞnieniowa; c) infiltracja próĪniowa [9]
154
Gdy zwilĪanie wáókien przez osnowĊ jest dobre, wówczas moĪna stosowaü infiltracjĊ z wykorzystaniem zjawisk kapilarnych (rys. 4.24a). W przypadku sáabego zwilĪania wáókien przez stop osnowy stosuje siĊ infiltracjĊ pod ciĞnieniem (rys. 4.24b). Z reguáy w parze ze zwilĪalnoĞcią idzie reaktywnoĞü i w takich przypadkach otrzymanie kompozytu z zachowaniem wymaganych wáaĞciwoĞci wáókien jest moĪliwe jedynie przy zapewnieniu minimalnie krótkiego czasu kontaktu wáókien ze stopem osnowy. Warunki te zapewnia metoda infiltracji próĪniowej (rys. 4.24c), w której wáókna stykają siĊ ze stopioną osnową tylko przez uáamek sekundy. Metoda ta jest stosowana miĊdzy innymi do wytwarzania kompozytów z wáókien wolframowych i stopów niklowych. Odlewanie zawiesinowe. Faza wzmacniająca wprowadzana jest do ciekáego metalu, w wyniku czego tworzy siĊ zawiesina. Istnieje szereg wariantów wprowadzania tej fazy [13 , 14 ], do których naleĪą miĊdzy innymi rozpraszanie odĞrodkowe, rozpraszanie ultradĨwiĊkowe, wprowadzanie wáókien do mieszanego metalu oraz inne. Metoda metalurgii proszków. Podobnie jak w przypadku wielu innych materiaáów wytwarzanych tą technologią, najwaĪniejszą zaletą otrzymywania kompozytów wzmocnionych wáóknami z osnowy sproszkowanej jest moĪliwoĞü obniĪenia temperatury procesu poniĪej zakresu wystĊpowania fazy ciekáej, co pozwala na kontrolĊ przebiegu reakcji na granicy miĊdzy poszczególnymi skáadnikami. PoniewaĪ metoda ta pozwala na zestawienie praktycznie dowolnej kombinacji w ukáadzie wáókno – osnowa, jest to czĊsto jedyny moĪliwy sposób wytwarzania wielu kompozytów, w szczególnoĞci o osnowach z reaktywnych superstopów ogniotrwaáych [9]. Prócz niewątpliwych zalet, zastosowanie metody metalurgii proszków do otrzymywania kompozytów wzmocnionych wáóknami wiąĪe siĊ z typowymi technologicznymi problemami, do których naleĪą przede wszystkim trudnoĞci z równomiernym rozprowadzeniem wáókien w metalicznej osnowie oraz niekorzystny efekt rozdrabniania wáókien wskutek Ğcinania ich na krawĊdziach cząstek proszku osnowy podczas operacji prasowania lub ksztaátowania na gorąco. SpoĞród sposobów otrzymywania kompozytów wzmocnionych wáóknami, do najbardziej popularnych i najczĊĞciej stosowanych naleĪą: ciĞnieniowe odlewanie, infiltracja fazą ciekáą i oparte na metodach metalurgii proszków. Odlewanie ciĞnieniowe daje moĪliwoĞü wytwarzania wyrobów o prawie gotowych ksztaátach, charakteryzujących siĊ duĪą równomiernoĞcią i przypadkowym rozáoĪeniem wáókien w metalicznej osnowie kompozytu. Nieznaczne uszkodzenia wáókien podczas procesu odlewania oraz zazwyczaj uzyskiwane dobrej jakoĞci áączenie na powierzchni wáókno – osnowa sprawia, Īe otrzymane tą metodą kompozyty charakteryzują siĊ dobrymi wáasnoĞciami mechanicznymi [15, 16, 17]. Jednak podczas projektowania technologii wytwarzania tego typu materiaáów musi byü brany pod uwagĊ zarówno wysoki koszt wytwarzania ksztaátki z wáókien, jak i moĪliwoĞü zajĞcia reakcji chemicznych pomiĊdzy fazą wzmacniającą i metaliczną osnową kompozytu, co w istotny sposób ogranicza atrakcyjnoĞü tej metody. 155
W pracy [18] autorzy przedstawili stosunkowo nową (1995 rok) technikĊ wytwarzania kompozytów, nazwaną EDFI (ang. extrusion directly fallowing infiltration – wyciskanie bezpoĞrednio po infiltracji). Skáada siĊ ona z trzech etapów (rys. 4.25): 1) zalewanie ciekáego metalu osnowy do podgrzanej matrycy, w której umieszczone są wáókna; 2) infiltracja wáókien ciekáym metalem oraz rozpoczĊcie krzepniĊcia osnowy pod ciĞnieniem wywoáanym naciskiem stempla; 3) wyciskanie kompozytu z kontrolowaną w trakcie jego trwania temperaturą, dobraną w taki sposób, aby stop w strefie odksztaácenia znajdowaá siĊ czĊĞciowo w stanie ciekáym. a)
b)
5 4
1
3 2
6
P
7
5
c) P
Rys. 4.25. Schemat wytwarzania wzmacnianych wáóknami kompozytów metodą EDFI; a) zalewanie metalu; b) infiltracja; c) wyciskanie; 1 – stempel podpierający, 2 – oczko matrycy, 3 – ksztaátka z wáókien, 4 – ciekáy metal, 5 – piec, 6 – matryca, 7 – stempel [18]
Wprowadzenie wáókien do proszkowej osnowy, którą najczĊĞciej cechuje o wiele niĪsza twardoĞü, wymaga wielu modyfikacji technologii wytwarzania w porównaniu z produkcją wyrobów niewzmocnionych (rys. 4.26). WaĪnym etapem w produkcji tego typu materiaáów jest mieszanie skáadników. Sprawia ono wiele problemów, poniewaĪ jakoĞü mieszanki jest czynnikiem w duĪej mierze determinującym wáasnoĞci koĔcowe kompozytu. ZaleĪy ona przede wszystkim od zastosowanej metody mieszania, rodzaju uĪytego proszku, tj. jego skáadu chemicznego, rozkáadu wielkoĞci cząstek, ksztaátu cząstek, jakoĞci ich powierzchni oraz wilgotnoĞci [24]. JeĪeli uda siĊ uzyskaü dobrej jakoĞci jednorodną mieszankĊ, kolejnym etapem produkcji kompozytów jest zazwyczaj jej prasowanie, którego parametry muszą byü ĞciĞle okreĞlone dla danego typu umocnienia i proszku osnowy. Generalnie proces prasowania powinno siĊ prowadziü do uzyskania moĪliwie wysokiej gĊstoĞci wyprasek. 156
W przypadku kompozytów wzmocnionych wáóknami podejĞcie to nie jest odpowiednie, poniewaĪ przy duĪych naciskach jednostkowych wáókna obecne w mieszaninie ulegają zniszczeniu. P
P
a)
b)
d)
wáókna Al2O3
proszek RAI-1
c)
P
P
Rys. 4.26. Schemat procesu wytwarzania kompozytów proszek aluminium-wáókna Al2O: a) mieszanie skáadników; b) prasowanie na zimno; c) spiekanie; d) kucie na gorąco [24]
Stopy o duĪym stosunku wytrzymaáoĞci na rozciąganie do granicy plastycznoĞci wymagają maáej iloĞci wáókien dla wzmocnienia. Z tego powodu stosuje siĊ ogólnie zmiĊkczone stopy lub stopy o duĪej wytrzymaáoĞci. Na osnowy materiaáów kompozytowych stosowane są stopy aluminium: 1100 Al99, 2024 AlCuMg2, 6061 AlMg5, 7075 AlZnMgCu1,5, LM 9 AlSi12Mg, LM 25 AlSi7Mg, stopy magnezu: AZ 91 ZK 20A, ZK 60A, AZ 80A, AZ 61A, AZ 31B oraz stopy tytanu, np. TiAl6V4. NastĊpnym kryterium wyboru stopu jest dobra zwilĪalnoĞü wáókien i brak z nimi chemicznych reakcji, jak równieĪ przydatnoĞü proszku do wytwarzania kompozytów na drodze metalurgii proszków. Ze stopami aluminium i tytanu nie wystĊpują problemy, natomiast dla stopów magnezu są ograniczenia. Na rysunku 4.27 pokazano schematycznie wytwarzanie i przetwórstwo materiaáów kompozytowych na osnowie metali lekkich metodą metalurgii proszków. Pierwszym krokiem procesu jest rozdzielenie wáókien i wiskerów za pomocą ultradĨwiĊków w ciekáym oĞrodku. Jest to konieczne, poniewaĪ wáókna krótkie i wiskery są dostarczane w postaci aglomeratów. 157
Po usuniĊciu Ğrodka dyspergującego prowadzone jest prasowanie mieszanki. Celem prasowania jest otrzymanie wypraski przy ograniczeniu do minimum zniszczeĔ wáókien. Jest to moĪliwe tylko przy zastosowaniu wysokich temperatur. Wáókna krótkie
Stopy na osnowie Al, Mg, Ti
Mieszanie
Proszki stopowe
Mieszanka
Izostatyczne prasowanie na gorąco
Prasowanie na zimno lub gorąco
Wyrób
Obróbka skrawaniem
Wyciskanie
Kucie
Ksztaátowanie dokáadne
Wyrób
Póáwyrób
Wyrób
Wyrób
Rys. 4.27. Schematyczne przedstawienie wytwarzania wyrobów z materiaáów kompozytowych [25]
Najlepsze wyniki uzyskuje siĊ, gdy materiaá osnowy czĊĞciowo przejdzie w fazĊ ciekáą, a proces prasowania mieszanki prowadzony jest w próĪni. W tym procesie otrzymuje siĊ póáwyroby, wypraski i wyroby, które wymagają w niewielkim stopniu obróbki mechanicznej. Dalsza przeróbka wyprasek odbywa siĊ przez wyciskanie, kucie, nadplastyczne odksztaácanie lub obróbkĊ skrawaniem. Przykáadowe ele158
menty wytwarzane z materiaáów kompozytowych w Japonii i USA pokazano na rysunkach 4.28–4.31. Na rysunku 4.28 zilustrowano precyzyjnie wykonane elementy, jak: lustro lasera, kute pokrywy z materiaáów kompozytowych Al/SiC i ksztaátowane w warunkach nadplastycznoĞci elementy osiowo symetryczne. Koáa zĊbate z kompozytów Mg-SiC odporne na obciąĪenia zmienne pokazano na rysunku 4.29. RównieĪ duĪe elementy jak pokrywa komory ciĞnieniowej są wykonywane tą metodą ze stopu Al2024-wáókna SiC. Na rysunkach 4.30 i 4.31 pokazano póáwyroby i wyroby wytworzone ze stopów aluminium, wzmocnione wáóknami SiC lub Si3N4, takie jak profile peáne i rury o przekroju koáowym, czworokątnym, czĊĞci przekáadni kóá zĊbatych i czĊĞci samochodowe – jak pierĞcienie, sworznie i korbowody, elementy wirnika, które wykonuje siĊ specjalną techniką prasowania z mieszanki proszku z wáóknami [25].
Rys. 4.28. Zwierciadáo i elementy dokáadne wykonane z kompozytu z Al-SiC [25, 31, 33]; od lewej ksztaátowany wyrób w warunkach nadplastycznoĞci, zwierciadáo laserowe i elementy pokryw
Rys. 4.29. Koáa zĊbate z materiaáu Mg-wáókna lub cząstki SiC [25, 31, 33]
159
Rys. 4.30. Odkuwka pokrywy komory ciĞnieniowej z kompozytu stop Al 2024-wáókna SiC [25, 34]
b)
d)
c)
a)
Rys. 4.3. Póáwyroby i wyroby otrzymane z kompozytów na osnowie aluminium i jego stopów wzmocnione wáóknami: a) stop aluminium Al 6061-20% obj. wáókien SiC [25, 29]; b) aluminium-wáókna SiC [25, 35]; c) stop aluminium Al 2024-wáókna SiC [25, 34]; d) aluminium-wáókna Si3N4 [25]
4.3.3. Zastosowanie i perspektywy rozwoju wzmocnionych wáóknami materiaáów kompozytowych na osnowie aluminium Wiodącym obszarem zastosowaĔ materiaáów kompozytowych na osnowie aluminium jest przemysá transportowy [19, 20 , 21, 22, 23]. W transporcie dąĪy siĊ do maksymalizacji masy przewoĪonego áadunku z jednoczesną minimalizacją masy konstruk160
cji oraz utrzymania jak najniĪszych kosztów przy najwyĪszym poziomie bezpieczeĔstwa podczas eksploatacji. Oznacza to, Īe nowe materiaáy muszą mieĞciü siĊ w kategoriach opáacalnoĞci ekonomicznej, áatwoĞci wykonania, zapewniü wyĪszą jakoĞü produktu oraz sprostaü rosnącym wymaganiom eksploatacyjnym. Ewentualne wyĪsze koszty materiaáowe muszą byü rekompensowane przez nowoczeĞniejszą, lĪejszą konstrukcjĊ oraz polepszoną sprawnoĞü. Dla przykáadu, w silniku kosztującym 15 000 dolarów USA zastosowanie kompozytowego táoka przyczynia siĊ do wzrostu nakáadów o okoáo 200 dolarów USA, a wiĊc wydatków rzĊdu 1% wartoĞci konstrukcji. JeĪeli dokonanie takiej zmiany spowoduje polepszenie jego pracy, zwiĊkszenie moĪliwych mocy lub spadek zuĪycia paliwa, bĊdzie to modyfikacja korzystna [19]. Polepszenie parametrów jednostki napĊdowej zwiĊksza jej atrakcyjnoĞü dla potencjalnego nabywcy. Wprowadzone w miejsce tradycyjnie stosowanych elementów z Īeliwa lub stali materiaáy kompozytowe na osnowie aluminium pozwalają na zmniejszenie masy pojazdu, przyczyniając siĊ jednoczeĞnie do wzrostu odpornoĞci na zatarcie i zuĪycie oraz do spadku poziomu drgaĔ. Zastosowanie ich do wytwarzania pierĞcieni táoków i korbowodów obniĪa poziom drgaĔ wtórnych w trakcie wykonywania ruchów posuwisto-zwrotnych [21]. Dodatkowa korzyĞü pojawia siĊ w związku ze zmniejszeniem obciąĪeĔ waáu korbowego oraz obniĪeniem strat mocy wynikających z procesów tarcia. Wzmocnienie osnowy aluminiowej wáóknami ceramicznymi powoduje nie tylko polepszenie wáasnoĞci mechanicznych, ale równieĪ utrzymanie tych wáasnoĞci po wygrzewaniu w podwyĪszonych temperaturach. Henning i inni [22] zbadali, Īe wytrzymaáoĞü na rozciąganie i granica plastycznoĞci materiaáu niewzmocnionego znacznie siĊ obniĪyáy po wygrzewaniu w temperaturze 400oC w czasie 1000 h, natomiast dla materiaáów wzmocnionych wáóknami aluminosylikatowymi zmniejszyáy siĊ w niewielkim stopniu. Obecnie szereg wzmacnianych wáóknami kompozytów o osnowie aluminium znalazáo juĪ konkretne zastosowanie w przemyĞle motoryzacyjnym. Od roku 1985 koncern Honda (Japonia) produkuje na skalĊ przemysáową waáy korbowe silników benzynowych na osnowie aluminium wzmocnionego wáóknami SUS (wáókna ceramiczne na osnowie Al2O3), które mają podwyĪszoną wytrzymaáoĞü. Ta sama firma wprowadziáa w 1991 r. do masowej produkcji kompozytowe tuleje cylindrów (aluminium-wáókno ciĊte Al2O3), co pozwoliáo na zmniejszenie ich masy o okoáo 50% w porównaniu do stosowanych wczeĞniej elementów Īeliwnych. Zastosowanie przez japoĔski koncern Toyota (1983) lokalnego wzmocnienia rowka podpierĞcieniowego táoka silnika spalinowego wáóknami Al2O3 spowodowaáo wzrost odpornoĞci na zuĪycie tego elementu w wysokich temperaturach i dodatkowo obniĪenie masy elementu [19]. Materiaáy kompozytowe w postaci rur, otrzymane z aluminium wzmocnionego wáóknami ceramicznymi, wytwarzane są metodą wyciskania przez firmĊ GKN Automotive (USA). Znalazáy one zastosowanie jako gáówne waáy napĊdowe samochodów osobowych. Charakteryzują siĊ one okoáo 50% mniejszą masą w stosunku do stosowanych do tej pory waáów stalowych, co umoĪliwiáo zrezygnowanie z dodatkowych áoĪysk [23]. 161
4.3.4. WáasnoĞci kompozytów na osnowie stopów aluminium wzmocnionych wáóknami ceramicznymi Wzmocnienie metali lekkich przez wprowadzenie do nich wáókien krótkich lub wiskerów jest korzystne wtedy, gdy: — powoduje zwiĊkszenie moduáu E i odpornoĞci na pĊkanie materiaáu, — wystĊpuje duĪy stosunek dáugoĞci do gruboĞci elementu, — jest moĪliwoĞü obniĪenia masy konstrukcji, — jest chemiczna stabilnoĞü i brak reakcyjnoĞci z osnową, — koszty wytwarzania są moĪliwe do przyjĊcia, — materiaáy wykazują obrabialnoĞü.
Tabela 4.7
W tabeli 4.7 przedstawiono charakterystyki wáókien dáugich, krótkich oraz wiskerów, które stosuje siĊ jako wzmocnienie metali lekkich.
Wymiary wáókien Postaü
Moduá sprĊĪystoĞci E,
Ğrednica µm
dáugoĞü µm
WytrzymaáoĞü na roz- GĊstoĞü, Producent/Kraj ciąganie, GPa g/cm3
Typ
Charakterystyka wáókien stosowanych jako wzmocnienie metali lekkich [25]
GPa
LF LF LF LF LF
3,0 3,0 3,5 20,0 20,0
– – – – –
100÷300 300 200 385 230
1÷2 2,0 2,0 >1,4 2,2
3,3 3,3 2,0 3,9 3,25
ICI/GB ICI/GB ICI/GB DuPont/ USA Sumitomo/ Japonia
SiC: Tokawhisker
β-W
0,1÷1,0
50÷500
400÷700
3÷14
3,17
Versite VC1A Nicolan β-SiC
β-W LF
≈1,0 15,0
300 –
Silag F9
β-W
0,3÷1,3
50÷500 400÷650
Si3N4: UBE-SN-WA UBE-SN-WB Versite VN1A
α-W β-W α-W
0,1÷0,5 0,1÷0,4 ≈1,0
10÷30 5÷20 200
Tyronno-Fiber
LF
10,0
KF/LF
12,2
Al2O3: Saffil RF Saffilmax SD Saffilmax LD FP Alumina Sumitomo
Kelvar 49 (Aramid)
Stopy Al, Mg
3,0
3,20
TokaiCarbon/ Japonia Versar/ USA Nippon Carbon/ Japonia Arco Ch./ USA
≈250 ≈250 203÷280
4,0 4,0 4÷5,6
3,18 3,20 3,20
UBE/ Japonia UBE/ Japonia Versar/ USA
Stopy Al, Mg
–
210
2,9
2,40
UBE/ Japonia
Stopy Al, M
–
120
2,8
1,45
DuPont/ USA
Stopy Al, M
490÷630 9,8÷12,6 140 2,0
W – wisker, KF – wáókna krótkie, LF – wáókna dáugie
162
Materiaá na osnowĊ
3,20 2,70
Stopy Al, Mg
WáasnoĞci materiaáów kompozytowych zaleĪą od wáasnoĞci materiaáu osnowy i zawartoĞci, geometrii i uporządkowania dodanych skáadników wzmacniających, jak równieĪ od powierzchni rozdziaáu osnowa – materiaá wzmacniający. W idealnych warunkach, tj. przy odpowiednim uporządkowaniu ciągáych wáókien w elemencie konstrukcyjnym i ich rozáoĪeniu, moĪna opisaü wáasnoĞci materiaáu kompozytowego Ec w kierunku uáoĪenia wáókien, wykorzystując liniową reguáą mieszanin, zaleĪnoĞcią [27] Ec = EM (1– ϕF) + EF ϕF
(4.1)
gdzie: EM – wáasnoĞü osnowy, EF – wáasnoĞü wáókien, ϕF – udziaá objĊtoĞciowy wáókien.
Ze wzglĊdu na wpáyw wielu dodatkowych czynników w rzeczywistych materiaáach kompozytowych, nie jest moĪliwe osiągniĊcie peánego ich wmocnienia. NaleĪy w tych materiaáach uwzglĊdniü wspóáczynnik wpáywu wáókna ηF na wzmocnienie kompozytu. Do okreĞlenia wytrzymaáoĞci na rozciąganie materiaáów kompozytowych záoĪonych z wáókien o duĪym module sprĊĪystoĞci, rozmieszczonych w osnowie o maáym module sprĊĪystoĞci, sáuszna jest zaleĪnoĞü [28]
σC = σ*M (1 – ϕF) + σF ϕF ηF
(4.2)
gdzie: σC – wytrzymaáoĞü kompozytu, * – naprĊĪenie páyniĊcia materiaáu osnowy, σM σF – wytrzymaáoĞü wáókna.
JeĪeli zastosowane są wáókna o dáugoĞci mniejszej od dáugoĞci elementu, zmienia siĊ efekt wzmocnienia, który zaleĪny jest od gruboĞci i dáugoĞci wáókna. Przy duĪej róĪnicy wartoĞci moduáów sprĊĪystoĞci E materiaáu osnowy i wáókna wystĊpuje róĪne ich wydáuĪenie podczas obciąĪenia siáą przyáoĪoną równolegle do uáoĪenia wáókien, które wywoáuje powstanie naprĊĪeĔ Ğcinających na granicy rozdziaáu. Osiągają one wartoĞci maksymalne na koĔcu wáókna, podczas gdy same wáókna są obciąĪane przez naprĊĪenia normalne. Gdy naprĊĪenia te osiągną wartoĞü naprĊĪenia páyniĊcia w materiale osnowy, wtedy naprĊĪenie Ğcinania osiąga wartoĞü najwiĊkszą. Wzmocnienie wáóknami krótkimi moĪe wystąpiü wtedy, gdy mają one odpowiednią dáugoĞü i wytrzymaáoĞü na pĊkanie. Z równowagi siá moĪna wyznaczyü krytyczną dáugoĞü wáókna lkr = σF dF / 4ηF τFM
(4.3)
gdzie: τFM – naprĊĪenie Ğcinające, które wynosi w przybliĪeniu 0,5σ*M ; dF – Ğrednica wáókna. 163
Dla kompozytów o dáugoĞci wáókna l powyĪej dáugoĞci lkr sáuszna jest zaleĪnoĞü σC = ϕF ηF σF (1 – lkr /2l ) + (1 – ϕF)σ*M
(4.4)
Z tej zaleĪnoĞci moĪna oszacowaü zawartoĞü wáókien krótkich ϕF,c, która wymagana jest przy okreĞlonej ich dáugoĞci l ≥ lkr do osiągniĊcia wzmocnienia [28] ϕF,c = (σC – σ*M) / ηF (σF (1 – lkr/2l ) – σ*M )
(4.5)
Kompozyty na osnowie z metali lekkich, wzmocnione wáóknami, wykazują specjalne wáasnoĞci. Mogą byü stosowane do wykonania elementów precyzyjnych, odpornych na temperaturĊ, wytrzymaáych zmĊczeniowo i elementów odpornych na Ğcieranie. Niemetaliczne dodatki poprawiają silnie moduá sprĊĪystoĞci metali lekkich. Wyroby na osnowie stopów aluminium i tytanu posiadają gĊstoĞci poniĪej 3 g/cm3, a wyroby na osnowie stopów magnezu – poniĪej 2,3 g/cm3. Przykáadowe wartoĞci moduáu sprĊĪystoĞci E są podane na rysunkach 4.32 i 4.33 dla stopów aluminium i na rysunku 4.34 dla stopów magnezu. A – materiaá osnowy, B – 20% obj. SiC, prasowany na gorąco, C – 20% obj. SiC, wyciskany.
120
1,0
80
0,8 0,6
60
E, GPa
100
40
0,4
20
0,2
0
A B C 6061
A B C 2024
A B C 7075
A B C 6061
A B C 2024
A B C 7075
stop
Rys. 4.32. Moduá sprĊĪystoĞci E i wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm kompozytów o osnowie ze stopów aluminium wzmocnionych wáóknami SiC po obróbce cieplnej obejmującej przesycanie i sztuczne starzenie [29]
Osiągane wartoĞci moduáu sprĊĪystoĞci, wytrzymaáoĞci na rozciąganie i granicy plastycznoĞci tych materiaáów, zaleĪne są od uáoĪenia wáókien krótkich w materiale osnowy. Izotropowe rozáoĪenie, jakie wystĊpuje w materiale po izostatycznym prasowaniu na gorąco, prowadzi do poĞrednich wáasnoĞci. Ukierunkowanie wáókien, np. w wyniku wyciskania, powoduje podwyĪszenie wartoĞci wáasnoĞci wytrzymaáoĞciowych o 10 do 20%. Są moĪliwe do uzyskania materiaáy o wytrzymaáoĞci 700 MPa. RównoczeĞnie nastĊpuje dwukrotne podwyĪszenie wytrzymaáoĞci na rozciąganie w temperatu164
180
0,6
160
0,5
140
0,4
120
0,3
100
0,2
80 60
o
0,7
o
0,6
20 C 200 C
0,7
0,5
o
300 C
0
0,3 10
0,2
0,1
0 10 20 30 40 udziaá wáókien, % obj.
20
0,4
200
E, GPa
rze 300oC w stosunku do materiaáu osnowy (rys. 4.33). Ulega równieĪ znacznemu podwyĪszeniu wytrzymaáoĞü zmĊczeniowa stopów metali lekkich w wyniku wzmocnienia. W kompozytach na osnowie aluminium wystĊpuje prawie dwukrotne zwiĊkszenie wytrzymaáoĞci zmĊczeniowej w stosunku do wytrzymaáoĞci materiaáu osnowy (rys. 4.35). Podobne zaleĪnoĞci wystĊpują dla kompozytów na osnowie magnezu, wzmocnionych wáóknami SiC. RównieĪ osiągana jest poprawa wáasnoĞci cieplnych tych materiaáów. RozszerzalnoĞü cieplna kompozytu Al6061+20% obj. SiC na osnowie stopu aluminium wynosi 12÷13·10–6 1/K, a na osnowie stopu magnezu z zawartoĞcią 20% obj. wáókien SiC wynosi 20·10–6 1/K. WáasnoĞci tych materiaáów powodują, Īe stosuje siĊ je do wytwarzania precyzyjnych elementów konstrukcyjnych.
0,1
0 10 20 30 40 udziaá wáókien, % obj.
0
0 10 20 30 40 udziaá wáókien, % obj.
Rys. 4.33. WáasnoĞci mechaniczne kompozytów o osnowie ze stopu aluminium Al6061 wzmocnionych wáóknami SiC po obróbce cieplnej obejmującej przesycanie i sztuczne starzenie [30]
140 120
E, GPa
100 80 60 40 20 0
0
10
20
30
40
50
udziaá wáókien, % obj.
Rys. 4.34. Moduá sprĊĪystoĞci E kompozytu o osnowie ze stopu magnezu ZK 60 A wzmocnionego wáóknami SiC [31]
165
700
amplituda naprĊĪeĔ σa, MPa
600 500 Al6061+20% SiC 400 300 200
Al6061
100
4
10
5
10 liczba cykli N
6
10
7
10
0 3 10
Rys. 4.35. WytrzymaáoĞü zmĊczeniowa stopu aluminium Al6061 i kompozytu na jego osnowie o zawartoĞci 20% obj. wáókien SiC po przesycaniu i starzeniu sztucznym [32]
4.3.4.. Kompozyty na osnowie proszku aluminium wzmocnione wáóknami Al2O3
Kompozyty wytwarzane z proszków mogą byü otrzymywane drogą zagĊszczania na gorąco w matrycach zamkniĊtych, gdzie podczas realizacji procesu nastĊpuje jedynie zmiana stanu zagĊszczenia lub w procesach przeróbki plastycznej, np. wyciskania. W procesie tym, obok zagĊszczenia, wystĊpuje duĪe odksztaácenie materiaáu. Podczas zagĊszczania jest moĪliwoĞü wytwarzania wyrobów o kierunkowym uáoĪeniu wáókien w osnowie, natomiast w procesie wyciskania, uáoĪenie wáókien jest wynikiem kierunkowego páyniĊcia materiaáu. W pierwszym procesie, wypraski z mieszaniny proszku i wáókien są wstĊpnie prasowane na zimno, a nastĊpnie zagĊszczane na gorąco w matrycach zamkniĊtych. Dla proszku aluminium proces prowadzony jest w temperaturze 500oC, z naciskiem jednostkowym 120 MPa, przy czasie jego przetrzymania 240 s. Proces wyciskania polega na odksztaácaniu na gorąco sprasowanych na zimno mieszanin proszku i wáókien. Prowadzi siĊ go w temperaturach od 400oC do 500oC ze wspóáczynnikami wyciskania powyĪej λ = 4,11. GĊstoĞci ksztaátowanych na gorąco kompozytów na osnowie proszku RAl-. Wpáyw udziaáu wáókien ciągáych Nextel 312 na gĊstoĞü ksztaátowanych na gorąco w matrycach zamkniĊtych kompozytów na osnowie proszku RAl-1 przedstawiono na rysunku 4.36, a udziaáu wáókien ciĊtych Belcotex na gĊstoĞü kompozytów otrzymanych w procesie wyciskania na gorąco na rysunku 4.37. GĊstoĞü ksztaátowanych na gorąco kompozytów zaleĪy od udziaáu objĊtoĞciowego wáókien. ZwiĊkszenie zawartoĞci wáókien w osnowie wyrobów powoduje zmniejszenie ich gĊstoĞci (rys. 4.36 i 4.37), niezaleĪnie od sposobu ksztaátowania i temperatury jego realizacji. 166
gĊstoĞü wzglĊdna, %
100
98,7 98,7
97,8 97,8
98
96,7
96,7 95,3 95,3
96 94 92 90
0,0
1,2
2,5
5,0
udziaá wáókien Nextel 312, % obj.
a)
100 98 96 94 92
90
b)
98,4 98,4 98,2 98,2
97,9
98,6 98,6 98,5
97,7
97,4 97,4
97,1 97,1
96,3 96,3
95,9 95,9
gĊstoĞü wzglĊdna, %
98,7 98,7 98,7 98,7
Rys. 4.36. Wpáyw zawartoĞci wáókien na gĊstoĞü otrzymanych w procesie zagĊszczania na gorąco w matrycach zamkniĊtych wyrobów z proszku aluminium RAl-1 i kompozytów na jego osnowie wzmocnionych wáóknami Nextel 312. Temperatura: 500oC, nacisk jednostkowy:120 MPa, czas oddziaáywania nacisku: 240 s [37, 38]
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj.
10,0
100
gĊstoĞü wzglĊdna, %
98,3 98,3
98
98,0
98,3 98,3 97,9
98,2 98,2 97,8
98,0 98,0
97,4 97,4
97,5 97,5 97,1
96,5 96,5
96,0
96 94 92 90
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj. λλ ==13,32 13,32,
10,0
λ == 4,11 4,11,
Rys. 4.37. Wpáyw zawartoĞci wáókien i wspóáczynnika wyciskania λ na gĊstoĞü wzglĊdną wyciskanych wyrobów z proszku aluminium RAl-1 i kompozytów na jego osnowie wzmocnionych wáóknami Belcotex przy temperaturze: a) 400oC; b) 500oC [37, 39, 41]
167
NajwiĊkszy spadek gĊstoĞci z 98,7% materiaáu osnowy do 95,3% dla kompozytu o zawartoĞci 5% obj. wáókien Nextel 312 wystĊpuje w przypadku wyrobów ksztaátowanych na gorąco w matrycach zamkniĊtych (rys. 4.37). GĊstoĞü wyciskanych wyrobów zaleĪy od parametrów ich otrzymywania. W procesie wyciskania zwiĊkszenie wartoĞci wspóáczynnika λ z 4,11 do 13,32 spowodowaáo wzrost gĊstoĞci wyrobów, niezaleĪnie od temperatury procesu. W miarĊ wzrostu udziaáu wáókien Belcotex wystĊpuje spadek gĊstoĞci kompozytów otrzymanych przez wyciskanie w temperaturach 400oC i 500oC. WáasnoĞci mechaniczne ksztaátowanych na gorąco kompozytów. WáasnoĞci mechaniczne wyrobów zagĊszczanych na gorąco w matrycach zamkniĊtych przedstawiono na rysunku 4.38, a wyciskanych na rysunku 4.39. Materiaá zagĊszczany na gorąco w matrycach zamkniĊtych z wprowadzonymi do osnowy wáóknami Nextel 312 ma niĪszą wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm w temperaturze otoczenia i jednoczeĞnie mniejsze przewĊĪenie Z. W materiale wyciskanym zwiĊkszanie zawartoĞci wáókien w osnowie do 5% objĊtoĞciowych powodowaáo wzrost wytrzymaáoĞci na rozciąganie kompozytów, niezaleĪnie od zastosowanego wspóáczynnika wyciskania i temperatury procesu (rys. 4.39). Przy zawartoĞci 10% objĊtoĞciowych wáókien nastąpiáo zmniejszenie wytrzymaáoĞci wyrobów. Kompozyty otrzymane przez wyciskanie ze wspóáczynnikiem λ = 13,32, przy temperaturze 500oC, charakteryzowaáy siĊ wyĪszą wytrzymaáoĞcią niezaleĪnie od zawartoĞci wáókien, zaĞ przy temperaturze 400oC przy ich zawartoĞci powyĪej 2,5% objĊtoĞciowego. Materiaá wyciskany w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 13,32 ma wiĊkszą wytrzymaáoĞü na rozciąganie. PlastycznoĞü wyciskanych kompozytów malaáa ze zwiĊkszaniem zawartoĞci wáókien, co przejawiaáo siĊ obniĪeniem wartoĞci przewĊĪenia. WartoĞci przewĊĪenia są wyĪsze dla materiaáu otrzymanego w procesie wyciskania ze wspóáczynnikiem λ = 13,32 niĪ ze wspóáczynnikiem 4,11. Wzrost wartoĞci przewĊĪenia obserwowany jest równieĪ w wyniku podwyĪszenia temperatury procesu wyciskania z 400 do 500oC przy staáym λ. a)
b) 30
140
1 11
111
1 06 106
100
17,48 17,48
20
80 60
11,84 11,84
15
9,3 8 9,38
10
40
5
20 0
23,84 23,84
25
90 90
Z, %
Rm, MPa
120
1 15 115
0,0
1,2
2,5
5,0
udziaá wáókien Nextel 312, % obj.
0
0,0
1,2
2,5
5,0
udziaá wáókien Nextel 312, % obj.
Rys. 4.38. Wpáyw zawartoĞci wáókien na wáasnoĞci mechaniczne zagĊszczanych na gorąco wyrobów z proszku aluminium RAl-1 i kompozytów na jego osnowie wzmocnionych wáóknami Nextel 312. Temperatura: 500oC, nacisk jednostkowy: 120 MPa, czas oddziaáywania nacisku: 240 s. WáasnoĞci mechaniczne: a) wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm; b) przewĊĪenie Z [37, 39, 41]
168
a)
180
Rm, MPa
150 120
125 123 123125
131 130 130 131
137 137 137 137
147142 147142
151 151 146 146
132 124 132124
90 60 30 0
b)
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 10,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj.
180
120
122 122 122 122
131 131 127 127
142 142135 135
60
160 160
148 148
136 130 136 130
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 10,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj.
30 23,2 22,0 21,4 23,2 22,0 21,4
25
0
19,0 18,9 19,0 18,9
20
Z, %
142 142
90
30
c)
153 153
Rm, MPa
150
16,9 16,9
12,6 11,3 12,6 11,3
15 10
8,3 8,3 8,1 8,1
6,4 6,4 5,7 5,7
5 0
d)
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 10,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj.
30 25
Z, %
20
23,7 23,7 22,1 22,1 21,1 21,1 19,9 19,9 19,5 19,5 18,2 18,2
14,1 14,1 12,6 12,6
15
8,6 8,4 8,6 6,8 6,4 8,4 6,8 6,4
10 5 0
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 10,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj. λλ ==13,32 13,32,
λ == 4,11 4,11,
Rys. 4.39. Wpáyw zawartoĞci wáókien i wspóáczynnika λ na wáasnoĞci mechaniczne wyciskanych na gorąco wyrobów z proszku RAl-1 i kompozytów na jego osnowie wzmocnionych wáóknami Belcotex; a), b) wytrzymaáoĞü na rozciąganie Rm; c), d) przewĊĪenie Z. Temperatura wyciskania: a), c) 400oC; b), d) 500oC [39, 41]
169
TwardoĞü. TwardoĞci wyciskanych wyrobów o róĪnej zawartoĞci wáókien Belcotex przedstawia rysunek 4.40. Wyniki pomiaru twardoĞci zawierają siĊ w przedziale od 31,8 do 34,3 HB. Temperatura i wspóáczynnik wyciskania λ nie mają wpáywu na twardoĞü wyrobów. Pewna, wychodząca poza przedziaá rozrzutu wyników, tendencja do przyrostu twardoĞci wystĊpuje ze wzrostem udziaáu wáókien w osnowie kompozytu od 2,5 do 10% objĊtoĞciowych. Jest on niewielki i dla kompozytów o najwyĪszej zawartoĞci wáókien Belcotex wynosi okoáo 7÷8% w odniesieniu do materiaáu osnowy. a)
40 34,3 34,134,3 33,3 34,1 33,3 33,3 32,3 33,3 32,0 32,2 32,232,3 32,1 31,9 31,932,0 32,0 31,9 31,932,1 31,8 32,0 31,8
HB
30 20
b)
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj.
0
10
40
20
HB
30
31,7 31,8
31,5 32,1
32,1 32,0
33,1 33,3
34,2 34,1
31,6 31,7
10,0
10
0
0,0
0,6 1,2 2,5 5,0 udziaá wáókien Belcotex, % obj. λλ ==13,32 13,32,
10,0
λ == 4,11 4,11,
Rys. 4.40. Wpáyw zawartoĞci wáókien i wspóáczynnika wyciskania λ na twardoĞü wyciskanych wyrobów z proszku RAl-1 i kompozytów na jego osnowie wzmocnionych wáóknami Belcotex. Temperatura wyciskania: a) 400oC; b) 500oC [39, 41]
Badania metalograficzne. Fraktografie powierzchni zniszczenia w próbie rozciągania zagĊszczanego na gorąco w matrycach zamkniĊtych kompozytu aluminium-wáókna Nextel 312 przedstawiono na rysunku. 4.41, a wyciskanych na gorąco kompozytów aluminium-wáókna Belcotex – na rysunku 4.42. Powierzchnia zniszczenia kompozytu o zawartoĞci 5% wáókien Nextel 312, otrzymanego w procesie zagĊszczania na gorąco w matrycach zamkniĊtych, jest zróĪnicowana (rys. 4.41). WystĊpują na niej wáókna pojedynczo oraz w skupiskach. SpójnoĞü skupisk wáókien z osnową obserwuje siĊ jedynie na krawĊdziach nierozdrobnionych „wiązek”. Na powierzchni przeáomu 170
wyciskanego na gorąco kompozytu o zawartoĞci 5% objĊtoĞciowych wáókien Belcotex (rys. 4.42a) wáókna rozmieszczone są w osnowie doĞü regularnie. Obserwuje siĊ równieĪ obszary o zwiĊkszonej ich koncentracji. Poszczególne wáókna są izolowane przez osnowĊ, a ich powierzchnie rzadko siĊ stykają. Zrywanie wáókien wystĊpuje bezpoĞrednio przy powierzchni przeáomu. ĝwiadczy to o dobrej jakoĞci poáączenia na granicach aluminium – faza umacniająca. Wáókna ĞciĞle przylegają do otaczającej je aluminiowej osnowy. Obszary zwiĊkszonych odksztaáceĔ osnowy w bezpoĞrednim sąsiedztwie wáókien dowodzą, Īe w trakcie rozciągania wáókna braáy udziaá w umocnieniu materiaáu, spowodowaáo to wzrost jego wytrzymaáoĞci. Na przeáomach rozciąganych próbek o zawartoĞci 10% objĊtoĞciowych wáókien wystĊpują ich skupiska (rys. 4.42b). CzĊĞü wáókien wchodzących w skáad konglomeratów styka siĊ powierzchniami, a niektóre z nich są poáamane.
50 m 50 µµm
a)
Rys. 4.4. Fraktografia powierzchni zniszczenia w próbie rozciągania kompozytu aluminium-5% obj. wáókien Nextel 312 otrzymanego przez zagĊszczanie w matrycach zamkniĊtych, obserwowana na skaningowym mikroskopie elektronowym. Temperatura zagĊszczania 500°C, nacisk jednostkowy 120 MPa, czas oddziaáywania nacisku 240 s [37, 41]
m 6µ µm
b)
66µµm m
Rys. 4.42. Fraktografie powierzchni zniszczenia w próbie rozciągania kompozytu aluminium-wáókna Belcotex otrzymanego w procesie wyciskania, obserwowana na skaningowym mikroskopie elektronowym. Temperatura wyciskania 500oC, λ = 13,32. ZawartoĞü wáókien w kompozycie: a) 5% obj. wáókien; b) 10% obj. wáókien [39, 41]
171
b)
a)
StrukturĊ zagĊszczanego na gorąco w matrycach zamkniĊtych kompozytu aluminium-wáókna Nextel 312, przedstawiono na rysunku 4.43, a wyciskanych na gorąco kompozytów aluminium – wáókna Belcotex na rysunkach 4.44 i 4.45. W procesie prasowania i nastĊpnie zagĊszczania w matrycach zamkniĊtych wáókna Nextel 312 ulegáy czĊĞciowemu rozdrobnieniu. Na zgáadach widoczne są liczne wáókna dáugie oraz nieuszkodzone. Obserwuje siĊ zarówno pojedyncze wáókna, ulokowane w osnowie kompozytu (rys. 4.43a), jak i uáoĪone wzglĊdem siebie równolegle ich skupiska (rys. 4.43b). Ze zwiĊkszeniem udziaáu objĊtoĞciowego wáókien coraz wiĊksza ich liczba bezpoĞrednio styka siĊ lub wchodzi w skáad konglomeratów. Korzystniejsze rozmieszczenie wáókien w osnowie kompozytu uzyskuje siĊ w procesie wyciskania na gorąco. W próbkach wyciskanych ze wspóáczynnikiem λ = 13,32 wystĊpuje uáoĪenie wáókien w osnowie w kierunku zgodnym z kierunkiem páyniĊcia materiaáu (rys. 4.44a).
a)
Rys. 4.43. Struktura zagĊszczanych na gorąco w matrycach zamkniĊtych kompozytów aluminium-wáókna Nextel 312 obserwowana na mikroskopie optycznym. Temperatura zagĊszczania 500oC, nacisk jednostkowy 120 MPa, czas oddziaáywania nacisku 240 s. ZawartoĞü wáókien w kompozycie: a) 1,2% obj. wáókien; b) 5% obj. wáókien. Zgáady poprzeczne, polerowane. PowiĊkszenie 250 × [39, 41]
20 µµm m 20
b)
20 µµm m 20
Rys. 4.44. Struktura wyciskanego kompozytu Al-5% obj. wáókien Belcotex obserwowana na mikroskopie optycznym: a) temperatura wyciskania 400oC, λ = 4,11; b) temperatura wyciskania 500oC, λ = 13,32. Zgáady wzdáuĪne, polerowane [39, 41]
172
Na zgáadach kompozytów wyciskanych ze wspóáczynnikiem λ = 4,11 obserwuje siĊ wáókna uáoĪone w kierunkach odbiegających od kierunku wyciskania. W przypadku próbek wyciskanych w temperaturze 400oC udziaá wáókien krótkich jest wiĊkszy niĪ w próbkach o tej samej zawartoĞci wáókien, ale wyciskanych w temperaturze 500oC (rys. 4.45). W miarĊ zwiĊkszania udziaáu wáókien w osnowie nastĊpuje skrócenie ich dáugoĞci, co jest szczególnie widoczne przy ich zawartoĞci wynoszącej 10% objĊtoĞciowych. DoĞü regularne rozmieszczenie wáókien w osnowie obserwuje siĊ do zawartoĞci 5% objĊtoĞciowych. Przy zawartoĞci 10% objĊtoĞciowych wáókna ukáadaáy siĊ w postaci silnie rozdrobnionych pasm lub konglomeratów. Rozdrobnienie zachodzi podczas rozprowadzania wáókien w osnowie, jako rezultat wzajemnego ich splątania, lub w wyniku obecnoĞci w wyciskanej wyprasce splątanych wáókien.
20 µ m µm 20
b)
a)
20 µ m µm 20
Rys. 4.45. Struktura wyciskanego kompozytu Al-10% obj. wáókien Belcotex obserwowana na mikroskopie optycznym. Wspóáczynnik wyciskania λ = 4,11. Temperatura wyciskania: a) 400oC; b) 500oC. Zgáady wzdáuĪne, polerowane [41]
Mikrostruktury wyrobów wyciskanych na gorąco, obserwowane za pomocą transmisyjnego mikroskopu elektronowego JEM 100 C firmy JEOL, pokazano na rysunku 4.46. Wáókna ĞciĞle przylegają do otaczających je ziarn – nie obserwuje siĊ pustek lub nieciągáoĞci na granicach miĊdzy wáóknem a osnową kompozytu (rys. 4.46a). Dowodem na przenoszenie naprĊĪeĔ na granicy wáókno – osnowa moĪe byü obserwowane 173
na rysunku 4.46b skupisko dyslokacji w pobliĪu tej granicy. Podobny efekt umacniający powodują rozmieszczone w osnowie cząstki, prawdopodobnie tlenki (rys. 4.46c). Cząstki te nie tylko blokują dyslokacje, ale mogą równieĪ hamowaü ruch granic ziarn podczas rekrystalizacji, zapobiegając ich rozrostowi. a)
osnowa
33 µµm m
wáókno
wáókno
0,8 m 0,8µµm
b)
c)
0,6 µm 0,6 µm
Rys. 4.46. Mikrostruktura kompozytu aluminium-5% obj. wáókien Belcotex wyciskanego w temperaturze 500oC z λ = 4,11 obserwowana na transmisyjnym mikroskopie elektronowym. Zgáad wzdáuĪny, w osi próbki [37, 41]
OdpornoĞci kompozytów na zuĪycie Ğcierne. Wyniki badaĔ porównawczych odpornoĞci na zuĪycie Ğcierne wyrobów otrzymanych w procesie wyciskania na gorąco pokazano na rysunkach 4.47 i 4.48. Przedstawiony jest wpáyw udziaáu wáókien 174
Belcotex w osnowie kompozytu oraz rodzaju stosowanych do wzmocnienia wáókien ceramicznych. Wprowadzenie do aluminiowej osnowy wáókien Belcotex lub zwiĊkszenie ich udziaáu w kompozycie powoduje podwyĪszenie odpornoĞci na zuĪycie Ğcierne. Test przeprowadzony na drodze 2500 m wykazaá prawie dwukrotnie mniejszy, w porównaniu z materiaáem osnowy, Ğredni ubytek objĊtoĞci w przypadku kompozytu o zawartoĞci 5% wáókien Belcotex i ponad czterokrotnie mniejszy dla kompozytu o zawartoĞci 10% tych wáókien. 10,0 8,0 6,0
Al - 5% obj. Belcotex Al-5% obj. wáókien Belcotex
4,0
- 10% obj. Belcotex Belcotex Al-10% Al obj. wáókien
2,0
ubytek objĊtoĞci, m3 ·10 –9
Aluminium
0,0 250
500
750
1000 1250 1500 droga tarcia, m
1750
2000
2250
2500
0
Rys. 4.47. Wpáyw zawartoĞci wáókien na zuĪycie Ğcierne wyciskanych w temperaturze 500oC wyrobów z proszku RAl-1 i kompozytów na jego osnowie wzmocnionych wáóknami Belcotex. Wspóáczynnik wyciskania λ = 4,11 [37, 47] 6,0
Al-5% obj. wáókien Belcotex Al - 5% obj. wáókien Belcotex
ubytek objĊtoĞci, m3 ·10–9
5,0 4,0
Al-10% obj. wáókien Nextel Al + 5% obj. wáókien Nextel
3,0 2,0
Al - 5% obj. Wáókien Saffil Al-5% obj. wáókien Saffil
1,0 0,0
0
500
1000
1500 droga tarcia, m
2000
2500
Rys. 4.48. Wpáyw rodzaju wáókien na zuĪycie Ğcierne wyciskanych w temperaturze 500oC wyrobów z materiaáów kompozytowych o zawartoĞci 5% obj. w osnowie. Wspóáczynnik wyciskania λ = 4,11 [37, 41]
175
Wprowadzenie do aluminiowej osnowy 5% obj. wáókien Saffil powoduje niewielki wzrost odpornoĞci na zuĪycie Ğcierne w odniesieniu do próbki materiaáu wyciskanego przy tych samych parametrach i zawierającej 5% obj. wáókien Belcotex. Zastąpienie wáókien Belcotex przez wáókna typu Nextel 312 nie spowodowaáo istotnych zmian odpornoĞci na Ğcieranie. Na stopieĔ zuĪycia Ğciernego materiaáów kompozytowych wiĊkszy wpáyw ma udziaá objĊtoĞciowy wáókien w osnowie niĪ ich rodzaj. Dotyczy to szczególnie wáókien o porównywalnych Ğrednicach, typu Nextel 312 i Belcotex. 4.3.4.2. Kompozyty na osnowie proszków stopów aluminium wzmocnione wáóknami Al2O3
udziaá frakcji, %
25 20
30
Jako materiaáy osnowy stosuje siĊ proszki stopów otrzymane metodą rozpylania [36, 40]. Przykáadowe rozkáady wielkoĞci cząstek proszków stopów Al8,5Cu0,56Mg6,36Si oraz Al1,85Cu1,9Mg1,19SiO,94Ni przedstawiono na rysunkach 4.49 i 4.50, a ich ksztaát i struktury na rysunkach 4.51 i 4.52. Stopy po rozpylaniu cechują siĊ strukturą o drobniejszym ziarnie w porównaniu ze strukturą odlewu. W strukturze wystĊpują sporadycznie pory, a na powierzchniach cząstek równieĪ tlenki. Materiaáy wzmacniające osnowy stanowiáy wáókna ceramiczne Saffil w iloĞci 2,5, 5,0 i 10% objĊtoĞciowych oraz wáókna Nextel 610 i Nextel 720 w iloĞci 5% objĊtoĞciowych. Ksztaát uĪytych wáókien pokazano na rysunku 4.53. Wáókna i materiaá osnowy mieszano na mokro. Z mieszaniny materiaá osnowy-wáókna wykonano wypraski przez prasowanie na zimno.
15
25,15 25,15
15,3 15,3
13,4 13,4
11,5 11,5
11 11
5,1 5,1
5
2,1 2,1
22
3,5 3,5 0 0
0 < 40
40÷56
56÷63
63÷71 71÷100 100÷160160÷200200÷250250÷320320÷400400÷630
klasa wielkoĞci cząstek, µm
Rys. 4.49. Wynik analizy sitowej proszku Al8,5Cu0,56Mg6,36Si [7]
176
11 11
10
30
25,4 25,4
udziaá frakcji, %
25 20
17,2 17,2
14,1 14,1
15
8,8 8,8
10
10,2 10,2
4,5 4,5
5,3 5,3
5
10 10
2,7 2,7
1,8 1,8
00
0 40÷56
56÷63
63÷71 71÷100 100÷160160÷200200÷250250÷320320÷400400÷630
< 40
klasa wielkoĞci cząstek, µm
Rys. 4.50. Wynik analizy sitowej proszku Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni [7]
b)
a)
100 µm
|
80µm 80 µm
|
c)
|
30µm 30 µm
|
Rys. 4.5. Stop Al8,5Cu0,56Mg6,36Si: a) ksztaát cząstek proszku obserwowany na skaningowym mikroskopie elektronowym; b) struktura cząstki proszku; c) struktura odlewu obserwowana na mikroskopie optycznym [7]
177
a)
b)
80 µm
30 µm
c)
30 µm
b)
a)
Rys. 4.52. Stop Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni: a) ksztaát cząstek proszku obserwowany na skaningowym mikroskopie elektronowym; struktury: cząstki proszku (b) i odlewu (c), obserwowane na mikroskopie optycznym [36]
10 m 0 µµm
10 µm m 0 µ
c)
10 m 0 µµm
Rys. 4.53. Wáókna Al2O3 obserwowane na skaningowym mikroskopie elektronowym: a) wáókna Saffil; b) wáókna Nextel 610; c) wáókna Nextel 720 [36]
178
W tabeli 4.8 zestawiono wybrane wáasnoĞci wáókien na osnowie Al2O3 stosowanych do wzmocnienia metalicznej osnowy. Tabela 4.8 Wybrane wáasnoĞci wáókien na osnowie Al2O3 [42, 43, 44] GĊstoĞü
Rm ,
E,
g/cm3
MPa
GPa
ciągáe
3,0
3,30
2000
3000
85,0% Al2O3, 15,0% SiO2
ciągáe
10÷12
3,40
2100
280
> 99%Al2O3
ciągáe
10÷12
Skáad chemiczny
Rodzaj
Saffil
96,0% Al2O3, 4% SiO2
Nextel 720 Nextel 610
Zastosowanie Kompozyty ceramiczne i metalicznoceramiczne
ĝrednica wáókien, µm
Nazwa wáókna
3,88
2930
373
250
siáa wyciskania Fw, kN
300
Wypraski otrzymane z materiaáu osnowy i mieszaniny z wáóknami odksztaácano na gorąco przez wyciskanie w warunkach izotermicznych. Zmiany siáy podczas wyciskania kompozytów na osnowie proszku Al8,5Cu0,56Mg6,36Si przedstawiono na rysunku 4.54. Obserwuje siĊ niewielki wzrost siáy wyciskania ze wzrostem zawartoĞci wáókien w materiale osnowy. 10% wáókna 5% wáókna
200
2,5% wáókna
150 100
50
0 0
5
10 15 droga stempla, mm
20
Rys. 4.54. Zmiana siáy wyciskania w zaleĪnoĞci od drogi stempla podczas wyciskania wyprasek z proszku stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si z dodatkiem wáókien Saffil. Wspóáczynnik wyciskania λ = 13,32, temperatura wyciskania 500oC [36]
W wyniku wyciskania uzyskuje siĊ materiaáy o duĪej gĊstoĞci wzglĊdnej. W tabeli 4.9 zestawiono gĊstoĞci i porowatoĞci materiaáów po wyciskaniu w temperaturze 500oC ze wspóáczynnikiem λ = 13,32. Wraz ze wzrostem zawartoĞci wáókien w materiale osnowy obserwuje siĊ zmniejszenie gĊstoĞci wyciskanych wyrobów. 179
Tabela 4.9 GĊstoĞü wzglĊdna ρwoĞr i porowatoĞü ηo materiaáów kompozytowych ρwoĞr, %
η o, %
Al8,5Cu0,56Mg6,36Si: + 2,5% obj.wáókna Saffil + 5% obj. wáókna Saffil + 10% obj. wáókna Saffil + 5% obj.wáókna Nextel 610 + 5% obj.wáókna Nextel 720
96,4 ± 0,9 95,2 ± 0,5 93,5 ± 0,5 95,9 ± 0,9 95,0 ± 0.9
3,6 4,8 6,5 4,1 5,0
Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni: + 2,5% obj. wáókna Saffil + 5% obj. wáókna Saffil + 10% obj. wáókna Saffil + 5% obj.wáókna Nextel 610 + 5% obj wáókna Nextel 720
93,5 ± 0,5 91,9 ± 0,5 90,4 ± 0,5 92,1 ± 0,5 91,6 ± 1,4
6,5 8,1 9,6 7,9 8,4
Materiaá
Badania metalograficzne wyciskanych materiaáów potwierdzają duĪe zagĊszczenie materiaáu osnowy (rys. 4.55 i 4.56). Struktura jest drobnoziarnista i nie obserwuje siĊ porów. Oprócz wáókien wystĊpują rozdrobnione tlenki i skupiska wydzieleĔ faz miĊdzymetalicznych. b)
a)
|
30 µm 30µm
|
|
80 µm 80µm
|
c)
80 µm
Rys. 4.55. Struktura wyciskanych materiaáów ze stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si obserwowana na mikroskopie optycznym. Materiaáy o zawartoĞci: a) 5% obj. wáókien Saffil; b) 5% obj. wáókien Nextel 610; c) 5% obj. wáókien Nextel 720 [36]
180
a)
b)
80 µm
30 µm
c)
30 µm
Rys. 4.56. Struktury wyciskanych materiaáów ze stopu Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni obserwowana na mikroskopie optycznym. Materiaáy o zawartoĞci: a) 5% obj. wáókna Saffil; b) 5% obj. wáókien Nextel 610; c) 5% obj. wáókien Nextel 720 [36]
WáasnoĞci mechaniczne wyciskanych materiaáów kompozytowych po przesycaniu (500oC/2 h, woda) i starzeniu (190oC/3 h), okreĞlone w oparciu o pomiar twardoĞci na przekroju wzdáuĪnym oraz próbĊ rozciągania i zginania, przedstawiono na rysunkach 4.57 i 4.58. TwardoĞci materiaáów kompozytowych zaleĪą od obróbki cieplnej. Udziaá wáókien nie ma istotnego wpáywu na tĊ cechĊ wáasnoĞci (rys. 4.57). Po przesycaniu i starzeniu materiaáy na osnowie stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si mają twardoĞü 125÷129 HB, a na osnowie Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni – 111 HB. WytrzymaáoĞü na rozciąganie zaleĪy od zawartoĞci wáókien (rys. 4.58). NajwyĪsze wytrzymaáoĞci ma materiaá kompozytowy o zawartoĞci 5% obj. wáókien. Przyrost wytrzymaáoĞci wynosi okoáo 25% dla kompozytu na osnowie stopu Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni i okoáo 14% dla kompozytu na osnowie stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si. NajwyĪszą wytrzymaáoĞü na rozciąganie mają kompozyty wzmocnione wáóknami Nextel 720. 181
a)
140
125,2 128,0
120 100
129,0 2,5% wáókna
110,2 110,8 110,2 97,4 98,2 99,0
5% wáókna
80
HB
10% wáókna
60 40 20 0
b)
po przesycaniu
120
HB
60
96,6 97,4 98,2 88,4 88,8 89,8
40
80
110,8 110,8 111,4
100
po starzeniu
po odksztaáceniu
2,5% wáókna 5% wáókna 10% wáókna
20
0
po odksztaáceniu
po przesycaniu
po starzeniu
Rys. 4.57. TwardoĞü kompozytów z dodatkiem wáókien Saffil na osnowie stopów: a) Al8,5Cu0,56Mg6,36Si; b) Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni [36, 40]
Omówione zagadnienia w tym rozdziale obejmują charakterystykĊ materiaáów kompozytowych wzmocnionych wáóknami, metody ich wytwarzania jak równieĪ aktualny stan i perspektywy rozwoju zastosowania tych materiaáów. Szczegóáowo omówiono otrzymywanie kompozytów z proszków aluminium i jego stopów z zastosowaniem przetwórstwa na gorąco w procesach kucia matrycowego i wyciskania. Przedstawiono zagadnienia oddziaáywania na strukturĊ i wáasnoĞci mechaniczne tych materiaáów parametrami odksztaácania, tj. temperaturą i wielkoĞcią odksztaácenia oraz obróbką cieplną. Poruszono równieĪ zagadnienia trybologiczne związane z eksploatacją materiaáów kompozytowych wzmocnionych wáóknami. 182
a) 250 185,72
R m , MPa
200
195,61
197,91
199,50
5% Nextel 610
5% Nextel 720
171,90
157,39 150 100 50 0 czysty
2,5% Saffil
175,19
182,82
osnowa
2,5% Saffil
5% Saffil
10% Saffil
b) 250
150
197,37
210,85
200,64
180,23
R m , MPa
200
100
0
50
5% Saffil
10% Saffil
5% Nextel 610 5% Nextel 720
Rys. 4.58. WytrzymaáoĞü na rozciąganie wyciskanych stopów i kompozytów w zaleĪnoĞci od iloĞci i rodzaju fazy wzmacniającej: a) stopu Al1,85Cu1,9Mg1,19Si0,94Ni; b) stopu Al8,5Cu0,56Mg6,36Si. Materiaá przesycony i starzony [36, 40]
4.3.5. Literatura
[1] Brown M. et al.: Technology Base Enhancement Program Metal Matrix Composite. The North American Defence Industrial Base Organisation, August 1993 [2] Kaczmar J.W., Kainer K.U.: Powder Metallurgy, vol. 35, 1992, 6495–6505 [3] Clyne T.W., Bader M.G., Cappelman G.R., Hubert P.A.: Journal of Materials Science, 20, 1985, 85–96 [4] Dinwoodie J., Horsfall I.: Proceedings of 2nd European Conference on Composite Materials, London July 1987, 2390–2401 [5] Dhingra A.K.: Philos. Trans. R. Soc. A, 294, 1980, 411–417 [6] Anderson C.H., Warren R.: Composites, 15, 1984, 16–24 [7] Anderson C.H., Warren R.: Composites, 15, 1984, 101–111 [8] Rutkowski W.: Projektowanie wáaĞciwoĞci wyrobów spiekanych z proszków i wáókien. Warszawa, PWN 1977 183
[9] Konsztowicz K.: Kompozyty wzmacniane wáóknami. Podstawy technologii. Kraków, Wyd. AGH 1986 [10] Partridge P.G., Ward-Close C.M.: International Materials Reviews, vol. 38, 1, 1993, 2–23 [11] Penkava J.: Metall. Internationalle Zeitschrift für Technik und Wirtschaft, vol. 41, No. 6, 1987, 590–599 [12] Hunt M.: Material Engineering, October 1990, 25–28 [13] Mortensen A.A., Cornie J.A., Flemings M.C.: Journal of Metals, February 1988, 12–19 [14] Rohatgi P., Sobczak J., Asthana R., Kim J.K.: Proceedings of the International Conference “Cast Composites ’95”, Zakopane 18–20 10 1995 [15] Parrini L., Schaller R.: Acta Metallurgica et Materialia, vol. 43, No. 6, 2149–2156 [16] Li Q.F., McCartney D.G.: Journal of Materials Science, vol. 51, 1995, 235–243 [17] Li Q.F., McCartney D.G.: Journal of Materials Processing Technology, vol. 26, 1991, 3565–3574 [18] Lianxi Hu, Shoujing Luo, Wencan Huo, Wang Z.R.: Journal of Materials Processing Technology, vol. 49, 1995, 287–294 [19] Sobczak J.: Metalowe materiaáy kompozytowe. Stan aktualny i perspektywy rozwoju w Ğwietle polityki naukowej, technologii i praktyki przemysáowej Stanów Zjednoczonych. Kraków, Instytut Odlewnictwa 1996 [20] Sobczak J.: Seminarium. Materiaáy konferencyjne „Kompozyty”, CzĊstochowa 8 listopada 1996, 23–64 [21] Allison J.E., Cole G.S.: Journal of Metals, January 1993, 19–24 [22] Henning W., Neite G., Schmidt E.: Metall, vol. 48, 1994, 451–454 [23] Pietrzak K., Kaczmar J., WáosiĔski W.: Materiaáy konferencyjne „Kompozyty”, CzĊstochowa 8 listopada 1996, 65–88 [24] Szczepanik S.: Hutnik. WiadomoĞci Hutnicze, nr 5, 1999, 245–251 [25] Mordike B.L, Kaiser K.U.: Bautaile aus pulvermetallurgisch hergestellten Leichtmetall-Kurzfaser-Verbundwerkstoffeen. Neue Werkstoffe, Band I, VDI Berichte, 670, 1988, 285–300 [26] Robinson R.K.: ASTM, STP 427, Am. Soc. Testing Mats., 1967, 107–123 [27] Kelly A., Davies G.J.: Met. Reviews, 10, 1965, 1–77 [28] Ibe G., Penkova S.: Metall, 41, 1987, 590–599 [29] Kobe Steel. Guide to Kobe Steel's Exibit Sintering ’87, Tokyo, Hyogo 1987, 13 [30] Morimoto H., Ouhi K., Minamide T.: Proc. ’87 Int. Synp. Sintering, Tokyo 1987 [31] Information ARCO Metals Comp., Greer, USA 1982 [32] Information Tokai Carbon Co, Ltd., Tokyo 1983 [33] Guide to Selectting Engineered Materials. Advancred Materials & Processes, 2, Juni 1987 [34] Divecha A.P, Fishman S.G., Karmarker S.D.: Journal of Metals, 33, September 1981, 12–17 [35] Information Tokyo Yokyo Co., Ltd. 1987 184
[36] Szczepanik S. i in.: Wpáyw ksztaátowania na gorąco na wáasnoĞci wyrobów otrzymanych z proszków na osnowie stopów Al-Cu wzmocnionych wáóknami ceramicznymi. Raport z projektu badawczego KBN nr T08D 002 14, Kraków, AGH 2001 [37] Wojtaszek M.: Wpáyw ksztaátowania na gorąco na wáasnoĞci kompozytów na bazie aluminium wzmocnionych wáóknami ceramicznymi. Kraków, AGH 2000 (Praca doktorska) [38] Wojtaszek M., Szczepanik S.: Aluminium powder based composites reinforcrd with Al2O3 fibres. Hot forming of aluminium powder compacts. Metallurgy and Foundry Engineering, 27, 2, 2001, 183–196 [39] Wojtaszek M., Szczepanik S.: Aluminium powder based composites reinforced with Al2O3 fibres. Hot forming of aluminium powder compacts. Metallurgy and Foundry Engineering, 27, 2, 2001, 197–208 [40] Szczepanik S.: Badania zjawisk na granicy faza wzmacniająca – osnowa w kompozytach otrzymanych z proszków aluminium. Kompozyty, 1, 1, 2001, 55–59 [41] Szczepanik S., Wojtaszek M.: Wpáyw ksztaátowania na gorąco na wáasnoĞci kompozytów na bazie aluminium wzmocnionych wáóknami ceramicznymi. Raport z projektu badawczego KBN nr T08D 029 13, Kraków, AGH 1999 [42] Materiaáy informacyjne firmy Belcotex [43] Materiaáy informacyjne o wáóknach Nextel firmy 3M [44] Materiaáy informacyjne o wáóknach Saffil firmy ICI Chemical Industries, UK
4.4. Kompozyty na osnowie stopów aluminium umocnione cząstkami fazy twardej Rozwój motoryzacji powoduje zapotrzebowanie na nowe materiaáy do pracy w podwyĪszonych temperaturach. Materiaáom tym stawia siĊ wymagania stabilnych wáasnoĞci mechanicznych w temperaturach ich pracy, dobrej przewodnoĞci i maáej rozszerzalnoĞci cieplnej oraz duĪej odpornoĞci na Ğcieranie. Tworzywa na osnowie aluminium są atrakcyjnymi zamiennikami stali na elementy konstrukcyjne, bowiem umoĪliwiają obniĪenia ich masy o okoáo 60%. Materiaáy, które przeznaczone są do pracy w podwyĪszonych temperaturach, muszą speániaü wiele wymagaĔ zarówno w zakresie wáasnoĞci mechanicznych, jak i innych wáasnoĞci fizycznych. Z uwagi na wysokie temperatury pracy, z materiaáowego punktu widzenia, konieczna jest zmiana mechanizmu umocnienia z wydzieleniowego na umocnienie dyspersyjnymi cząstkami fazy ceramicznej lub związkami miĊdzymetalicznymi o maáej rozpuszczalnoĞci w aluminium. Nowe materiaáy na osnowie aluminium wytwarzane są metodami metalurgii proszków lub pokrewnymi. NastĊpuje rozwój zastosowania materiaáów umocnionych dyspersyjnie [1, 2, 3] oraz cząstkami fazy twardej, nie reagującej z osnową [4, 5, 6]. Proszki stopów aluminium przeznaczone na materiaáy konstrukcyjne do pracy w podwyĪszonych temperaturach wytwarza siĊ metodą rozpylania gazem oraz natry185
skowego formowania póáwyrobów [2]. Dalsze przetwórstwo tych proszków wymaga zastosowania przeróbki plastycznej na gorąco, gáównie kucia i wyciskania. W tym rozdziale omówione zostaną materiaáy otrzymane z proszków stopów Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr i Al20Si5Fe2Ni. Proszki do badaĔ wytworzone zostaáy metodą rozpylania gazem. Na rysunku 4.59 przedstawiono widok cząstek proszków siluminów, a w tabeli 4.10 ich charakterystykĊ. b)
a)
100 µm
100 µm
Rys. 4.59. Ksztaát cząstek proszków, otrzymanych metodą rozpylania azotem, obserwowany na skaningowym mikroskopie elektronowym: a) stopu Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr; b) stopu Al20Si5Fe2Ni. WielkoĞü cząstek proszku poniĪej 400 µm [7] Tabela 4.0
Charakterystyka rozpylanych proszków stopów Al20Si5Fe2Ni i Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr [7] Skáad chemiczny
Proszek
GĊstoĞü nasypowa z usadem, g/cm3
Si, %
Fe, %
Ni, %
Cu,%
Mg,%
Cr, %
Al, %
Al20Si5Fe2Ni
19,0
5,7
2,0
–
–
–
reszta
0,88
Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr
16,5
6,0
–
2,8
0,7
0,6
reszta
0,86
Z proszków tych stopów wytworzono kompozyty z dodatkiem wĊglika krzemu w iloĞci 5 i 10% mas., stosując nastĊpujące zabiegi technologiczne: przygotowanie mieszanki proszków, prasowanie, nagrzewanie, zagĊszczanie i odksztaácanie w matrycach zamkniĊtych lub w procesie wyciskania wspóábieĪnego oraz obróbkĊ cieplną wyrobów przez przesycanie i starzenie lub wyĪarzanie w temperaturze 500oC. Kucie w matrycach zamkniĊtych. Odksztaácanie na gorąco w matrycach zamkniĊtych przeprowadzono na prasie Ğrubowej PS-100, w matrycach podgrzewanych do temperatury 300oC. Wygrzane wypraski w temperaturze 500oC w atmosferze argonu w czasie 0,5 godziny odksztaácano w podgrzewanej matrycy jednym skokiem roboczym prasy. Przebieg siáy kucia w czasie odksztaácania przedstawiono na rysunku 4.60. 186
siáa, kN
b)
c)
600 500 400 300 200 100 0 600 500 400 300 200 100 0
509,16
0
0,01
0
0,01
, 0,03
0,04
526,54
300 200 100
0
0,01
0,02 czas, s
600 500
, 0,03
0,04
560,71
400 300
siáa, kN
0,04
siáa, kN
0,02 czas, s
400
0
, 0,03
516,86
600 500
d)
0,02 czas, s
siáa, kN
a)
200 100
0
0
0,01
0,02 czas, s
, 0,03
0,04
Rys. 4.60. Przykáadowe przebiegi siáy podczas kucia wyprasek z proszku: a), b) Al20Si5Fe2Ni; c), d) Al17Si3Cu1,1Mg0,6Cr. WielkoĞci cząstek proszku: a), c) powyĪej 400 µm, b), d) poniĪej 400 µm [8]
Wyciskanie. Wyciskanie na gorąco przeprowadzono w matrycach podgrzewanych do temperatury 500oC na stanowisku badawczym na prasie ZD-100. Nagrzane do temperatury 490oC wypraski wyciskane byáy ze wspóáczynnikami wyciskania λ = 4,11; 5,92; 13,32; 53,26. Przebieg siáy wyciskania w zaleĪnoĞci od drogi stempla przedstawiono na rysunkach 4.61 i 4.62. Na zaleĪnoĞciach tych wystĊpują podczas wyciskania dwa etapy, początkowy etap zagĊszczania w matrycy oraz drugi – ustalonego wypáywania materiaáu przy staáej sile. Dodatek wĊglika krzemu powoduje zwiĊkszenie siáy potrzebnej do prowadzenia procesu wyciskania. 187
500 400 300
10% SiC 5% SiC
200
0% SiC
100 0
0 2
4
6
500 400
10% SiC 5% SiC
300
0% SiC 200
siáa wyciskania F, kN, %
b)
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
100
siáa wyciskania F, kN, %
a)
0 0 2
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
10% SiC 5% SiC 0% SiC
400 300
200 100
0
siáa wyciskania F, kN, %
0 2
d)
6
500 siáa wyciskania F, kN, %
c)
4
4
6
500
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm 10% SiC
400
5% SiC
0% SiC
300 200 100 0 0 2
4 6
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
Rys. 4.6. Przebiegi siáy w zaleĪnoĞci od drogi stempla podczas wyciskania w temperaturze 490oC wyprasek z proszku stopu Al20Si5Fe2Ni o wielkoĞci cząstek powyĪej 400 µm i kompozytów na jego osnowie z dodatkiem wĊglika krzemu. Wspóáczynnik wyciskania: a) λ = 4,11; b) λ = 5,92; c) λ = 13,32; d) λ = 53,2 [8]
188
a) siáa wyciskania F, kN, %
500 400 300 200
10% SiC 5% SiC 0% SiC
100 0 0
b)
2
4
6
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
10% SiC
250
5% SiC
200
150 100 50 0 0
c)
2
4
6
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
500 siáa wyciskania F, kN, %
0% SiC
siáa wyciskania F, kN, %
300
400 300
10% SiC
5% SiC 0% SiC
200 100 0
0
2
4
6
8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 droga stempla ∆l, mm
Rys. 4.62. Przebiegi siáy w zaleĪnoĞci od drogi stempla podczas wyciskania w temperaturze 490oC wyprasek z proszku stopu Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr o wielkoĞci cząstek powyĪej 400 µm i kompozytów z dodatkiem wĊglika krzemu. Wspóáczynnik wyciskania: a) λ = 4,11; b) λ = 5,92; c) λ = 13,32 [8]
ZagĊszczenie materiaáu. Kucie w matrycach zamkniĊtych, w jednym zabiegu, wyprasek z rozpylanych proszków siluminów umoĪliwia uzyskanie wyrobów o gĊstoĞci wzglĊdnej powyĪej 90%. Dodatkowe odksztaácanie w matrycy zamkniĊtej nie 189
wpáywa znacząco na gĊstoĞci odkuwek (rys. 4.63). Powtórne kucie w matrycy zamkniĊtej powoduje wzrost gĊstoĞci o okoáo 5%. Na rysunku 4.64 przedstawiono gĊstoĞci materiaáu otrzymanego z proszku stopu Al20Si5Fe2Ni w zaleĪnoĞci od metody formowania. GĊstoĞci wyciskanych wyrobów są zbliĪone, przy czym przy λ = 13,32 uzyskuje siĊ materiaá w peáni zagĊszczony. 94,5 94,31
94,18
94 93 92 91 90 89 88
89,27
ε = 0,4
ε = 0,4 + 0,114 ε = 0,4 + 0,139 ε = 0,4 + 0,216 odksztaácenie wzglĊdne ∆h/h0, mm
gĊstoĞü wzglĊdna, %
95
Rys. 4.63. GĊstoĞü odkuwek w zaleĪnoĞci od wielkoĞci odksztaácenia podczas kucia w matrycy zamkniĊtej wyprasek z proszku stopu Al20Si5FeNi (wielkoĞü cząstek mniejsza od 400 µm) przy temperaturze 500oC [7, 8]
64,43
40
100
wyciskanie λ = 4,11
wyciskanie λ = 13,32
80 60
96,97
88,91
gĊstoĞü wzglĊdna, %
100
20
0
prasowanie h0 /d0 = 0,4
kucie ε = 0,4
Rys. 4.64. GĊstoĞci materiaáu z rozpylanego proszku Al20Si5Fe2Ni o wielkoĞci cząstek powyĪej 400 µm po róĪnych procesach formowania [7, 8]
Badania metalograficzne. Struktury odlewu i rozpylanych proszków przedstawiono na rysunku 4.65, struktury odkuwek na rysunkach 4.66 i 4.67, a wyciskanego materiaáu rysunku 4.68. Struktura stopów zaleĪy od metody otrzymywania. W stanie po odlewaniu wystĊpują duĪe skupiska wydzieleĔ krzemu oraz związków miĊdzymetalicznych (rys. 4.65a). Fazy te posiadają twardoĞci od 40 do 1200 HV. Znacząco róĪna jest struktura cząstki proszku otrzymanego przez rozpylanie ciekáego stopu (rys. 4.65b), w której wystĊpują bardzo drobne wydzielenia w osnowie. Związane jest to z krótkim czasem krzepniĊcia kropli stopu. Cząstki proszku rozpylanego posiadają wewnĊtrzną porowatoĞü. 190
b)
c)
d)
a)
Rys. 4.65. Struktura stopu obserwowana na mikroskopie optycznym: a), b) Al20Si5Fe2Ni; c), d) Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr; a), c) odlanego stopu, powiĊkszenie 100×; b), d) proszku otrzymanego metodą rozpylania. PowiĊkszenie 630× [7]
Rys. 4.66. Struktura stopu Al20Si5Fe2Ni po odksztaácaniu na gorąco w matrycy zamkniĊtej wypraski z proszku obserwowana na mikroskopie optycznym. PowiĊkszenie 250× [7]
W wyniku odksztaácania w matrycach zamkniĊtych w temperaturze okoáo 500oC, obok zagĊszczenia obserwuje siĊ równieĪ zmiany strukturalne, gáównie w sąsiedztwie granic cząstek proszku, gdzie nastąpiáo odksztaácenie plastyczne (rys. 4.66 i 4.67). 191
a)
b)
Rys. 4.67. Struktura stopu Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr po odksztaácaniu na gorąco w matrycy zamkniĊtej wypraski z proszku, obserwowana na mikroskopie optycznym. PowiĊkszenie: a) 250×; b) 630× [7 ]
b)
d)
c)
a)
Rys. 4.68. Struktura materiaáu kompozytowego z proszku stopu Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr o zawartoĞci 10% SiC obserwowana na mikroskopie optycznym. Wspóáczynnik wyciskania: a), b) λ = 4,11; c), d) λ = 13,32; a), c) zgáad wzdáuĪny; b), d) zgáad poprzeczny. PowiĊkszenie 250× [7]
Odksztaácenie jest jednak zbyt maáe, aby zniszczona zostaáa powáoka tlenkowa na ich powierzchni. Widoczne są wyraĨne granice cząstek proszku oraz granice subziarn. Podczas wyciskania na gorąco obserwuje siĊ wraz ze wzrostem stopnia odksztaácenia korzystne zmiany w strukturze materiaáu. ZaleĪą one od wielkoĞci wspóáczynnika wyciskania λ, z którego wzrostem nastĊpuje rozdrobnienie tlenków oraz powstaje struktura wykazująca charakter wáóknisty (rys. 4.68). 192
600
501±10
459±22
500 400
331±45
300 200 100 0
kucie w matrycy zamkniĊtej
wyciskanie λ = 4,11
wyciskanie λ = 13,32
wytrzymaáoĞü na Ğciskanie Rc, MPa
WáasnoĞci wytrzymaáoĞciowe. WáasnoĞci mechaniczne materiaáów okreĞlono w próbie Ğciskania na zimno i w podwyĪszonych temperaturach do 300oC. ĝciskanie przeprowadzone zostaáo na próbkach walcowych o Ğrednicy φ = 10 mm i smukáoĞci h0/d0 = 1. Na rysunku 4.69 porównano wytrzymaáoĞü na Ğciskanie w temperaturze otoczenia dla róĪnych procesów wytwarzania. Na rysunku 4.70 przedstawiono zmianĊ wytrzymaáoĞci na Ğciskanie w zaleĪnoĞci od zawartoĞci wĊglika krzemu, a na rysunku 4.71 – zaleĪnoĞü wytrzymaáoĞci na Ğciskanie od temperatury przeprowadzenia próby.
700 600 500 400 300
680±18
764±45
690±50
520±12
wytrzymaáoĞü na Ğciskanie Rc, MPa
λ = 4,11 λ = 13,32
478±5
200 100 0
b)
779±43
800
wytrzymaáoĞü na Ğciskanie Rc, MPa
900
a)
Rys. 4.69. Porównanie wytrzymaáoĞci na Ğciskanie wyrobów ze stopu Al20Si5Fe2Ni w zaleĪnoĞci od sposobu ksztaátowania. WyĪarzanie w temperaturze 500oC przez 2 h [8]
Al17Si5Fe3Cu1Mg0,6Cr Al17Si5Fe3Cu1Mg0,6Cr Al17Si5Fe3Cu1Mg0,6Cr –5% SiC –10% SiC
600 500
485±10 490±40
λ = 4,11
443±48 448±20
450±15 444±44
400
λ = 13,32
300 200 100 0 Al20Si5Fe2Ni
Al20Si5Fe2Ni-5% SiC
Al20Si5Fe2Ni-10% SiC o
Rys. 4.70. WytrzymaáoĞü na Ğciskanie w temperaturze 20 C materiaáu osnowy i kompozytów: a) na osnowie Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr po wyciskaniu oraz przesycaniu i starzeniu; b) na osnowie Al20Si5Fe2Ni po wyĪarzaniu w temperaturze 500oC przez 2 h [8]
193
0% SiC, λ = 13,32
0% SiC, λ = 4,11
5% SiC, λ = 13,32
5% SiC, λ = 4,11
10% SiC, λ = 13,32
10% SiC, λ = 4,11
500 450 400 350 300 250 200 150 100 50 0
b)
50
100
150 temperatura, oC
0% SiC, λ = 13,32
0% SiC, λ = 4,11
5% SiC, λ = 4,11
10% SiC, λ = 13,32
250
300
250
300
5% SiC, λ = 13,32
10% SiC, λ = 4,11
600 500 400
wytrzymaáoĞü na Ğciskanie Rc, MPa
800 700
200
0
wytrzymaáoĞü na Ğciskanie Rc, MPa
a)
300 200 100 0
0
50
100
150 temperatura, oC
200
Rys. 4.7. Wpáyw temperatury przeprowadzenia próby na wytrzymaáoĞü na Ğciskanie Rc wyciskanego materiaáu na osnowie stopu: a) Al20Si5Fe2Ni; b) Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr [7, 8]
Wyroby otrzymane z rozpylanych proszków siluminów cechują siĊ dobrą wytrzymaáoĞcią na Ğciskanie, zaleĪną od metody formowania i stopnia przerobu. Stwierdza siĊ stabilne wáasnoĞci wytrzymaáoĞciowe tych stopów do temperatury okoáo 180oC. WáasnoĞci trybologicznych kompozytów na osnowie stopu Al7Si5Fe3Cu, Mg0,6Cr. WáasnoĞci trybologiczne materiaáu osnowy i kompozytów umocnionych cząstkami wĊglika krzemu okreĞlono dla materiaáów wyciskanych. Porównano je z wáasnoĞciami trybologicznymi powszechnie stosowanego materiaáu konstrukcyjnego w postaci stopu 194
aluminium PA6. Badania przeprowadzono na urządzeniu T-05 przy nastĊpujących parametrach: — naciski p = 0,5 MPa, — obroty n = 600 obr/min, — prĊdkoĞü poĞlizgu v = 109,96 mm/s, — warunki tarcia technicznie suchego i zastosowanie emulsji cháodzącej, — dáugoĞü drogi tarcia l = 13 057 m.
100
35,0
90
40,0
80 70
25,0 20,0
15,0 10,0
60 50 40 30
siáa tarcia
20 10 1071
1015
959
903
847
791
0 735
678
622
566
509
396
340
285
174
62
118
2
0,0
452
temperatura
5,0
229
siáa tarcia, N
30,0
temperatura masowa próbki, oC
WĊzeá tarcia tworzy prostopadáoĞcienny klocek, o wymiarach 6,35 × 15,75 × 10,0 mm i promieniu zatoczenia R = 17,5 mm, który wykonany jest z badanego materiaáu, oraz hartowana rolka ze stali àH15 o Ğrednicy φ 35 i dáugoĞci 8,7 mm. Przykáadowe zmiany siáy i temperatury w czasie badaĔ przedstawiono na rysunku 4.72.
czas biegu, s
Rys. 4.72. Zmiany siá tarcia i temperatury w czasie badaĔ [7, 9]
Jako kryterium zuĪycia przyjĊto zmianĊ wymiaru liniowego Ğladu wytarcia. Pomiary zuĪycia wykonywano w równych odstĊpach drogi tarcia wynoszącej 1187 m z dwoma powtórzeniami. Po statystycznym opracowaniu wyniki przedstawiono na rysunkach 4.73 i 4.74. ZuĪycia liniowe próbek przy tarciu na sucho w sposób istotny zaleĪą od procentowej zawartoĞci twardych cząstek wĊglika krzemu (rys. 4.73). ZuĪycia badanych materiaáów na ustalonej drodze tarcia ma zaleĪnoĞü liniową, przy czym zuĪycie wyraĨnie maleje wraz ze wzrostem procentowej zawartoĞci wĊglika krzemu. Materiaá porównawczy, jakim byá stop aluminium PA6, początkowo zuĪywa siĊ równomiernie, po czym obserwuje siĊ wzrost intensywnoĞci zuĪycia i stwierdza siĊ w nim plastyczne odksztaácenie w warstwach, w których wystĊpuje duĪe oddziaáywanie siáy tarcia i temperatury. ZuĪycie materiaáów kompozytowych ulega czternastokrotnemu zmniejszeniu po zastosowaniu emulsji cháodzącej „Greterol” (rys. 4.74). 195
1000
1 zuĪycie, m·10–6
800
2 600
3
400
4 200 0 0
2000
4000
6000
8000
10 000
12 000
14 000
droga tarcia, m
Rys. 4.73. ZuĪycie liniowe próbek przy tarciu na sucho: 1 – stop PA6, 2 – stop Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr, 3 – stop Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr – 5% SiC, 4 – stop Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr – 10% SiC [7,9] 45 40
30 25 20 15 10 5 0 0
zuĪycie, m·10 –6
35
1180
2360
3540
4720
5900
7080
8260
Al-0% SiC Al-5% SiC Al-10% SiC
9440 10620 11800 12980 14160
droga tarcia, m
Rys.4.74. ZuĪycie liniowe próbek ze stopu Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr, oznaczonego Al, i kompozytów na jego osnowie umocnionych cząstkami SiC, przy tarciu z zastosowaniem emulsji cháodzącej [7, 9]
Na rysunku 4.75 zamieszczono Ğrednie wartoĞci wspóáczynnika tarcia. Przy tarciu na sucho najwyĪszą wartoĞü wspóáczynnika tarcia µ = 0,3 otrzymano dla stopu PA6. NiĪsze wartoĞci µ ≈ 0,4 otrzymano dla kompozytów o zawartoĞci 5 i 10% wĊglika krzemu. NajniĪszą wartoĞü wspóáczynnika tarcia otrzymano dla materiaáu osnowy Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr, dla drogi tarcia 1187 metrów. WartoĞci wspóáczynnika tarcia rosną wraz z postĊpującym zuĪyciem próbki. Wytáumaczyü to moĪna zwiĊkszoną siáą tarcia pochodzącą od mikroskrawania przeciwpróbki cząstkami wĊglika krzemu 196
znajdującymi siĊ w próbkach. Ze wzrostem drogi tarcia obserwuje siĊ wzrost wspóáczynników tarcia dla kompozytów z 10% zawartoĞcią wĊglika krzemu. Dla materiaáu osnowy kompozytu wspóáczynnik tarcia oscyluje wokóá wartoĞci 0,3. 0,7
0,5 1
0,4
2 3
0,3
4
0,2 0,1 0 1187
8309
wspóáczynnik tarcia
0,6
13 057
droga tarcia, m
Rys. 4.75. ĝrednie wartoĞci wspóáczynnika tarcia w warunkach tarcia technicznie suchego: 1 – stop PA6, 2 – stop Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr, 3 – stop Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr-5%SiC, 4 – stop Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr-10% SiC [7, 9]
ZuĪycie liniowe maleje ze wzrostem zawartoĞci cząstek fazy twardej. W porównawczym stopie PA6 zmienia siĊ zaleĪnoĞü zuĪycia w sposób nieliniowy ze wzrostem drogi tarcia, w warunkach tarcia technicznie suchego. MoĪe to byü spowodowane przyrostem temperatury na powierzchni próbki powyĪej temperatury starzenia. Efekt ten nie zostaá stwierdzony dla stopu osnowy Al17Si5Fe3Cu1,1Mg0,6Cr i dla kompozytów na jego osnowie z zawartoĞcią wĊglika krzemu. Badania z zastosowaniem emulsji cháodzącej wykazaáy znaczące obniĪenie zuĪycia liniowego próbek z materiaáów kompozytowych. Ze wzrostem zawartoĞci wĊglika krzemu wzrasta wartoĞü wspóáczynnika tarcia dla materiaáów kompozytowych. Materiaá osnowy tych kompozytów posiada jednak znacznie niĪszą wartoĞü wspóáczynnika tarcia niĪ stop PA6. Przedstawione zagadnienia związane z otrzymywaniem i wáasnoĞciami kompozytów umocnionych cząstkami fazy twardej dotyczą nowych materiaáów otrzymywanych na osnowie proszków stopów aluminium. Omówiono wáasnoĞci proszków oraz kucie w matrycach zamkniĊtych i wyciskanie wyprasek z tych proszków oraz kompozytów na ich osnowie umocnionych cząstkami SiC. Pokazano wpáyw wielkoĞci odksztaácenia na wáasnoĞci osnowy i materiaáów kompozytowych. WáasnoĞci trybologiczne materiaáów osnowy i kompozytów są znacznie lepsze w porównaniu do tradycyjnie stosowanego stopu PA6. 197
4.4.. Literatura
[1] Hehmann F., Bienvenu Y. et al.: Comparision of Processing Atomized and SprayDeposited Al-20-5Fe-2Ni (wt. %) Aimed at Automative Applications. Proc. World Conference on Powder Metallurgy, London 1990, vol. 1, 216 [2] Hummert K.: Moderne Aluminiumlegierungen über Pulvermetallurgie und Sprühkompaktieren für den Einsatz in Verbrennungsmotoren. PEAK Werkstoff GmbH Velbert/Neviges [3] Takeda Y., Odani Y. et al.: Microstructure and Mechanical Properties of P/M Al-Si-X Alloy. Proc. World Conference on Powder Metallurgy, London 1990, vol. 1, 392 [4] Bonnen J.J., Allison J.E. Jones: Fatigue Behaviour of a 2xxx Series Aluminium Alloy Reinforced with 5 Vol Pct SiCp. Metallurgical Tansactions A, 22A, 1991, 1007 [5] Pippan R., Weinert P., Stüve H.P.: Threshold of fatigue crack propagation in Al and Al-composites. The 4th European Conference an Advanced Materials and Processes EUROMAT 95, Padua/Venice, 113 [6] Szczepanik S., Lehnert W.: The formability of the Al-5% SiC composite obtained using P/M method. Journal of Materials Processing Technology, 60, 1996, 703. [7] Szczepanik S. i in.: Otrzymywanie w procesie odksztaácania na gorąco materiaáów kompozytowych na bazie aluminium wzmocnionych cząstkami fazy o duĪej twardoĞci. Grant KBN 7T08D 042 08, Kraków, AGH lipiec 1997 [8] Szczepanik S.: Kompozyty na bazie stopów aluminium wzmocnione cząstkami fazy o duĪej twardoĞci, otrzymane w procesie odksztaácania na gorąco. Materiaáy Konferencyjne „Projekty badawcze z zakresu przeróbki plastycznej, metaloznawstwa i technologii spiekowych”, Wrocáaw, Oficyna Wydawnicza Politechniki Wrocáawskiej 1997, 144 [9] Szczepanik S., Krawczyk S., Pytko S.: Materiaáy na osnowie aluminium wzmocnione cząstkami wĊglika krzemu, otrzymane w procesie wyciskania. Materiaáy konferencyjne POLTRIB'97 „Trybologia dla eksploatacji”, Biaáobrzegi 10–12 czerwca 1997, 51
4.5. Materiaáy z proszków stopów tytanu 4.5.. Charakterystyka tytanu i jego stopów WáasnoĞci tytanu i jego stopów oraz wystĊpowanie w duĪych iloĞciach w skorupie ziemskiej rud tytanu powoduje rozwój przemysáowego otrzymywania tego metalu. W porównaniu z innymi materiaáami konstrukcyjnymi tytan i jego stopy wyróĪniają siĊ dobrymi wáaĞciwoĞciami mechanicznymi i dobrą odpornoĞcią na korozjĊ. Materiaáy te wykorzystywane są w róĪnych gaáĊziach przemysáu. Stopy tytanu stosowane są w przemysáach: chemicznym, spoĪywczym, maszynowym, celulozowo-papierniczym, 198
elektronicznym, elektrotechnicznym, paliwowo-energetycznym geologii, metalurgii, medycynie, Ğrodkach transportu itd. Ich zastosowanie opisano obszernie w pracach [1, 2, 3]. Z tytanu i jego stopów wytwarzane są stacjonarne czĊĞci silników odrzutowych i rakietowych, korpusy maszyn, elementy konstrukcji lotniczych, jak na przykáad áopatki i wirniki do turbin gazowych, blachy na pokrycia i podwozia samolotów Boeing 747, F-15, F-16, zawory wylotowe w silnikach spalinowych, rurociągi i pompy wody morskiej, kadáuby okrĊtów podwodnych i statków, wodoloty, Ğruby okrĊtowe, instalacje chloru i siarkowodoru, obróbki bionawozów i innych Ğrodków agresywnych, inĪynierii biomedycznej na implanty i instrumentalia chirurgiczne itd. Wyroby z tytanu i jego stopów otrzymuje siĊ metodami konwencjonalnymi z zastosowaniem procesów metalurgicznych, przeróbki plastycznej oraz obróbki cieplnej. Otrzymane materiaáy cechują siĊ anizotropią wáasnoĞci mechanicznych, a dla uzyskania wyrobu koĔcowego konieczna jest znaczna obróbka mechaniczna. Metodami metalurgii proszków moĪna uzyskaü dodatkowe cechy uĪytkowe wyrobów z tych materiaáów, przy znacznie mniejszym zuĪyciu materiaáu wsadowego. Podstawowym stopem tytanu jest stop Ti6Al4V, który cechuje siĊ dobrą plastycznoĞcią i wysokimi wáasnoĞciami wytrzymaáoĞciowymi oraz odpornoĞcią na korozjĊ. WáasnoĞci tych stopów zaleĪą od ich czystoĞci chemicznej, parametrów przeróbki plastycznej i obróbki cieplnej, a wáasnoĞci materiaáów otrzymanych metodami metalurgii proszków – równieĪ od jakoĞci proszku i gĊstoĞci koĔcowej wyrobów. Podczas przeróbki plastycznej materiaáów z proszków otrzymuje siĊ wyroby o gĊstoĞci materiaáu litego i dobrych wáasnoĞciach mechanicznych. Tytan moĪe wystĊpowaü w dwóch ukáadach krystalograficznych:
— sieci heksagonalnej zwartej (α), — sieci regularnej, przestrzennie centrowanej (β).
PowyĪej temperatury 885oC wystĊpuje w czystym tytanie faza β, podczas cháodzenia początkowo wspóáistnieją dwie fazy α + β, a ostatecznie faza α. Przez wprowadzanie dodatków stopowych moĪna stabilizowaü fazy, otrzymując trzy typy struktur stopów tytanu: α, α + β, β. Obróbka cieplna umoĪliwia przemianĊ niestabilnej fazy β w fazĊ α. Stopy o strukturze α mają Ğrednią wytrzymaáoĞü i nie są hartowne, pozostaáe stopy posiadają duĪą wytrzymaáoĞü wynoszącą do 1050 MPa. PrzewĊĪenie i udarnoĞü zaleĪą od warunków procesów przeróbki plastycznej, które determinują z kolei ksztaát i wielkoĞü ziarna. Materiaáy te mogą byü stosowane w zakresie temperatur pracy od 300 do 500oC. Stopy tytanu o strukturze α i α + β są podatne dla przeróbki plastycznej. NaprĊĪenie páyniĊcia zaleĪy od prĊdkoĞci odksztaácenia i temperatury. Na rysunkach 4.76 i 4.77 podano zaleĪnoĞci naprĊĪenia od temperatury i wielkoĞci odksztaácenia otrzymane w próbie Ğciskania przy prĊdkoĞciach odksztaácenia 0,25 i 2,5 s–1[4]. Stopy tytanu mogą wykazywaü równieĪ zdolnoĞü do duĪych odksztaáceĔ. WáasnoĞü ta wystĊpuje w stopach o drobnym ziarnie, w odpowiednich warunkach temperatury i prĊdkoĞci odksztaácenia. 199
1600 o
20 C
1400
o
100 C 1200 o
200 C
naprĊĪenie σ, MPa
1000
o
300 C o
400 C
800
o
500 C 600 o
600 C 400 o
700 C
200
0
0,12
0,24
0,36 0,48 odksztaácenie ε
0,60
0
o
800oC 900 oC 1000 C
0,72
0,84
Rys. 4.76. ZaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie przy róĪnych temperaturach otrzymane podczas Ğciskania próbek ze stopu Ti6Al4V przy prĊdkoĞci odksztaácenia ε· = 0,25 s–1 [4] 1600
o
20 C
1400
o
100 C
1200
o
200 C
naprĊĪenie σ, MPa
1000
o
300 C
800
o
400 C o
500 C 600 o
600 C
400
o
700 C o
800 C o 900 oC 1000 C
200 0
0
0,12
0,24
0,36 0,48 odksztaácenie ε
0,60
0,72
0,84
Rys. 4.77. ZaleĪnoĞci naprĊĪenie – odksztaácenie przy róĪnych temperaturach otrzymane podczas Ğciskania próbek ze stopu Ti6Al4V przy prĊdkoĞci odksztaácenia ε· = 2,5 s–1 [4]
200
Zakres temperatury przeróbki plastycznej stopów tytanu jest maáy. Ze wzglĊdu na záą przewodnoĞü cieplną stopu Ti6Al4V i duĪe wspóáczynniki tarcia wystĊpuje podczas jego odksztaácania lokalne przegrzewanie materiaáu. Odksztaácanie na gorąco tego stopu odbywa siĊ w zakresie dwufazowym α + β. JeĪeli temperatura przemiany β zostanie przekroczona, uzyskuje siĊ grube ziarno o maáej ciągliwoĞci i duĪy rozrzut wáasnoĞci. Tytan o strukturze α + β moĪna odksztaácaü początkowo powyĪej temperatury przemian, jeĪeli w koĔcowym etapie jego odksztaácanie realizowane jest w zakresie dwufazowym z gniotem okoáo 50%. WystĊpują wtedy maáe naprĊĪenia páyniĊcia i dobra zdolnoĞü do odksztaáceĔ plastycznych. Materiaá posiada lepszą ciągliwoĞü aniĪeli podczas odksztaácania tylko w zakresie wystĊpowania faz α + β. W odksztaácanym materiale wymagane jest przy tym uzyskanie równomiernego odksztaácenia w jego objĊtoĞci. Udziaá zrekrystalizowanej fazy α, po wyĪarzaniu w temperaturze 850oC w czasie 1 h, zaleĪy od temperatury i wielkoĞci odksztaácenia. Korzystne jest odksztaácanie tego stopu w koĔcowym etapie w temperaturach poniĪej 900oC. Dla stopów odksztaácanych w warunkach nadplastycznych, tj. przy odpowiedniej temperaturze i prĊdkoĞci odksztaácenia, zaleĪnoĞü miĊdzy naprĊĪeniem i odksztaáceniem ma odmienny charakter w stosunku do odksztaácenia w warunkach konwencjonalnych (rys. 4.78).
100 80 60 40
1
naprĊĪenie σ, MPa
200
400
20
2
10 8 6
Ti6A14V o
925 C
4 2
0 –4 10
–3
10
10
–2
–1
10
prĊdkoĞü odksztaácenia ε, s
1
10
–1
Rys. 4.78. ZaleĪnoĞü naprĊĪenia od prĊdkoĞci odksztaácenia w procesie spĊczania stopu Ti6Al4V: 1 – struktura gruboziarnista, 2 – struktura drobnoziarnista [5]
W temperaturze 925oC stop Ti6Al4V o strukturze drobnoziarnistej (wielkoĞü ziarna poniĪej 10 µm), wykazuje podwyĪszoną czuáoĞü na prĊdkoĞü odksztaácenia. W tej temperaturze wspóáczynnik czuáoĞci materiaáu na prĊdkoĞü odksztaácenia przyjmuje wartoĞü wiĊkszą od 0,3. Oznacza to, Īe stop ten podlega odksztaáceniu nadplastycznemu. StrukturĊ drobnoziarnistą materiaáu uzyskuje siĊ z reguáy w procesach obróbki 201
cieplno-plastycznej. Na rysunku 4.79 podano zabiegi obróbki cieplno-plastycznej stopu Ti6Al4V, prowadzące do uzyskania w nim struktury o drobnym ziarnie. Taka struktura powinna byü stabilna w stosunkowo dáugim cyklu odksztaácania. WáasnoĞci fizyczne stopu Ti6Al4V zestawiono w tabeli 4.11.
walcowanie
800
β α+ β wyĪarzanie rekrystalizujące
temperatura, oC
1500
wyĪarzanie w zakresie fazy β
czas
Rys. 4.79. Zabiegi obróbki cieplno-plastycznej prowadzące do otrzymania drobnoziarnistej struktury stopu Ti6Al4V przeznaczonego do nadplastycznego odksztaácenia [6] Tabela 4.
WáasnoĞci fizyczne stopu Ti6Al4V [7] 4,43 g/cm3
Moduá sprĊĪystoĞci
1,15·103Pa
Przewodnictwo cieplne przy temperaturze 20oC
11 W/(m·K)
GĊstoĞü
ĝredni wspóáczynnik rozszerzalnoĞci cieplnej przy temperaturach: 10÷100°C 20÷250oC
8,6·10–6 1/K 9,0·10–6 1/K
Ciepáo wáaĞciwe przy temperaturze 20oC
0,561 J/(g·K)
Zakres temperatury topnienia
1530÷1630oC
Tytan i jego stopy charakteryzują siĊ maáą przewodnoĞcią cieplną, która zaleĪny od temperatury (rys. 4.80 i 4.81). W zakresie temperatur 20÷1000oC wartoĞü wspóáczynnika przewodnictwa cieplnego zmienia siĊ od 10 do 24 W/(m·K). Jest ona mniejsza od wspóáczynnika przewodnoĞci cieplnej: Īelaza okoáo 3–4 razy, aluminium trzy202
nastokrotnie i miedzi – szesnastokrotnie. Dodatki stopowe powodują zmianĊ przewodnoĞci cieplnej tytanu. NajwaĪniejszy wpáyw na wáasnoĞci cieplne stopów tytanu ma zawartoĞü aluminium.
24 20 16
stop Ti6A14V tytan techniczny
12 8 4
0
200
przewodnictwo cieplne, W/(m·K)
26
400 600 temperatura, oC
800
1000
Rys. 4.80. Przewodnictwo cieplne tytanu technicznego i stopu Ti6Al4V w zaleĪnoĞci od temperatury [7]
1,0
ciepáo wáaĞciwe cp, J/(g·K)
0,8
0,6
0,4 stop Ti6A14V tytan techniczny 0,2
0
0
200
400
600
800
1000
1100
temperatura, o C
Rys. 4.8. Ciepáo wáaĞciwe tytanu technicznego i stopu Ti6Al4V w zaleĪnoĞci od temperatury [7]
203
Ciepáo wáaĞciwe tytanu i jego stopów wzrasta wraz z temperaturą. Dla czystego tytanu (tytan techniczny) zmienia siĊ prawie prostoliniowo w zakresie od 25oC do temperatury przemiany alotropowej α→β. Odmiana alotropowa tytanu α ma w temperaturze przemiany wiĊksze ciepáo wáaĞciwe niĪ odmiana alotropowa β, co widaü wyraĨnie na rysunku 4.81.
4.5.2. Procesy metalurgiczne otrzymywania stopów tytanu Otrzymanie stopów tytanu metodami metalurgicznymi [2, 8] polega na przetopieniu:
— wlewka z tytanu technicznego z równoczesnym dodaniem pierwiastków stopowych, — gąbki tytanowej zwykáej z dodatkiem pierwiastków stopowych, — gąbki tytanowej zwanej uszlachetnioną, którą wytwarza siĊ metodą Krolla.
W warunkach przemysáowych uzyskuje siĊ tytan z mineraáów typu TiO2 i FeTiO3 w procesach opartych na metodzie Krolla. Materiaáem wyjĞciowym do produkcji tytanu jest gąbka tytanowa. Gąbka tytanowa i chlorek magnezu MgCl2 powstają w wyniku chlorowaniu tlenku tytanu w obecnoĞci wĊgla. Tworzy siĊ wtedy czterochlorek tytanu TiCl2, który jest redukowany za pomocą magnezu w zakresie temperatur od 870 do 900oC w atmosferze argonu. Oddzielenie gąbki tytanowej od chlorku magnezu nastĊpuje podczas destylacji próĪniowej. NastĊpnie gąbka tytanowa zostaje poddana przetopieniu. Stosuje siĊ topienie w piecach: áukowych, plazmowych, redukcyjnych lub elektronowych. Wytwarzanie tytanu i jego stopów w piecach áukowych odbywa siĊ w próĪni lub w atmosferze argonu. Jedną z elektrod – anodą jest tygiel miedziany cháodzony wodą wraz ze stopionym tytanem, a katodą jest prĊt wolframowy lub grafitowy. Przetapianie prowadzone jest za pomocą elektrod topliwych. Gąbka tytanowa otrzymuje Īądany ksztaát elektrody przez sprasowanie. Wypraski są áączone przez zgrzewanie w próĪni lub atmosferze ochronnej. Obecnie stosuje siĊ do wytwarzania tytanu i jego stopów przede wszystkim topienie w piecach plazmowych i elektronowych. Topienie w piecach plazmowych ma duĪo zalet, lecz ma mniejsze zastosowanie niĪ topienie w piecach elektronowych. Przy stosowaniu pieca elektronowego materiaá jest topiony za pomocą wiązki elektronowej. Proces przeprowadza siĊ w komorze próĪniowej. EnergiĊ potrzebną do stopienia metalu przenoszą elektrony. Elektrony są emitowane przez jedną lub wiĊcej katod, które są wykonane z wolframu lub tantalu. Topienie materiaáu nastĊpuje w próĪni, w miedzianym tyglu krystalizatora cháodzonego wodą. W górnej czĊĞci pieca znajduje siĊ urządzenie posiadające wáasną próĪniĊ wstĊpną. Metoda ta pozwala na uzyskania wlewka, który nie posiada zanieczyszczeĔ pochodzących z tygla oraz moĪliwoĞü przegrzania kąpieli, aby usunąü skáadniki lotne. 204
Po otrzymaniu tytanu i stopów tytanu w formie wlewków poddaje siĊ je dalszej przeróbce, która moĪe siĊ odbywaü róĪnymi metodami, w zaleĪnoĞci od koĔcowego przeznaczenia produktu. — — — —
Do metod przeróbki materiaáów tytanowych zaliczamy: przeróbkĊ plastyczną na gorąco, jak: walcowanie, wyciskanie, kucie swobodne, kucie matrycowe i kucie matrycowe dokáadne; przeróbkĊ plastyczną na zimno w procesach ciągnienia rur i drutów oraz gáĊbokie táoczenie; precyzyjne odlewanie; ksztaátowanie w warunkach nadplastycznoĞci.
4.5.3. Stopy tytanu otrzymane metodą metalurgii proszków
Proszki tytanu i jego stopów otrzymuje siĊ metodami redukcji, nawodorowania i odwodorowania oraz metodą wirującej elektrody (PSV, PREP, REP, KRZ). Skáady chemiczne proszków otrzymanych róĪnymi metodami podano w tabeli 4.12. Tabela 4.2
Lp.
Metoda wytwarzania Metalotermiczna [8]
2
Nawodorowania i odwodorowania [8]
V
Fe
O2
H2
0,2÷0,4
1
Al
Skáad chemiczny proszków stopów tytanu otrzymanych róĪnymi metodami, podany w procentach N2
C
Si
0,05÷0,08 0,03÷0,05
Ca 0,05–0,08
0,1÷0,15
3
PSV [9]
6,1 4,2
0,16
0,16
0,002
0,01
0,002
4
KRZ [9]
5,9 4,0
0,08
0,17
0,005
0,01
0,015
5
REP [9]
6,3 4,1
0,22
0,20
36*
0,03
0,01
6
PREP [10]
6,3 3,9
0,18
0,17
53*
104*
0,017
0,025
* – w ppm
Najbardziej rozpowszechnionym procesem otrzymywania wyrobów z proszków tytanu i jego stopów jest prasowanie na zimno i spiekanie. Rozkáad wielkoĞci cząstek i sposób otrzymania proszku ma istotny wpáyw na podatnoĞü do zagĊszczenia. WytrzymaáoĞü wyprasek wzrasta wraz ze zwiĊkszeniem udziaáu drobnych frakcji proszku. ZagĊszczanie proszków tytanu i jego stopów prowadzone jest na prasach mechanicznych lub hydraulicznych. Prasowanie w temperaturze bliskiej temperatury spiekania umoĪliwia otrzymanie wyrobów o gĊstoĞci materiaáów litych. 205
Procesami odksztaácania na gorąco są kucie matrycowe i wyciskanie. Kucie obejmuje przygotowanie z proszku przedkuwki o ksztaácie zbliĪonym do ksztaátu wyrobu gotowego i dokáadnej jego masie oraz odksztaácenie w matrycach zamkniĊtych. W wyniku kucia otrzymuje siĊ wyroby o záoĪonym ksztaácie przy minimalnych stratach materiaáu oraz ograniczonej obróbce mechanicznej dla uzyskania wyrobu gotowego. Temperatura narzĊdzi podczas kucia na máotach i prasach korbowych wynosi od 200 do 300oC, a na prasach hydraulicznych okoáo 430oC. W zaleĪnoĞci od gatunku stopów tytanu nagrzewa siĊ materiaá przed kuciem do temperatury 850÷1150oC. Konstrukcyjne stopy tytanu mają wystarczającą plastycznoĞü w tym zakresie temperatur, która umoĪliwia otrzymanie wyrobów o Īądanym ksztaácie. Temperatura kucia ma decydujący wpáyw na strukturĊ oraz na wartoĞü i stabilnoĞü wáasnoĞci wytrzymaáoĞciowych i plastycznych wyrobów. Podczas odksztaácania generuje siĊ ciepáo, dlatego istotnym czynnikiem podczas kucia jest równieĪ odpowiednia szybkoĞü odksztaácania. Przyrost temperatury podczas kucia moĪna wyjaĞniü duĪym umocnieniem i maáym przewodnictwem cieplnym stopów tytanu. SzybkoĞü odksztaácania nie powinna byü zbyt maáa, poniewaĪ w czasie dáugiego kontaktu z narzĊdziem metal stygnie, ani zbyt duĪa, gdyĪ moĪe to spowodowaü jego przegrzanie. ZwiĊkszenie szybkoĞci odksztaácania zmniejsza plastycznoĞü stopów, a równoczeĞnie zwiĊksza umocnienie i niejednorodnoĞü odksztaácania. GąbkĊ tytanową zagĊszcza siĊ podczas ksztaátowania wyrobów na tzw. prasomáotach. W procesie tym wypraska, po nagrzaniu indukcyjnym do temperatury 1150÷1200oC, odksztaácana jest w matrycach zamkniĊtych. Do zagĊszczania proszków tytanu i jego stopów znalazáy zastosowanie równieĪ metody wybuchowe. Dla uzyskania wyrobów z proszków stopów tytanu o wysokich wáasnoĞciach mechanicznych zaproponowano odksztaácanie w „plastycznej matrycy”, tzw. proces MVS, MVV (niem. Matrizenverbundschmieden, Matrizenverbundumformen) [11, 12]. Materiaá proszkowy w tym procesie odksztaáca siĊ plastycznie w trakcie zagĊszczania, co ma korzystny wpáyw na wáasnoĞci stopu Ti6Al4V. 4.5.3.. Wpáyw odksztaácania na strukturĊ i wáasnoĞci stopu Ti6Al4V otrzymanego z proszku W ostatnim dwudziestoleciu rozwinĊáy siĊ procesy wytwarzania wyrobów z tytanu i jego stopów z zastosowaniem poáączonych metod metalurgii proszków i przeróbki plastycznej. Szczególnie dobre wáasnoĞci mechaniczne wyrobów ze stopów tytanu uzyskuje siĊ przez ich odksztaácanie w tzw. „plastycznej matrycy” [11, 12, 19]. Odksztaácenia proszku Ti6Al4V w tym procesie obejmuje zabiegi (rys. 4.82) [11]: — wsypanie proszku do kapsuáy stalowej, jej odgazowanie i hermetyczne zamkniĊcie; — umieszczenie kapsuáy w „plastycznej matrycy”; — nagrzanie matrycy z kapsuáą do odpowiedniej temperatury; — odksztaácenie, np. przez wyciskanie; — obróbkĊ mechaniczną oraz obróbkĊ cieplną materiaáu, polegającą na wygrzewaniu w temperaturze 950oC w czasie 0,5 h i cháodzeniu na powietrzu. 206
Ti6Al4V
V
Do gáównych parametrów procesu odksztaácenia stopu Ti6Al4V naleĪą: temperatura odksztaácania, wielkoĞü odksztaácenia, prĊdkoĞü odksztaácenia. Temperatura odksztaácenia powinna byü wyĪsza niĪ temperatura rekrystalizacji, a niĪsza niĪ 950oC. Temperatura ta wpáywa na wielkoĞü oporu odksztaácenia oraz na poáączenie cząsteczek proszku i strukturĊ materiaáu. Plastyczna matryca przenosi stan naprĊĪenia i odksztaácenia na materiaá proszkowy, co powoduje jego zagĊszczenie i odksztaácenie plastyczne. Aby uzyskaü wymaganą strukturĊ, naleĪy osiągnąü krytyczną wielkoĞü odksztaácenia plastycznego. PrĊdkoĞü odksztaácenia ma duĪy wpáyw na wartoĞü granicy plastycznoĞci i plastycznoĞü odksztaáconego materiaáu. ĝredni nacisk jednostkowy zaleĪy od temperatury, prĊdkoĞci i wielkoĞci odksztaácenia oraz wielkoĞci szczeliny pomiĊdzy sztywną matrycą a stemplem. WielkoĞü szczeliny umoĪliwia zagĊszczanie materiaáu proszkowego i wpáywa na warunki wpáywania materiaáu „plastycznej matrycy” w szczelinĊ [18].
Rys. 4.82. Proces odksztaácenia proszku stopu Ti6Al4V w „plastycznej matrycy” [11]
Otrzymanie odpowiedniego ksztaátu materiaáu odbywa siĊ przez (rys. 4.83): a) odksztaácenie kapsuáy z proszkiem i „plastycznej matrycy” o ksztaácie prostym przez zagĊszczenie; b) zagĊszczenie z páyniĊciem „plastycznej matrycy”; c) odksztaácenie ksztaátowej kapsuáy w „plastycznej matrycy” o ksztaácie prostym; d) odksztaácenie w záoĪonej „plastycznej matrycy”. 207
b)
c)
d)
a)
Metoda wytworzenia materiaáu z proszku stopu tytanu ma duĪy wpáyw na jego wáasnoĞci, które zaleĪą od czystoĞci proszku, temperatury przemian, parametrów zagĊszczania i odksztaácenia oraz obróbki cieplnej. DuĪy wpáyw na strukturĊ materiaáu ma jego odksztaácenie plastyczne.
Rys. 4.83. Warianty odksztaácania proszku stopu tytanu w „plastycznej matrycy” [19]
(objaĞnienia w tekĞcie)
Struktury stopu tytanu Ti6Al4V otrzymanego z proszku wytworzonego metodą PSV i po jego odksztaáceniu w „plastycznej matrycy” pokazano na rysunkach 4.84 i 4.85. a)
100 µm
b)
10 µm
Rys. 4.84. Ksztaát cząstek proszku Ti6Al4V (PSV) obserwowany na skaningowym mikroskopie elektronowym (a), struktura cząstki proszku Ti6Al4V obserwowana na mikroskopie optycznym (b) [19]
208
Po odksztaáceniu ε = 25% i wyĪarzeniu w temperaturze 900oC w czasie 0,5 h (rys. 4.85) wystĊpują w stopie tytanu Ti6Al4V obszary o páytkowym i globularnym ksztaácie ziarn. Materiaá o takiej strukturze posiada nastĊpujące wáasnoĞci: E = 115 974,5 MPa, Rm = 967 MPa, R0,2 = 930 MPa, A5 = 10,9%, Z = 21,9%.
25 µm µm 25
Rys. 4.85. Struktura materiaáu otrzymanego z proszku stopu tytanu Ti6Al4V po odksztaáceniu ε = 25% i wyĪarzaniu w temperaturze 900oC w czasie 0,5 h, obserwowana na mikroskopie optycznym [19]
W materiale po odksztaáceniu ε = 30% i wyĪarzeniu w temperaturze 900oC w czasie 0,5 h wystĊpuje tylko ziarno o ksztaácie globularnym (rys. 4.86), a wáasnoĞci materiaáu wynoszą: E = 112 219 MPa, Rm = 957 MPa, R0,2 = 901 MPa, A5 = 13,4%, Z = 32,4%. Ma on wiĊc znacznie wyĪsze wáasnoĞci plastyczne w porównaniu z materiaáem po odksztaáceniu wynoszącym 25%.
25 µ m µm 25
Rys. 4.86. Struktura materiaáu otrzymanego z proszku stopu tytanu Ti6Al4V po odksztaáceniu ε = 30% i wyĪarzaniu w temperaturze 900oC w czasie 0,5 h, obserwowana na mikroskopie optycznym [18, 19]
209
Metodą odksztaácania w „plastycznej matrycy” moĪna wytworzyü materiaáy o jednorodnych, zbliĪonych do regularnych ksztaátach ziarn, podwyĪszając wáasnoĞci plastyczne i wytrzymaáoĞciowe. O strukturze stopu tytanu otrzymanego z proszku decydują lokalne zjawiska zachodzące w odksztaácanym materiale, a szczególnie w odksztaácanej cząstce proszku. Wyniki symulacji odksztaácania cząstki proszku w ksztaácie kuli o Ğrednicy 0,315 mm przedstawiono na rysunku 4.87. b)
a)
d)
c)
Temperatura, oC
Rys. 4.87. Geometria próbki (a) oraz rozkáad odksztaáceĔ, (b) rozkáad temperatury, (c) i struktura materiaáu (d). Warunki przeprowadzenia symulacji: temperatura materiaáu tm = 900oC, temperatura narzĊdzi tn = 900oC, prĊdkoĞü narzĊdzia v = 1 mm/s, wspóáczynnik tarcia µ = 0,3, h – wysokoĞü próbki, r – promieĔ próbki
SymulacjĊ przeprowadzono w skali 100 : 1 z zastosowaniem programu CAPS-Finel dla próbki w postaci kuli o Ğrednicy D = 31,5 mm, przez której odksztaácenie otrzymano walec o Ğrednicy podstawy a = 31,5 mm. SymulacjĊ przeprowadzono dla temperatury 900oC w warunkach izotermicznych realizacji procesu odksztaácania. W miarĊ zwiĊkszania siĊ odksztaácenia wystĊpuje nieznaczny przyrost temperatury, który w materiale pod stemplem wynosi do 22oC, a w jego Ğrodkowej czĊĞci 4oC. Lokalny wzrost temperatury moĪe mieü wpáyw na rozkáad odksztaáceĔ w próbce (rys. 4.87c). 210
Odksztaácenia w Ğrodkowej czĊĞci próbki wynoszą 0,16÷0,4, a w zewnĊtrznych czĊĞciach 0,64÷0,88 i miejscami nawet do 1,316 (rys. 4.87b). Rozkáad naprĊĪeĔ uzaleĪniony jest od rozkáadu temperatury i odksztaáceĔ. Wyniki symulacji odksztaácania cząstki proszku stopu tytanu mogą byü powiązane ze strukturą obserwowaną w zagĊszczanym stopie. Widoczny jest wpáyw lokalnego odksztaácenia przy zadanej temperaturze na strukturĊ materiaáu. Temperatura podczas odksztaácenia wpáywa na wielkoĞü oporu odksztaácenia oraz na jakoĞü poáączeĔ miĊdzy cząsteczkami proszku i strukturĊ materiaáu. Aby osiągnąü Īądaną strukturĊ i wáasnoĞci mechaniczne materiaáu, konieczne jest osiągniĊcie w materiale lokalnego minimalnego odksztaácenia plastycznego, które dla stopu Ti6Al4V wynosi 0,4 [18]. W tych obszarach tworzy siĊ zrekrystalizowane ziarno o ksztaácie globularnym (rys. 4.87d). WáasnoĞci mechaniczne i fizyczne wyrobów z proszków. WáasnoĞci wyrobów otrzymanych z mieszanki proszków elementarnych zestawiono w tabeli 4.13, a z proszków stopowych w tabeli 4.14. Procesy wytwarzania wyrobów ze stopowego proszku tytanu umoĪliwiają otrzymanie dobrego materiaáu konstrukcyjnego. Odksztaácenie plastyczne tych materiaáów podnosi wáasnoĞci wytrzymaáoĞciowe w próbie statycznej i zmĊczeniowej oraz wáasnoĞci plastyczne, jak przewĊĪenie i wydáuĪenie. W tabeli 4.15 zestawiono dla porównania wáaĞciwoĞci mechaniczne stopu WT6, a w tabeli 4.16 jego wáasnoĞci fizyczne. Tabela 4.3 WáasnoĞci mechaniczne wyrobów z proszku tytanu [10] Materiaá
Proces otrzymywania
Lp.
Rm, MPa
R0,2, MPa
A, %
Z, %
1
Ti
Prasowanie +spiekanie
304
223
24,5
23
2
Ti
Prasowanie +spiekanie
381
282
37,1
30
3
Ti
Prasowanie +spiekanie
425
336
15,0
23
4
Ti
Prasowanie +spiekanie
608
480
11,0
10
5
Ti
Prasowanie + spiekanie + kucie 900oC + wyĪarzanie 705oC
453
364
23,0
30
6
Ti6Al4V
Prasowanie +spiekanie
776
664
10,5
20
7
Ti6Al4V
Prasowanie +spiekanie
833
708
8,3
–
8
Ti6Al4V
Prasowanie +spiekanie
823
734
5,0
8
9
Ti6Al4V
Prasowanie +spiekanie
646
561
11,5
14
10
Ti6Al4V
Prasowanie + spiekanie + kucie 900oC + wyĪarzanie 705oC
916
837
11,5
25
211
Tabela 4.4 WáasnoĞci mechaniczne wyrobów z proszku tytanu z dodatkami stopowymi otrzymanych w róĪnych procesach Materiaá
Proces otrzymywania
Rm, MPa
R0,2, MPa
A, %
Z, %
1
Norma LN 3.7164 [13]
–
900
830
10
25
2
PSV [9]
990
925
13
35
3
KRZ [14, 15]
970
890
15
40
4
REP [9]
985
925
19
40
5
PREP [16]
937
860
17
42
6
PSV [11]
7
PSV [19]
8
PREP [12]
9
PREP [11]
982
950
15,7
31,5
980
930
16,0
38,0
1040
940
18,0
42,0
931
16,7
38,2
Izostatyczne prasowanie: 925oC, 105 MPa, 2 h Izostatyczne prasowanie: 920oC, 150 MPa, 3 h Izostatyczne prasowanie: 925oC, 105 MPa, 2 h Izostatyczne prasowanie: 925oC, 105 MPa, 5 h MVS: 900oC, 650 MPa wyĪarzanie: 925oC,0,5 h MVU: 900oC, 394 MPa wyĪarzanie: 925oC, 0,5 h MVU: 900oC, 400 MPa wyĪarzanie: 925oC, 0,5 h Izostatyczne prasowanie: 930oC, 193 MPa, 2,5 h; Kucie: 900oC, ε = 87% WyĪarzanie: 830oC, 2 h
Lp.
1048
Tabela 4.5
WáaĞciwoĞci mechaniczne stopu WT6 [7] Po wyĪarzaniu
Temperatura, oC
WielkoĞü
TwardoĞü, HB UdarnoĞü, KC WraĪliwoĞü na dziaáanie karbu przy obciąĪeniu statycznym WytrzymaáoĞü zmĊczeniowa, Zgo Minimalna wytrzymaáoĞü na peázanie, R0,2/100
212
Po hartowaniu i starzeniu Jednostka
20
350
400
450
20
350
400
500
2,55÷3,41 400
– –
– –
– –
2,90÷3,69 300
– –
– –
–
GPa kJ/m2
1,35
–
–
–
1,25
–
–
–
–
530
430
420
390
550
50
450
–
MPa
–
540
360
140
–
630
360
–
MPa
Tabela 4.6 WáasnoĞci fizyczne stopu WT6 [7] Temperatura, oC
WielkoĞü 20 GĊstoĞü OpornoĞü elektryczna Przewodnictwo cieplne Ciepáo wáaĞciwe Wspóáczynnik cieplnej rozszerzalnoĞci liniowej α·10–6
Jednostka
100
200
300
400
4,43 – 1,60 – 8,3 9,2 – 548
– 1,82 10,9 568
– – 11,3 670
– – 2,02 – 12,1 13,8 712 795
8,4
9,8
10,1
10,3
9,3
500
–
600
700
– – 2,12 – 15,5 16,7 883 – –
–
g/cm3 µΩ·m W/(m·K) J/(kg·K) K–1
OdpornoĞü na Ğcieranie. TĊ wáasnoĞü materiaáu z proszku stopu tytanu Ti6Al4V, otrzymanego przez odksztaácanie w „plastycznej matrycy”, porównano ze stopem WT6 otrzymanym przez kucie w konwencjonalnych warunkach [20]. WĊzeá tarcia podczas badaĔ tworzyá prostopadáoĞcienny klocek ze stopu tytanu o wymiarach 6,35 × 15,75 × 10,0 mm i promieniu zatoczenia R = 17,5 mm oraz próbka ze stali àH15 o Ğrednicy φ 35 i dáugoĞci 8,7 mm. Badania ĞcieralnoĞci przeprowadzone zostaáy przy nastĊpujących parametrach: obciąĪenie P = 150 N, prĊdkoĞü Ğcierania v = 100 m/s, obroty n = 600 obr/s, cháodzenie w oleju silnikowym VS max (Olio Fiat). Badano zuĪycie na drodze tarcia 1200 m. Przykáadowe wyniki, obejmujące zmiany siáy tarcia podczas badaĔ próbki ze stopu WT6, przedstawiono na rysunku 4.88, a zmiany siáy tarcia, temperatury próbki i temperatury oĞrodka w czasie badaĔ stopu otrzymanego z proszku zilustrowano na rysunku 4.89. ZuĪycie próbek podczas Ğcierania pokazano na rysunku 4.90. 2,0
wartoĞci mierzone
siáa tarcia, N
1,5 1,0
aproksymacja
0,5 0,0 0
-0,5 –0,5
200
400
600
800
1000
1200
1400
droga tarcia, m
Rys. 4.88. Zmiana siáy na drodze tarcia podczas badaĔ próbki ze stopu Ti6Al4V (WT6) uzyskanego metodą kucia [21]
213
Po wzroĞcie zuĪycia próbek w początkowej fazie procesu, siáy tarcia maleją w czasie ustalonego przebiegu (rys. 4.88 i 4.89a). Związane to jest z wyrównywaniem powierzchni wspóápracujących oraz przedostawania siĊ pomiĊdzy nie produktów zuĪycia. Temperatura próbki ze stopu tytanu i oĞrodka cháodzącego stabilizują siĊ w czasie badaĔ. Próbki wytworzone z proszku stopu tytanu są nieznacznie mniej odporne na Ğcieranie od próbek ze stopu WT6 (rys. 4.90). 3,5
a)
wartoĞci mierzone
3,0
aproksymacja
2,0 1,5 1,0 0,5 0,0 -0,5 0
200
400
-1,0
50,0 40,0 30,0 20,0
1200
1400
aproksymacja
wartoĞci mierzone
10,0
temperatura próbki, oC
60,0
0,0
0
200
20,6
temperatura oĞrodka, oC
1000
droga tarcia, m
70,0
c)
800
b)
600
siáa tarcia, N
2,5
400
600 800 droga tarcia, m
1000
1200
1400
wartoĞci mierzone
20,5 20,4 20,3 20,2 20,1 20,0
aproksymacja
19,9 19,8 0
200
400
600 800 droga tarcia, m
1000
1200
1400
Rys. 4.89. Wyniki badaĔ próbki z materiaáu wytworzonego z proszku stopu tytanu TI6Al4V przez odksztaácenie w „plastycznej matrycy”. Zmiany na drodze tarcia: a) siáy; b) temperatury próbki; c) temperatury oĞrodka podczas badaĔ [21]
214
1200
zuĪycje, µm
1000 800 600 914
916
1
2
1108
1112
3
4
400 200 0 numer próbki
Rys. 4.90. ZuĪycie próbek podczas Ğcierania na drodze 1200 m: 1, 2 – próbki ze stopu TI6Al4V (WT6) uzyskanego metodą kucia, 3, 4 – próbki z materiaáu wytworzonego z proszku stopu tytanu Ti6Al4V (PSV)
Przedstawione w tym rozdziale zagadnienia stanowią wprowadzenie do metalurgii proszków tytanu i jego stopów. Pokazują moĪliwoĞci oddziaáywania na strukturĊ i wáasnoĞci materiaáów otrzymywanych z proszków stopów tytanu przez odksztaácanie na gorąco. WáasnoĞci tych materiaáów mogą byü dodatkowo ksztaátowane przez wprowadzenie do materiaáu osnowy skáadników o specjalnych wáasnoĞciach, np. w postaci bioszkieá z przeznaczeniem na implanty lub cząstek fazy twardej, celem zwiĊkszenia odpornoĞci na Ğcieranie i stabilizacji wáasnoĞci podczas pracy wyrobów w podwyĪszonych temperaturach.
4.5.4. Literatura
[1] Bylica A., Sieniawski J.: Tytan i jego stopy. Warszawa, PWN 1985 [2] Ciszewski B., Przetakiewicz W.: Nowoczesne materiaáy w technice. Warszawa, 1993 [3] Marciniak J.: Biomateriaáy w chirurgii kostnej. Gliwice, Wyd. Politechniki ĝląskiej 1992 [4] Bühler H., Wagner H.W.: Umformeigenschften von Titan und Titanlegierungen. Bände Bläche Röhre, 6, 1965, 625–630 [5] Gold R.: Precision Metall, 119, 1978, 40 [6] Welpelman K. et al.: Mikrostruktur und mechanische Eigenschaften von metallischen Leichtbauwerkstoffen. Werkstoffkolloquium, Köln 1983, 22 [7] Górny Z.: Odlewnicze stopy metali nieĪelaznych. Warszawa, WNT 1992 [8] Garmata i in.: Titan. Moskva, Metallurgija 1983 [9] Froes F.H. et al.: Fatique Properties of Hot Isostaticlly Pressed Ti–6Al–4V Powders. Metal Powder Report, 1983, 36–41 215
[10] Abkowitz S.: Ttanium P/M Preforms, Parts and Composites. [w:] Jaffe R.J. and Burte H.M. (Eds), The Metallurgical Society of AIME, Titanium Science and Technology, 1, 1973, 381–398, New York–London, Plenum Press 1973 [11] Smarsly W.: Zusammenhang von Mikrostruktur und Umformbedingungen von Ti–6Al–4V Pulver beim „Matrizenverbundschmieden” (MVS). Aachen, RWTH 1985 (Dissertation) [12] Kopp R., Rogall C.M., Szczepanik S.: Matrizenverbundschmieden ein Verfahren zur gezielten Beeinflußung von Gefüge und mechanischen Eigenschaften pulvermetallurgisch erzeugter Formteile. Metall, 42, 12, 1988, 1192–1195 [14] The German Aerospace Standard LN 3.7164 [15] Grundhoff K.J., Wirth G.: Effect of Advanced Powder Production Processes on Powder Characteristics and Mechanical Properties of HIP Compacts of Prealloyed Ti6Al4V. Proc. Fifth Int. Conf. on Titanium, Munich 1984, Titanium Science and Technology, 411– 417 [16] Willbrand J., Jablonski W., Grewe H.: Production and Morfphology of KRZ – Ti6/4 Powder. Horizons of Powder Metallurgy. Proc. Int. P/M Conf., Düsseldorf 1986, 71–75 [17] Hertmann J.P., Eylon D., Froes F.H.: Mechanical properties of Advanced Titanium Powder metallurgy Compacts. Powder Metallurgy International, 17, 3, 1985, 116– 118 [18] Szczepanik S., Kopp R., Wiegels H.: Production of Powder Ti – Alloy Rings bei Means Compaction and Radial-Rolling. Powder Metallurgy International, 25, 6, 1988, 25–27 [19] Szczepanik S., Kopp R.: Wytwarzanie wyrobów z proszków stopów tytanu przez odksztaácenie w „páynącej matrycy”, VII Konferencja Metalurgii Proszków w Polsce, Kraków 5–7.X.1988, t. II, 361–369 [20] Szczepanik S.: Otrzymywanie materiaáów o duĪej gĊstoĞci z proszków stopów tytanu. IV Ogólnopolskie Sympozjum „Tytan i jego stopy – przetwórstwo i zastosowanie w technice”, àaĔcuch–Rzeszów 1995, 88–101 [21] Gancarzewicz E.: Analiza technologii otrzymywania materiaáów na implanty. Kraków, Wydz. Metalurgii i InĪynierii Materiaáowej AGH 2001 (Praca dyplomowa) [22] Szczepanik S.: Materiaáy o duĪej gĊstoĞci otrzymane z proszków stopów tytanu. Metalurgia proszków, 1–2, 1995, 26–38 [23] Caps–Finel: Das Finite–Element–Programm zur Simulation umformtechnischer Fragestellungen. CPM GmbH Herzogenrath
216
Podsumowanie
Przeróbka plastyczna materiaáów spiekanych z proszków metali i ich stopów oraz kompozytów na ich osnowie daje moĪliwoĞü wytwarzania nowoczesnych wyrobów o okreĞlonej strukturze i wáasnoĞciach mechanicznych oraz uĪytkowych. WáasnoĞci ksztaátowane są poprzez dobór skáadu chemicznego i oddziaáywanie na strukturĊ warunkami odksztaácania i parametrami obróbki cieplnej. Do ksztaátowania struktury i wáasnoĞci wyrobów z proszków metali i ich stopów oraz kompozytów na ich osnowie niezbĊdne są informacje o zjawiskach zachodzących w materiale podczas odksztaácania. Zjawiska te związane są ze stanem naprĊĪeĔ, odksztaáceĔ oraz temperaturą w odksztaácanym materiale. Ich zrozumienie powinny uáatwiü omówione w rozdziale pierwszym opracowania wybrane zagadnienia teorii plastycznoĞci, ze szczególnym uwzglĊdnieniem metalicznych materiaáów porowatych oraz elementy mechaniki kompozytów. Omówione w rozdziale drugim pracy podstawowe procesy ksztaátowania na gorąco spiekanych materiaáów stanowią wprowadzenie do technologii kucia matrycowego dokáadnego i wyciskania materiaáów spiekanych. W rozdziale trzecim pracy omówiono wybrane aspekty fizycznego modelowania i symulacji numerycznej z zastosowaniem metody elementów skoĔczonych do analizy odksztaácania spieków i kompozytów. Symulacja numeryczna procesów wymaga przygotowania odpowiednich warunków brzegowych. Od ich poprawnoĞci zaleĪy jakoĞü otrzymanych wyników i ich interpretacja. Niektóre informacje, np. o stanie odksztaáceĔ, naprĊĪeĔ czy temperatury w odksztaácanym materiale, moĪna uzyskiwaü w wyniku symulacji procesów ich odksztaácania metodą elementów skoĔczonych. Dlatego zwrócono uwagĊ na opracowanie warunków brzegowych w badaniach plastometrycznych z uwzglĊdnieniem struktury materiaáu. Wyniki symulacji lokalnych zjawisk w odksztaácanym materiale mają, przy prawidáowych warunkach brzegowych, swe jakoĞciowe potwierdzenie w badaniach metaloznawczych. Rozdziaá czwarty poĞwiĊcony jest materiaáom o duĪej gĊstoĞci wytworzonym z proszków, spieków i kompozytów. Scharakteryzowano w nim procesy technologiczne, struktury i wáasnoĞci materiaáów z proszków Īelaza i jego stopów oraz proszków stopowych na osnowie aluminium, materiaáów kompozytowych na osnowie aluminium wzmocnionych wáóknami ceramicznymi i materiaáów kompozytowych na osnowie stopów aluminium umocnionych cząstkami faz ceramicznych o duĪej twardoĞci. Umieszczono w nim równieĪ informacje o materiaáach, otrzymywanych z proszków stopów tytanu. 217
